/
Text
М. Л. ЕЕРНШТЕЙН
ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКАЯ
ОБРАБОТКА
МЕТАЛЛОВ
И СПЛАВОВ
1
М. Л. БЕРНШТЕЙН
ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКАЯ
ОБРАБОТКА
МЕТАЛЛОВ
И СПЛАВОВ
В ДВУХ ТОМАХ
а*. Издательство „Металлургия11
K2W МОСКВА 1968
М. Л. БЕРНШТЕЙН
ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКАЯ
ОБРАБОТКА
СПЛАВОВ .
ТОМ ПЕРВЫЙ
Издательство „Металлургия"
МОСКВА 1968
УЙК 669Д—МГ
ТЕРМОМЕХАНИЧССКАЯ ОБРАБОТКА
МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ (в двух томах)
БЕРНШТЕЙН М Л Изд-во «Металлургия»,
1968, 1172 с.
Книга является первой в мировой литературе моно-
графией по термомеханической обработке [ТЛЮ),
представляющей совокупность пластической дефор-
мации и термической обработки.
Вт! *Термомеханическая обработка сплавов» изла-
гаются научные основы термомеханической обра-
ботки Приводятся технологические схемы и ре-
зультаты опробования термомеханического упрочне-
ния жаропрочных сплавов на основе железа и никеля,
а также алюминиевых, магниевых и медных сплавов
В т. II *Термомеханическая обработка стали» сооб-
щаются данные о низкотемпературной и высоко-
температурной схема t упрочнения различных сталей
[прутков, рессорных полос, труб, валков, ножей
и других изделий ] Даны схемы промышленных уста-
новок
Сведения, приводимые автором, дают представление
о применимости ТМО в металлургии, машинострое-
нии, а также о технологичности этой обработки и
уровне получаемых свойств
Илл 880. Табл 178 Библ 632 назв.
БЕРНШТЕЙН Нарк Львович
ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА МЕТАЛЛОВ И
СПЛАВОВ, т. I
Редактор и «дательетва Э. М. Любимова
Технический редактор С. Б. Вайнштейн ’'
Художник В. В. Тирдатов
График А. И Плотников Г v
Сдано а производство 25/VI] 1967 г *
Подписано в печать 12/111 1968 г ?? 5 е .
Бумага № 1, 60X 90»/,, - 18,61 б л = 37.25 "
37.48 уч.-изд л И«д № 4774 Т 01797 Тираж 7500 эк з?'
Заказ 1766 Цена 2 р 99 к
Издательство «Металлургия»
Москва, Г-34, 2-й Обыденский пер , 14
Левинградская типо, рафия №6
Главполнграфпрома Комитета
по печати при Совете Министров СССР
Ленинград, ул Моисеенко, 10
3-12-5
98-67
СОДЕРЖАНИЕ
ВВЕДЕНИЕ 7
1 МВ1И1Е ДЕМРМАЦМ ИА СТРОЕНИЕ I СВОЙСТВА МЕТАЛЛОВ В СШВВВ 24
Общие вопросы 25
Упрочнение при наклепе 43
Влияние температуры и примесей на упрочнение при
наклепе 61
Феноменологические данные об изменении структуры
и некоторых свойств металлов в результате наклепа 97
Влияние наклепа на строение и свойства железа и леги-
рованного феррита 128
Влияние деформации на строение и свойства титана 151
2 ВЗМЕНЕНВЕ СТРУКТУРЫ ХМОДЮДЕФОРМИРОВАВВЫХ СЯЛАВОВ ПРИ НАГРЕВЕ <74
Последовательность структурных изменений 175
Возврат 177
Изменения в субзеренной структуре Полигонизация 187
Рекристаллизация 212
Влияние нагрева на изменение структуры и свойств леги-
рованного феррита 229
Изменение структуры и свойств при нагреве холодиоде-
формированной нержавеющей стали 242
Влияние нагрева на изменение свойств наклепанного
технически чистого титана 251
Полигонизация в молибдене и его сплавах 258
3 MEXAUNKB-TEPM4ECBAB ОЬРАБОТИА 294
Влияние МТО на свойства сплавов 295
Упрочнение в результате программного нагружения 314
6
СОДЕРЖАНИЕ
ТЕРМОМЕХДНЯЧЕСМЯ ОБРАБОТКА ОПЛАВОВ М ОСНОВЕ ВВЕДИ, АЛЮМИНИЯ I МАГНИЯ 322
Влияние деформации на старение сплавов 323
Магниевые и алюминиевые сплавы 329
Медные сплавы 343
ТЕРММЕХЛПЧЕбКЛП ОБРАБВТВА АУСТЕИИТИНХ ЖЛМВМЧИИХ СПЛАВОВ 350
Общие вопросы упрочняющей обработки жаропрочной
стали 351
ВТМО жаропрочных аустенитных сплавов (схема I) 384
ТМО аустенитных сплавов по схеме Ш. закалка—наклеп-
старение 426
Термомеханическая обработка стали 4Х14Н14В2М (ЭИ69) 442
Термомеханическая обработка стали ЭИ395 (16-25-6) 460
Термомеханическая обработка сплава типа ХН77ТЮР 492
Термомеханическая обработка элинварных сплавов 566
Термомеханическая обработка стали типа 15-35-3 584
ВВЕДЕНИЕ
Представления о решающей роли‘структуры в формировании
ряда важнейших, так называемых структурно чувствительных
свойств развились в последнее время в экспериментально до-
казанные положения о влиянии на эти свойства несовершенств
строения реальных кристаллов. Несовершенства строения
влияют на механизм и кинетику фазовых и структурных пре-
вращений при термическоД обработке, т. е. влияют на получение
структуры, определяющучо свойства металлического сплава.
Представляется целесообразным управлять характером, чис-
лом и распределением несовершенств в металле на разных ста-
диях термической обработки с тем, чтобы рационально направить
процессы структурообразования и получить оптимальные свой-
ства. Одним из основных методов создания несовершенств
является пластическая деформация. При этом естественным
является сочетание в единой технологической схеме плас-
тической деформации и фазовых превращений.
Термомеханическую обработку следует понимать как сово-
купность операций деформации, нагрева и охлаждения (в раз-
личной последовательности), в результате которых формиро-
вание окончательной структуры металлического сплава, а сле-
довательно и его свойств, происходит в условиях повышенной
плотности несовершенств строения, созданных пластической
деформацией.
Следовательно, во-первых, исследования в области термо-
механической обработки сводятся к изучению влияния пла-
стической деформации на превращения в термически обраба-
тываемых сплавах и на структуру и свойства после этих превра-
щений. Во-вторых, термомеханическая обработка металлов и
сплавов оказывается целесообразной во всех случаях, когда
целесообразна их термическая обработка^ т. е. когда в этих
сплавах возможны: 1) превращения в твердом растворе, связан-
ные либо с изменением растворимости одного компонента в дру-
гом, либо с изменением корреляции; 2) полиморфные превра-
щения
1 Третий случай — изменение структуры при нагреве деформированного металла —
является, по существу, основным элементарным процессом превращений при термо-
механической обработке
8
ВВЕДЕНИЕ
Эти соображения и положены в основу построения данной
монографии. В т. I наряду с общими вопросами влияния пла-
стической деформации и последующего нагрева на строение и
свойства металлов и сплавов излагаются сведения о термомеха-
нической обработке различных (главным образом жаропрочных)
сплавов; в т II —термомеханическая обработка стали и ти-
тановых сплавов, обладающих
Количестбо иска тений решетки
6 кристалле
Рис I Зависимость прочности крис
талла от количества искажений решетки
полиморфными превращениями.
Ясное представление о про-
цессах, происходящих в метал-
ле при пластической деформа-
ции и при термической обра-
ботке, удается составить лишь
исходя из сведений о строении
реальных кристаллов
|МЦ Прочность различных крис-
таллов достигает высоких зна-
чений в условиях их почти
бездефектного строения (ните-
видные кристаллы, прочность
которых приближается к теоре-
тической) и при большом насы-
щении кристаллических тел де-
фектами строения
Тогда в первом приближе-
нии оказывается справедливой
схема,1 приведенная на рис. 1.
Теоретическая оценка прочности идеальных кристалличе-
ских тел, т. е. свободных от макроскопических и микроскопиче-
ских (в том числе и атомных размеров) дефектов, была дана
Я- И. Френкелем 2 в 1926 г ; для сопротивления разрушению
она составляет около £/10, а для напряжения течения примерно
G/5, где Е — модуль упругости (Юнга), G — модуль сдвига.
Общие теоретические рассуждения, которые лежат в основе
этого расчета, приводят к тому, что наибольшей прочностью
должны обладать твердые кристаллические тела с направлен-
ными связями — в частности с ковалентной и ионной связью.
Подсчеты Гилмана’, использовавшего модель Френкеля (для
случая предельного допускаемого значения упругой дефор-
мации 5%), приведены на рис. 2. Было показано, что в ряде
случаев (удаление поверхностных дефектов, отсутствие уда-
• А А Б оч в а р Металловедение Металлургнздат, 1956, с 49 Иногда рисуют
на схеме U-образиую кривую, что неверно, так как даже при очень большом насыще-
нии кристалла дефектами нельзя достичь теоретической прочности, присущей лишь
бездефектным кристаллическим телам.
» J Frenkel Z Phys, 1926, № 37, p 572
» J Oilman Meeh Engr , 1961, v 83, p 55.
ВВЕДЕНИЕ
9
ров) эти материалы могут выдерживать напряжения 2000—
4000 кПмм*. Разница между теоретической и реальной проч-
ностью в случае кристаллов с ковалентной или ионной связью,
как теперь установлено, обусловлена наличием поверхностных
или внутренних трещин макроскопического или микроскопиче-
ского (но больше атомного) размера. Таким образом, ковалент-
ные и некоторые ионные твердые кристаллические тела яв-
ляются природно прочными^ но неизбежно имеющиеся в них
(И1""
Теоретические значения
I
3
МИ*1
т.н М я
т,с «А™’
ee°McSQ
S.°’C zrc
Si
(эо) 1 ' Обычно достиеоеные значения
0 100 U00 2100 2800 3500 6200 6П01(С,кГ/пп»
Рис 2 Теоретическая (при деформации 5%) и обычно достигаемая прочность
(в скобках — процент от теоретической) некоторых хрупких кристаллических тел
(Гилман)
поверхностные и внутренние трещины вызывают начало прежде-
временного разрушения при нагрузках, много меньших теоре-
тически допускаемых (т. е. они являются одновременно как бы
«природно хрупкими»).
В современных конструкциях, в которых неизбежно возник-
новение сложнонапряженных состояний и динамического
приложения нагрузок, наибольшее предпочтение отдается
вязким кристаллическим материалам и главным образом ме-
таллам.
4 Известно, что разница между расчетной и реальной проч-
ностью металлических кристаллов определяется наличием в них
дефектов атомного размера — дислокаций. Эти дислокации
неизбежно присутствуют в любом твердом металле в количестве,
зависящем от чистоты металла и способа его получения. Таким
образом, всякие металлические кристаллы (в отличие от хрупких
тел) являются природно непрочными и их можно упрочнить
только при создании «неподвижности» дислокаций, которые
10
ВВЕДЕНИЕ
в обычных случаях перемещаются при весьма малых напряже-
ниях (рис. 3).
Теоретические значения напряжения течения некоторых ме-
таллов, определенные по методике, аналогичной примененной
Гилманом, показаны на рис. 4. Теоретическая прочность эле-
ментов платиновой группы (Ru, Re, Ir, Os) > 1400 кПям1,
переходных элементов (Fe, Ni, Со, Cr, Mo, W) >700 кПмм,1.
Предел текучести наиболее прочных сплавов на основе титана
и железа составляет около 40% теоретически возможной ве-
личины (указан в скобках справа от обозначения элемента).
Однако для конструктора более важна не теоретическая
прочность, а отношение прочности к удельному весу. Значения
этого отношения для тех же металлов, которые рассмотрены
па рис. 4, приведены на рис. 5. Действительно достигаемые в на-
ВВЕДЕНИЕ
II
стоящее время отношения прочности к удельному весу для Mg,
Al, Be, Ti и Fe также приведены на рис. 5. Заслуживает вни-
мания сравнительно высокое отношение прочности к удельному
I
Теоретические значения
Ir 0s
й *
Be Но *
Rh
М9 AI Со
Г,М^(Ж)
Яр М(№)
Мд 0₽(4)
П9(Ю) Обычно достиеаепые значения
О 350 100 1050 МОО 1150 б, кГ/нн*
Рис 4. Теоретическая (при деформации 5%) и обычно достигаемая прочность неко-
торых пластичных металлов (Шматц. Закей)
Теоретические значения
Be
So
мо я«Сг
(38)в(,В)
Обычно достигаете значения
О 10 20 30 W 50 60
Отношение прочности к удельному бесу
Рис 5 Теоретическое и обычно достигаемое (в скобках — процент от теоретического)
отношение прочности к удельному весу некоторых пластичных материалов (Шматц.
Закей)
весу, наблюдаемое для железа и титана. Если принять во
внимание достигнутую прочность тонкой стальной прово-
локи (450 кПмм1) и включить ее в проводимое сравнение, то
42
ВВЕДЕНИЕ
отношение прочности к весу для железных сплавов составит60%
теоретического
На рис. 6 показано влияние легирования и различных ви-
дов обработки на прочность самых распространенных в технике
сплавов — на основе железа *. В нитевидных кристаллах мало
дислокаций, а имеющиеся большей частью неподвижны. Высоко-
чистый монокристалл имеет наименьшую прочность, так как
хотя плотность дислокаций в нем сравнительно намного выше.
Рис 6 Влияние строения
кристаллов, состава и обра-
ботки на прочность железа
(Закей)
/ — монокристаллы железа.
2— железо, упрочненное вве-
дением в твердый раствор
углерода (0,0001-0,0005% С)
3 — техническое железо
(0.02% С) с различным зер
ном, 4—железо, упрочнен
ное наклепом, 5 —эвтекто-
идные перлитные стали,
6— эвтектоидные бейнитные
стали. 7 — иизколегиров«и
ные мартенситные стали,
8 — низколегированные мар-
тенситные стали. подвергну-
тые ТМО. 9 — холодиотяну
тая проволока (патентиро-
ванная), 10 — нитевидные
кристаллы железа
но дислокации не встречают
при своем движении таких
эффективных барьеров, как
границы зерен или атомы
примесей.
Между этими двумя пре-
дельными случаями (разня-
щимися по значениям прочно-
сти на три порядка) лежит
ряд «промежуточных» состоя-
ний, которые показывают,
каким образом при торможе-
нии движения дислокаций
в результате легирования или
обработки можно достичь по-
вышения прочности. Так,
введение в железо с о. ц. к.
решеткой нескольких тысяч-
ных процента углерода при-
водит к повышению напряже-
ния течения в четыре раза.
Следует отметить, что степень
упрочнения зависит от положения атомов углерода в решетке,
т. е. от того, находятся они в порах или междуузлиях пра-
вильной решетки, или скапливаются вокруг дислокаций, яв-
ляясь, таким образом, тормозом для их движения.
Металлы, как правило, поликристалличны. Имеются пря-
мые доказательства, что границы зерен служат барьерами для
движения дислокаций. На рис. 7 показано скопление дислокаций
у границы в аустенитном сплаве, которые не могут переместиться
в соседнее зерно и вызвать там деформацию. Поэтому умень-
шение размера зерна, например для железа, в 10 раз приводит
к повышению его прочности в три раза.
При пластической деформации, сопровождающейся мно-
жественным скольжением (по пересекающимся кристаллогра-
’V F Zac k ay Lawrence Radiation Laboratory. University of California, Con-
tract № u 7405 Eng 48, 1963
Рис 7 Скопление дислокаций у границы в аустенитном сплаве типа нимоник Х50 ООО
14
ВВЕДЕНИЕ
|)ическим плоскостям) неизбежно образование сложных скопле-
ний дислокаций, образующих неправильной формы сетки,
ячейки, сплетения, неравномерно распределенные в объемах
кристалла (зерна). При такой структуре деформированного
металла (рис. 8) движение каждой дислокации в условиях их
повышенной плотности затруднено. Поэтому наклеп железа
повышает его прочность в два раза (см. рис. 6).
Присутствие дисперсных и твердых частиц второй фазы
в металлических сплавах также приводит к торможению движе-
шя дислокаций. Чем меньше расстояние между твердыми кар-
бидными частицами в мягкой ферритной основе, тем эффективнее
торможение дислокаций и выше прочность стали. Это определяет
различное сопротивление деформированию ферритокарбидной
смеси в зависимости от распределения и размеров карбидных
частиц в феррите, а также от способа формирования данной
структуры (перлитный или бейнитный механизм).
Закалка стали с образованием мартенситной структуры
весьма существенно повышает прочность. По-видимому, упроч-
нение в результате этой обработки является комплексным
(образование твердого раствора, дисперсионное твердение,
наклеп в связи с разницей в объемах фаз); в основе его лежит
создание препятствий для движения дислокаций.
Разрабатываемая в последние годы термомеханическая об-
работка позволяет достичь на технических сплавах наибольшей
прочности — до 320 кПмм1, т. е намного больше, чем при ле-
гировании и обычной термической обработке. При сравнимой
высокой прочности термомеханическая обработка дает более
высокие значения пластичности и вязкости, чем легирование
и термическая обработка, т. е. повышает сопротивление отрыву
и конструктивную прочность.
Высокая прочность, достигаемая при холодном волочении
после патентирования, может быть получена только на неко-
торых видах полуфабрикатов — тонкой проволоке и ленте,
которые применяют ограниченно
Относительно получения нитевидных кристаллов («усов»)
следует отметить, что до сих пор не найден экономически целе-
сообразный способ их получения в размерах, определяющих
возможность промышленного использования. На рис. 9 при-
ведены данные по прочности усов некоторых материалов; от-
личие их прочности от теоретической незначительно. Однако
усы отличаются высокой чувствительностью к поверхностным
дефектам, поэтому в конструкциях необходима специальная
защита, например рекомендуют усы в виде пучков заливать
связующим материалом. Известны попытки заливки усов SiO2
алюминием (Англия) и усов Д12О3 серебром (США) и др.
Рис. 8. Дислокационная структура наклепанною аустенитного сплава
X 25 000
Hi
ВВЕДЕНЫГ
С эти материалы сохраняют такую же
прочность, как и металлическая
связка при комнатной темпера-
туре. Однако если проблему
технического использования
усов можно считать принципи-
Подсчитано, что прочность материала, состоящего из окисных
усов, залитых в оптимальной пропорции металлом (~50% объ-
ема), составляет около ’,3 прочности отдельного уса, что уже в не-
сколько раз превышает прочность конструкционных сплавов.
Важнейшим свойством таких волокнистых материалов является
сохранение ими прочности при высоких температурах (благодаря
тому, что основную нагрузку несут усы, а не связка), поэтому
в ряде случаев при 1000
6).кГ/пп*
/,900 п
/,200 -
3500 -
I
2800 - j
2100 -
1U00 -
700 -
0»-----И------
Рис 9 Сравнительные данные по прочности усов (черные
столбики) н теоретической прочности (белые столбики)
(Келлн)
много технологических трудностей, связанных с их промышлен-
ным получением.
v Проблеме получения высокопрочных металлических мате-
риалов в современной технике уделяется исключительное вни-
мание Консультативный совет по материалам при Американ-
ской национальной Академии наук, изучив возможности повы-
шения прочности металлических материалов в перспективе
(к 1980 г.),/пришел к выводам, которые иллюстрируются диа-
граммой рис. 10. Отмечено, что самыми разнообразными воз-
можностями продолжают обладать железо и его сплавы, ши-
роко применяемые в современном ракетостроении Указывается,
что наиболее высокие свойства на сплавах железа должны
быть получены в результате комбинированной термомеханиче-
ской обработки.
Таким образом, термомеханическая обработка является в на-
стоящее время наиболее прогрессивной упрочняющей обработкой.
Особенностью этого нового способа упрочнения является соче-
тание обработки металлов давлением и термической обработки
18
ВВЕДЕНИЕ
До недавнего времени операции пластической деформации
рассматривали в основном как операции формоизменения.
Хотя было известно, что энергия, затраченная на деформирова-
ние, всегда больше энергии, выделяемой в виде тепла в про-
цессе деформирования, после пластической деформации прини-
мали все меры, чтобы эту накопленную энергию из металла
«изгнать». Затем, приступая к термической обработке, вновь
вели процессы, направленные на накопление энергии в металле,
зная, что метастабильное (высокоэнергетическое) состояние
будет определять высокую прочность.
Несмотря на очевидную целесообразность совмещения пла-
стической деформации и фазовых превращений, технологиче-
ские процессы, в которых оба фактора воздействия на строение
сплавов были бы соединены в одной схеме, до сих пор имели
малое распространение.
Это объясняется тем, что, как это часто бывает с новыми
процессами, поиски практического применения новой обработки
опережали исследования сущности явлений, лежащих в ее ос-
нове. Тогда на практике возможно применение малообоснован-
ных, а иногда и неудачных технологических вариантов. По-
этому необходимы исследования термомеханической обработки—
этой новой, перспективной и практически весьма важной отрасли
металловедения и термической обработки.
Различные схемы термомеханической обработки следует
применять в зависимости от природы сплава. Многообразие
вариантов схем указанной обработки определяется, в частно-
сти, многообразием превращений. Тогда выявление наиболее
перспективных областей использования термомехапической
обработки возможно при сравнительно широком исследовании,
при использовании большинства современных средств изучения
строения и испытания свойств металлов и сплавов.
\| Возможность целесообразного применения термомеханиче-
ской обработки определяется тем, что на процессы структурных
превращений существенное влияние оказывают присутствующие
в реальных металлах и сплавах несовершенства строения (дис-
локации, вакансии, дефекты упаковки и др.). Однако в резуль-
тате некоторых структурных превращений образуется новое
количество несовершенств Таким образом, кинетика и механизм
фазовых и структурных превращений при термической обра-
ботке зависят от характера и плотности несовершенств строения
и в свою очередь влияют на их количество и распределение. ‘
В общем случае полиморфных превращений разность объе-
мов исходной и конечной фаз вызывает напряжения. Последние
приводят иногда к экспериментально фиксируемому пластиче-
скому течению, которое всегда имеет дислокационный характер.
ВВЕДЕНИЕ
id
Когерентная граница между новой и старой фазой имеет дисло-
кационное строение. Интересным экспериментальным фактом
относительно влияния несовершенств на кинетику полиморф-
ного превращения является найденный при исследовании «усов»
железа сдвиг температуры превращения. Известно, что в про-
тивоположном случае, при высокой плотности дислокаций,
например после сильного наклепа, а 72 у-превращение проис-
ходит также в необычном температурном интервале. Для
мартенситного превращения показано, что характер и плотность
дислокаций определяют кристаллогеометрические соотношения
между решетками исходного аустенита и получающегося мар-
тенсита, условия роста и характер плоскости габитуса новой
фазы.
Процессы дисперсионного твердения в твердых растворах
значительно зависят от особенностей реального строения.
После высокотемпературной закалки исходное состояние Твер-
дого раствора во многом определяется концентрацией вакансий
и дислокаций, которая после данной обработки (закалки) за-
висит от предыстории образца. Упрочняющие фазы в пересы-
щенном твердом растворе могут образоваться не только в ре-
зультате повторного нагрева закаленного сплава, но и под
влиянием только одной холодной пластической деформации.
Естественно, что вызванный деформацией процесс старения
определяется созданными при этом несовершенствами строения.
Ускорение выделения упрочняющих фаз при нагреве за-
каленного и деформированного сплава иногда настолько ве-
лико, что может привести и к некоторым изменениям механизма
формирования состава и строения частиц упрочняющих фаз.
Плотность несовершенств строения будет влиять на дис-
персность частиц и характер их распределения по объему
сплава.
•^/Конечный результат обработки — эффект дисперсионного
твердения — зависит от степени заполнения межчастичного
расстояния окаймляющими частицы дислокационными пет-
лями, что и определяет состояние максимального упрочнения.
Процессы превращения в твердых растворах без их рас-
пада — образование порядка (ближнего и дальнего), внутри-
кристаллической адсорбции, концентрационных неоднород-
ностей — как все процессы межатомного взаимодействия во
многом связаны с кристаллическими неоднородностями. Экспе-
риментально показана роль дислокаций в образовании антифаз-
ных доменных границ в процессе упорядочения. Известна за-
висимость кинетики упорядочения от температуры закалки,
определяющей плотность закалочных вакансий. Установлено су-
щественное влияние предварительной пластической деформации
2*
20
ВВЕДЕНИЕ
на процессы внутрифазовых превращений в твердых растворах
на основе железа, никеля, титана, хрома и молибдена.
В основе структурных превращений при нагреве холодно-
деформированного металла лежат процессы взаимодействия
и рекомбинации несовершенств строения. Определенное раз-
витие этих процессов может создать особое тонкое строение
металлических сплавов, обеспечивающее, в частности, высокие
механические свойства.
Современные представления относительно роли несовер-
шенств строения позволяют понять влияние предыстории металла
на результаты термической обработки. Существенный разброс
в значениях свойств разных партий или плавок металла после
одинаковой термической обработки, по-видимому, определяется
этой предысторией, в большинстве случаев неизвестной, что
и дает непредвиденные колебания в характеристиках свойств
Знание возможного воздействия предшествующей обработки
на характер, плотность и распределение несовершенств строе-
ния позволит правильно судить о влиянии предыстории металла
на его конечные эксплуатационные свойства.
Ч Решающая роль несовершенств реального строения в кине-
тике и механизме фазовых и структурных превращений приво-
дит к необходимости использования определенной плотности
и распределения несовершенств в металле для управления ре-
зультатами процессов термической обработки.
Регламентирование количества и плотности несовершенств
строения в сочетании с термической обработкой по специальным
р< жимам дает возможность получить оптимальное тонкое строе-
ние металлических сплавов, что определит в конечном счете
их более высокие эксплуатационные свойства. В этом состоит
преимущество термомеханической обработки, при которой
наличие несовершенств используется для достижения постав-
ленных целей — получения определенных свойств.
Одним из наиболее удобных технологических способов ре-
гламентирования характера, числа и распределения несовер-
шенств является пластическая деформация.
Выбор пластической деформации как способа создания не-
совершенств имеет еще и ту особенность, что при этом происхо-
дит их ориентированное расположение. Характер ориентиро-
ванности строения зависит от выбранной схемы деформации
(создание разных типов текстур). Последующий нагрев при
термической обработке должен быть таким, чтобы привести
к закономерной перестройке одной ориентировки строения
(после деформации) в другую ориентировку (после нагрева).
В результате будет образовано особое тонкое строение сплавов,
отличающееся тем, что элементы этого топкого строения могут
ВВЕДЕНИЕ 21
быть ориентированными. Если эта ориентированность будет
регулироваться в зависимости от схемы действующих на сплав
извне напряжений, то можно, например, достичь максимального
упрочнения, если ^отодвинуть» плоскости легкого скольжения
в ориентированной структуре от направления действующих
касательных напряжений; наоборот, можно повысить пластич-
ность сплава даже в упрочненном состоянии, если ориентиро-
вать плоскости легкого сдвига по направлению касательных
напряжений. Задача сводится к тому, чтобы в каждом конкрет-
ном случае были выбраны:
1) оптимальный способ пластической деформации,
2) наиболее эффективная степень деформации,
3) наилучшая схема совмещения термической обработки
и пластической деформации;
4) скорректированные (в связи с использованием деформа-
ции) режимы термической обработки.
В результате будет создана термомеханическая обработка.
В связи с многообразием видов ТМО, созданием различных тех-
нологических схем появилась необходимость в их классифика-
ции. Кулой и Радклиффом *, а также А. П. Гуляевым 2 была
предложена такая классификация Предложение А. П Гуляева,
являющееся некоторой разновидностью классификации Кула
и Радклиффа, представляется, однако, более полным и, вообще
говоря, оно может быть в ряде случаев полезным.
Представляется целесообразным составить классификацию
различных способов термомеханической обработки, выбрав
в соответствии с изложенными принципами в качестве класси-
фикационного признака последовательность проведения опе-
раций деформирования и термической обработки (см. стр 22)
*
Итак, формирование структуры сплава в результате совме-
стного воздействия на него пластической деформации и пре-
вращений в твердом состоянии имеет ряд отличий от обычных
условий структурообразования при термической обработке.
Эти отличия объясняются, в первую очередь, повышенной плот-
ностью несовершенств строения и их специфическим распре-
делением, созданными деформацией
х/ Изучение влияния несовершенств строения на процессы
структурообразования в металлах и сплавах и на формирование
многих важнейших структурно чувствительных свойств по-
зволило создать основу для развития нового способа упрочне-
ния — термомеханической обработки.
k-М т 11, ГЛ I.
Гуляев А П Металловедение и термическая обработка, 1965, № U, с 9
Класс
I
Деформация
до термической
обработки
КЛАССИФИКАЦИЯ ВИДОВ ТЕРМОМЕХЯНИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
Сплава (стали), имеющие полиморфные превращения
Стареющие сплавы
1)Сг\
нтмо
НТМнэО
НТМО
в нтмо
Термомеханическая обработка I и IV классов основана на явлении наследования упрочне-
ния. сохраняющегося после соответствующей термической обработки. Сохранение упроч-
няющего влияния высокотемпературной деформации после повторной термической обра-
ботки является основой для специальной схемы—наследственности высокотемпературного
термомеханического упрочнения (НВТМУ).
Примечание. ПТМО — предварительная термомеханическая обработка.
ВТМО — высокотемпературная термомеханическая обработка, ВГМПО — высокотемпера-
турная термомеханическая поверхностная обработка; ВТМиэО — высокотемпературная
термомехаиическая бейнитная обработка. НТМО — низкотемпературная термомеханиче-
ская обработка. НГМизО — низкотемпературная тсрмомсханнчсская бейнитная обработка,
ВНТМО — высоко-низкотемпературная термомехаиическая обработка, НВТМО — низко-вы-
сокотемпературная термомеханическая обработка. ДМО-1 — деформация мартенсита с по
следующим отпуском. ДМ 0-2 — деформация мартенсита после ВТМО, МТО — деформация
иемартенситиых структур иа площадке текучести, в том числе многократная ММГО,
МТО-1 — мсханикотсрмнчсская обработка деформацией при комнатной температуре с от-
пуском, МТО-2 — мсханикотермичсская обработка деформаций при повышенных темпе-
ратурах. совмещенная с отпуском
нвтмь
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ
НА СТРОЕНИЕ И СВОЙСТВА
МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ
ОБЩИЕ ВОПРОСЫ
При пластической деформации происходит накопление энергии
в деформированных металлах и сплавах. Эта накопленная
(скрытая) энергия деформирования связана с необратимыми
изменениями кристаллического строения, определяющими из-
менение важнейших так называемых структурно чувствительных
свойств: сопротивления пластической деформации, электриче-
ских и магнитных свойств, диффузионных констант, релакса-
ционной способности и др.
Необратимые изменения строения при деформировании опре-
деляются созданием дефектов в кристаллах (вакансий и глав-
ным образом дислокаций, необратимым перемещением дислока-
ций, возрастанием плотности дислокаций на три-четыре
порядка и резким увеличением плотности вакансий).
Скрытую (поглощенную) энергию деформации определяют
экспериментально по разнице затраченной при деформации
работы и выделившегося тепла или по количеству тепла, выде-
лившегося при нагреве деформированного металла^На рис. 11
приведена зависимость общего количества поглощенной (скры-
той) энергии от степени относительной деформации при круче-
нии поликристаллической меди (1, 133] Если общее количе-
ство поглощенной энергии Ензм непрерывно увеличивается
с ростом деформации и с увеличением общей затраченной ра-
боты, то относительное количество поглощений энергии (отне-
сенное к затраченной работе), т. е. величина , меняется
<—" £затр
немонотонно.|С увеличением степени деформации доля (процент)
поглощенной энергии падает- при малых деформациях поглоща-
лось около 10% энергии, а при больших—только 3% (рис 12)
В условиях деформирования при обычной (комнатной) тем-
пературе происходит незначительное поглощение энергии.
Опыты, проведенные на свинце и кадмии при низких темпе-
ратурах (77° К) 12,44] показали, что при малой деформации
поглощается почти вся затраченная работа (80—90%); с ростом
деформации, т. е. при увеличении затраченной работы, коли-
чество поглощенной энергии резко уменьшается (рис. 13).
Относительная деформация
Рис 11 Зависимость общего количе
сгва анергии (£|13ч) от степени де
формации поликристаллической ме-
Рис 12 Зависимость относительного
количества поглощенной энергия
(отнесенной к затраченной
от степени деформации меди (1|
Рис 13 Зависимость отно-
сительного количества по-
глощенной энергии от эатра-
чениой работы при низкотем-
пературной деформации кад-
мия (/) и свиина (2) [2J
Рис. 14 Изменение величины накопленной энергии и мииротвердости в зависимости
от деформации при^ ударно-взрывном нагружении (/) и при протяжке проволоки (2).
ОБЩИЕ ВОПРОСЫ 27
При увеличении степени деформации одновременно с обра-
зованием дефектов кристаллического строения в процессе де-
формации происходит и частичное их исчезновение (по меха-
низму отдыха).
х/Общее количество накопленной при деформации энергии за-
висит от условий деформирования. При статической деформа-
ции количество поглощенной энергии обычно не превышает
10% (при комнатной температуре); при динамической дефор-
мации это количество повышается до 20—25% (3].
Представляют интерес результаты, полученные при изу-
чении влияния ударно-взрывного деформирования. В этом слу-
чае твердость и накопленная энергия достигают значений на-
сыщения при значительно меньших истинных деформациях, чем
для процесса макродеформации (рис. 14). Основная часть энер-
гии накапливается в узкой области деформации, соответствую-
щей увеличению давления от 120 до 150 кбар; продолжитель-
ность импульсов ударно-взрывного нагружения составляет
микросекунды.
ДАННЫЕ РЕНТГЕНОВСКОГО АНАЛИЗА
При изучении тонкого строения деформированных кристал-
лов определенную роль сыграли рентгеновские методы исследо-
вания. Эти методы основываются на следующих эффектах, воз-
никающих в наклепанных кристаллах: увеличении ширины
интерференционных линий; уменьшении их интенсивности; сме-
щении интерференционных линий и появлении астеризма на лауэ-
граммах. Для объяснения этих эффектов была предложена мо-
дель тонкого строения, предусматривающая наличие в кри-
сталлах мозаичного (блочного) строения, искажений II рода
(или неоднородных микронапряжений), статических и динами-
ческих искажений решетки Эта модель не совсем соответствует
физической природе строения реальных кристаллов, описывае-
мой теорией дислокаций, что явилось причиной недостаточно
достоверного объяснения обнаруживаемых рентгеновских эф-
фектов, особенно в случае упрочненного состояния кристаллов.
До создания дислокационной теории пластического течения,
на основании феноменологических представлений и данных
рентгеноструктурного анализа деформированный кристалл рас-
сматривали как конгломерат, состоящий из крепко спаянных
частей (фрагментов, блоков) исходного кристалла, разграничен-
ных плоскостями, по которым происходило скольжение 141
В поверхностях раздела между блоками имеются значитель-
ные искажения решетки. Блоки (фрагменты) в разной степени
упруго напряжены (сжаты, растянуты или изогнуты)
28
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
В настоящее время теория рассеяния рентгеновских лучей
не дает возможности утверждать, что существует общий изгиб
всего кристалла и исходный блок (фрагмент) при этом повернут
в определенном направлении относительно соседа, или же блоки
беспорядочно ориентированы около среднего направления.
Равновесие конгломерата упруго напряженных блоков может
быть объяснено только наличием сил, действующих в поверх-
ностях раздела между блоками.
По Дарвину, блоки мозаики 1 — это области когерентного
рассеяния рентгеновских лучей, некогерентные с остальной
частью кристалла. Хотя это определение — чисто оптическое,
связанное с результатами рентгеноструктурного анализа, но
оно близко к понятию строения кристалла, согласно которому
блоки являются областями внутри него. Эти блоки имеют пра-
вильное кристаллическое строение и обладают границей раз-
дела, созданной угловой разориентировкой, с остальными ча-
стями кристалла. Основные характеристики мозаичной струк-
туры- размер блоков и угловые характеристики мозаич-
ности
^Строение кристалла наиболее правильно объясняет дисло-
кационная модель, по которой изменения в субструктуре в ре-
зультате деформации обусловлены, в частности, разбиением
кристалла сетками дислокаций на области (размером прибли-
зительно 10"3—10"4 см), которые обладают относительно пра-
вильным строением. Такие сетки наблюдали непосредственно
на тонких пленках под трансмиссионным электронным микро-
скопом (рис. 15). Линии этих сеток, т. е. «границы блоков», со-
стоят из ряда дислокаций, что подтверждает появление зако-
номерно расположенных ямок травления вдоль таких границ
и соответствие их формы изогнутой плоскости.
Модель допускает, что в пределах области когерентного
рассеяния деформация решетки — однородна, а при переходе
от одной области когерентного рассеяния к другой величина
и знак деформации меняются. Размытость (В) интерференцион-
ных рентгеновских линий будет зависеть от величины (линей-
ного размера D) областей когерентного рассеяния:
о______L_
° Dcosb'
где X — длина волны;
О — угол отражения.
* Термин «мозаичная структура» был введен Эвальдом для математического описания
модели несовершенных кристаллов (по Дарвину)
Рис 15 Дислокационная структура никелевого сплава после высокотемпературной
деформации на 15%. обжатия и последующего нагрева X 40 000
30
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
Субзеренные границы блоков (областей когерентного рас-
сеяния) являются эффективными барьерами, которые препят-
ствуют скольжению и упрочняют кристалл. Это связано с их
как бы «непроницаемостью» для дислокаций вследствие различ-
ного положения плоскостей скольжения в соседних блоках
Даже по этим причинам деформация решетки в пределах блока
не может быть однородной.
Понятие об искажениях II рода является в общем случае
достаточно неопределенным. Модель таких искажений также
предусматривает наличие конгломерата изогнутых блоков,
скрепленных между собой так, что они не могут распрямиться.
Такое искажение, как изгиб пластинки скольжения, должно
вызывать непрерывное закономерное изменение параметра ре-
шетки и соответственно расширение рентгеновских интерфе-
ренций.
Изменение параметра решетки (~), которое может при-
вести к расширению интерференционной линии (В), возникает
не только внутри области когерентного рассеяния, но особенно
при переходе от одной области когерентного рассеяния
к другой.
В общем случае
В = 4'8»-
где ~ — характеризует деформацию решетки.
По определению Г. В. Курдюмова, величина искажений
II рода характеризует однородную упругую деформацию микро-
областей кристалла (в определенных масштабах).
О существовании поворотов плоскостей скольжения свиде-
тельствует астеризм на рентгенограммах пластически деформи-
рованных монокристаллов.В какой-то мере сохраняется и упру-
гий изгиб отдельных областей. Искажения II рода следует
связывать с полями напряжений вокруг скоплений значитель-
ного количества дислокаций в области кристалла, в которой
развивалось скольжение. Однако для большинства металлов
существование больших скоплений дислокаций — маловероят-
ный случай вследствие энергетической нестабильности такого
состояния
Развивающееся при пластической деформации поперечное
скольжение и динамический возврат приводят к некоторому
«рассасыванию» скоплений, уменьшению поля напряжений и
снижают возможность появления значительных по величине
искажений II рода. Однако преимущественное развитие по-
следних наблюдалось, например, на а-латуни и нержавеющей
ОБЩИЕ ВОПРОСЫ
31
стали, в которых благодаря широким дефектам упаковки дисло-
кациям трудно покинуть свои плоскости путем поперечного
скольжения. В данном случае сохраняется значительные скоп-
ления одноименных дислокаций, что и определяет значитель-
ные искажения II рода.
Снижение интенсивности рентгеновских линий связано со
смещением атомов от регулярного положения в решетке. Это
смещение может происходить в ре-
зультате флуктуации энергии тепло-
вых колебаний (динамические иска-
жения), а также в связи с легирова-
нием и, что важно в данном случае,
в результате пластической деформа- *
ции (статические искажения).
Рентгеноструктурная модель строе-
ния предусматривает, что фрагменты,
на которые разбивается кристалл при
пластической деформации,—это обла-
сти величиной порядка 10"3—10"4sm
с достаточно большими искажениями
кристаллической решетки на своих
границах. Дислокационные сетки, _
обнаруживаемые при электронноми-
кроскопических исследованиях, огра-
ничивают объемы кристаллов, соиз-
меримые с «фрагментами».
Астеризм на рентгенограммах пла-
стически деформированных кристал-
лов, связанный с поворотом полос
скольжения, проявляется либо в виде
дискретных точек (изогнутые части
кристалла состоят из набора фраг-
ментов, разориентированных друг от- ]
носительно друга на дискретные
углы), либо в виде сплошных полос г
углы разориентировки между ними весьма малы).
По рентгеновской модели фрагменты, в свою очередь, разби-
ваются на блоки — области когерентного рассеяния, величина
которых примерно на два порядка меньше величины фрагментов.
На рис. 16 схематически показана кинетика развития фраг-
ментации в монокристалле алюминия 15]; начиная с деформа-
ции 3—5% интенсивно развивается вторичное скольжение;
после деформации 5—6% следы скольжения почти равномерно
распределяются по длине кристалла при расстоянии между
ними 300—500 мк.
32
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
Итак, рентгеноструктурный анализ обнаруживает суще-
ственные различия в строении кристаллов до и после их пла-
стической деформации. В результате наклепа наблюдается рас-
ширение интерференционных линий, изменение интегральной
интенсивности линий с разными углами отражения и изменение
геометрии рентгеновских снимков при использовании микро-
пучка.
Реальная дислокационная картина строения приводит к сле-
дующим представлениям: скопление в процессе деформации
значительного количества дислокаций у препятствий означает
развитие больших по величине искажений II рода; рассасыва-
ние этих скоплений путем поперечного скольжения и перепол-
зания проявляется рентгенографически как «измельчение
блоков» (если нет сильной аннигиляции дислокаций) и сниже-
ние величины искажений 11 рода.
Если предположить, что размытие интерференций вызвано
одновременным действием искажений II рода и незначи-
тельностью размеров когерентных областей, то разделение
влияния этих факторов может быть основанно на: 1) различной
зависимости и от угла отражения О или 2) наличии
зависимости от длины волны X и отсутствии такой зави-
симости для ра.
Делингер и Кохендорфер 16] в 1939 г. сделали попытку
использовать различную угловую зависимость уширения
для определения, в какой степени размытость линий холодно-
деформированного металла обусловлена измельчением блоков
и возникновением искажений II рода. Высказанные ими поло-
жения легли в основу метода аппроксимации, разработанного
А. И. Лысаком 17].
Однако все известные в настоящее время методы анализа
рентгеновских интерференций (в том числе и гармонический
анализ) не дают оснований считать полностью достоверными
рентгеновские данные об изменениях тонкой структуры кри-
сталлов после наклепа. Величины ошибок, а также множество
не всегда очевидных допущений в сочетании с большим числом
факторов, влияющих на ширину (и интенсивность) рентгеновских
линий, приводят к ненадежности получаемых данных и, отсюда,
к противоречиям в работах различных исследователей.
Так, по данным работ 18, 9], значительная часть размытия
линий упрочненных деформацией кристаллов обусловливается
эффектом микронапряжений. В ряде других работ Г. В Курдю-
мов [10], Л. С Мороз [11], Вуд и Рашингер, Келли и
Гэйя [12] и др., наоборот, пришли к выводу, что основным
фактором, влияющим на уширение, является мелкодисперс-
ность блоков.
ОБЩИЕ ВОПРОСЫ
33
Несовершенство существующих рентгеновских методик час-
тично объясняет и противоречивость данных об абсолютных
значениях величины элементов тонкой структуры. Так, в ра-
боте [13, 116] на холоднодеформированном железе размер об-
ластей когерентного рассеяния был установлен равным
3- 10-в см, Уд и Геррод [14] в подобных же экспериментах
получили величину блоков 2 • 10"5 см. Вильямсон и Смол-
лмен [15], исследуя железо а/1и„
и молибден и используя
функции Коши и Гаусса
для определения верхних
и нижних пределов вели-
чин искажений II рода и
величины областей коге-
рентного рассеяния, уста-
новили, что вид выбранной
кривой не изменяет поряд-
ка величины искажений, но
вносит ошибку в значения
размеров блоков (табл. 1).
Значения величины об-
ластей когерентного рас-
сеяния в железе [16], опре-
деленные по форме линии
[(1 — 2)« 10"6 см], оказались
больше значений, найден-
ных по ширине (2,4 • 10”всм)
Типичные кривые изме-
нения элементов тонкой
Рис. 17 Зависимость характеристик тонкой
структуры никеля от степени деформации [по?]
До
D. 10* см — размер блоков; —— — искаже-
ния II рода, HV — твердость по Виккерсу,
а — угол разориеитировки, мин
структуры с ростом степени деформации приведены на рис. 17
[17]. Почти параллельный ход изменения величины искаже-
ний II рода и возрастания твердости мог бы свидетельствовать
о решающем влиянии этой характеристики тонкой структуры
на упрочнение Однако, как показали эксперименты по нагреву
холоднодеформированных металлов, величину искажений
ТАБЛИЦА I ЗНАЧЕНИЕ ВЕЛИЧИН ИСКАЖЕНИЙ II РОДА
И РАЗМЕРА БЛОКОВ, РАССЧИТАННЫХ ПО ФОРМУЛАМ
КОШИ И ГАУССА
Материал Величина искажений 11 рода Размер блоков
Коши Гаусс Коши Гаусс
Железо 8- |0~* (2,5-4). 10~а 10"5 3 10"*
Молибден (8-9,4). КГ* (4-5). 10“’ ОО 5.10”*
3 Бернштейн
34
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
II рода нельзя считать решающим фактором, определяющим
упрочнение при пластической деформации. Этот пример еще
раз свидетельствует о недостаточности рентгеновских данных,
относящихся к строению пластически деформированных крис-
таллов.
Важным фактом с точки зрения механизма пластической
деформации (и упрочнения) является увеличение разориенти-
ровок фрагментов с ростом деформации.
Как следует из рентгеновских исследований, наиболее ин-
тенсивное дробление областей когерентного рассеяния проис-
ходит при малых деформациях — до 10—20%; при больших
степенях деформации этот процесс практически заканчивается.
Размер областей когерентного рассеяния получается зави-
симым от схемы и скорости деформации. При растяжении они
получаются крупнее по сравнению с другими методами дефор-
мации, прокатка способствует большему измельчению областей
когерентного рассеяния [181. Природа металла (свойства его
кристаллитов) также определяет величину этих областей и
соотношение между интенсивностью их дробления и ростом
микронапряжений (искажений И рода) Предполагается, что
в хрупких металлах, таких как молибден, вольфрам, хром, ко-
торые обладают низкой прочностью на отрыв, деформация
должна сопровождаться интенсивным дроблением субструк-
туры. Напротив, в таких металлах, как железо, являющихся
сравнительно более пластичными, наблюдается преимуществен-
ное развитие напряжений II рода при относительно большой
величине областей когерентного рассеяния [19,501.
В работе [201 показано, что в теории рассеяния рентгенов-
ских лучей принимается модель оптической независимости бло-
ков мозаики, т. е. отсутствие интерференции волн, рассеянных
различными блоками. Только в этом случае можно считать, что
блоки эквивалентны областям когерентного рассеяния, и раз-
мер блоков может быть определен из анализа размытия рент-
геновских интерференционных линий. Однако это не так.
При обычной для металлов разориентировке блоков нельзя
пренебрегать взаимной интерференцией волн, рассеянных от
этих блоков, являющихся, таким образом, оптически связан-
ными. В результате размеры областей когерентного рассеяния
и размеры блоков мозаики не совпадают. Степень этого раз-
личия зависит от параметров мозаичной структуры (размера бло-
ков, их разориентировки, числа блоков в кристаллите), а также
от межплоскостного расстояния отражающих плоскостей. По-
этому угловая зависимость ширины рентгеновских интерферен-
ций при малых блоках не следует закону sec й, а является более
сложной.
ОБЩИЕ ВОПРОСЫ
35
По-видимому, оптическая связь будет ослабевать с умень-
шением межплоскостного расстояния (т. е. с ростом индексов
отражения); будет наблюдаться дополнительное (по сравнению
с закономерностью по sec 0) размытие интерференционных ли-
ний, увеличивающееся с ростом hkl. Следовательно, нужно
различать размеры областей когерентного рассеяния (D) и бло-
ков мозаики (L), а проводимое разделение ширины линии ли-
шается физического смысла (особенно при определении-^).
Что касается статических искажений, классификация ко-
торых проводилась как по геометрическим, так и по рентгенов-
ским признакам, то рентгеновский эффект этих искажений, за-
ключающийся в снижении интенсивностей линий, значительно
перекрывается влиянием экстинкции и текстуры. В частности,
исследование двух отражений деформированного молибде-
на [211 с большой суммой квадратов индексов (200) и (400),
где влияние статических искажений (III рода) должно быть боль-
шим, показало постоянство отношения /(40(>) : /(800) (при схеме
съемки, исключающей влияние текстуры). Возможно, что после
наклепа становится меньше не интенсивность линий высших
порядков, а интенсивность первых линий возрастает благо-
даря измельчению блоков и уменьшению эффекта экстинк-
ции.
Рассмотренные особенности тонкой структуры являются
несколько условным описанием строения металлов, исполь-
зованным в металловедении. Физическую природу структуры
металлов можно представить лишь при введении параметров
реального строения и связанных с ним дефектов — дислокаций,
вакансий, внедренных атомов. При таком подходе все осталь-
ные термины не оправданы, и с развитием методов непосред-
ственного наблюдения дефектов в кристаллах потребность в них,
вероятно, отпадет. Особенно перспективно применение транс-
миссионной электронной микроскопии, которая, обладая боль-
шим разрешением и сочетая в себе электронномикроскопическое
и дифракционное исследования, может быть использована для
изучения отдельных локальных эффектов и явлений, связанных
с движением и взаимодействием дислокаций.
Однако пока еще недостаточное развитие методов непосред-
ственного наблюдения не всегда позволяет получить исчерпы-
вающие сведения о структуре, например, деформированных ме-
таллов и о причинах возникновения высокопрочных состояний.
Поэтому можно считать правомерным в ряде случаев примене-
ние и рентгеновских методов анализа, косвенно устанавливаю-
щих связь некоторых структурных элементов с определенными
дифракционными эффектами.
з*
36
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
При тщательном выполнении рентгеновских исследований,
особенно в условиях, когда один из факторов, влияющих на
уширение, намеренно исключается (например, блоки крупнее,
чем 10~5 см, или искажения II рода практически отсутствуют,
так как образцы были предварительно соответствующим обра-
зом нагреты), можно получить сравнительные характеристики
строения металлических кристаллов, например физическое уши-
рение до и после пластической деформации.
ПРИМЕНЕНИЕ ЭЛЕКТРОННОЙ МИКРОСКОПИИ
Применение электронного микроскопа для прямого наблю-
дения и исследования дефектов в кристаллах явилось важней-
шим экспериментальным достижением последнего десятилетия,
положившим начало достоверному изучению строения реаль-
ных кристаллических тел и пониманию определяемых этим
строением свойств.
Основы метода электронной микроскопии и полученные
к 1962 г. результаты описаны в обзоре Л. М. Утевского и др. 1221
Объектом исследования являются тонкие (10“®—5-Ю"6 см) ме-
таллические пленки (фольги), получаемые одним из следующих
способов: конденсацией из паров, осаждением из раствора, кри-
сталлизацией растянутого в пленку расплава, срезанием уль-
трамикротомом и, наконец, утонение массивного образца до
фольги указанных размеров химическим травлением, ионной
бомбардировкой или электролитической полировкой.
Чтобы применить полученные при электронномикроскопи-
ческом исследовании данные о строении тонких пленок для ха-
рактеристики строения обычных по размерам тел, большое зна-
чение имеет методика приготовления фольги из массивного
образца. Обычно пленку металлов и сплавов готовят электро-
литической полировкой Наблюдение дислокаций в таких плен-
ках, «прозрачных» для электронов с энергией около 100 кэв,
проводят:
1) при прямом разрешении периодической структуры кри-
сталлической решетки на электронном изображении проекции
атомных (молекулярных) плоскостей наблюдаются в виде ли-
ний. В связи с рядом экспериментальных трудностей этот спо-
соб получил ограниченное распространение и вряд ли целесо-
образен при исследовании металлов;
2) при создании муарового узора от двух наложенных друг
на друга прозрачных кристаллов. Если подобраны кристаллы,
имеющие системы плоскостей, почти параллельные оптической
оси и друг другу, с несколько различающимися межплоскост-
ными расстояниями, то возникает параллельный муаровый
ОБЩИЕ ВОПРОСЫ
37
узор в виде линейной решетки с периодом, значительно боль-
шим каждого из периодов решетки двух кристаллов. Для этого
неотраженный луч должен соединиться с отраженным от плоско-
стей, дающих муар-эффект. Это позволяет разрешить рисунок
муара, даже если истинные межплоскостные расстояния данного
кристалла слишком малы, чтобы быть разрешенными при пря-
мом электронноскопическом исследовании Но для этого тре-
буется рациональный подбор пары кристаллов и их взаимной
ориентации, а также получение очень тонких и однородных по
толщине пленок. Большие экспериментальные трудности, а также
не всегда однозначное толкованием муаровых узоров ограничи-
вают применение этого способа, хотя он впервые дал прямые
доказательства существования дислокаций в кристаллах [23];
3) при наличии дифракционных контрастов, создаваемых
в объемах с искаженным строением вокруг дислокаций Этот
способ имеет наименьшие экспериментальные трудности, он
основан на бесспорном физическом представлении о возникно-
вении контраста в местах нарушения правильности кристал-
лического строения в связи с локальным изменением интенсив-
ностей первичного и отклоненного пучков. Способ получил
наибольшее распространение при исследовании металлов. На
рис. 18 приведена схема изображения линейных и плоских де-
фектов кристаллического строения тонких металлических пле-
нок по методу дифракционного контраста.
Применение просвечивающего электронного микроскопа
дало много важных сведений о строении реальных металли-
ческих тел, а также об изменении этого строения при различной
обработке. Электронноскопические сведения о строении дефор-
мированного металла являются наиболее достоверными экспе-
риментальными данными, поэтому целесообразно рассмотреть
их, сопоставляя с положениями теории дислокаций.
Наличие препятствий для движения дислокаций предопре-
деляет упрочнение в процессе пластической деформации.
Препятствиями для движения дислокаций могут быть: гра-
ницы в кристаллах; частицы второй фазы; концентрационные
неоднородности; структурные несовершенства (в частности, дис-
локации) и возникающие вокруг них поля напряжений, а также
флуктуации в решетке, связанные с неравномерным распреде-
лением энергии или примесей.
Кроме того, в процессе самого движения дислокаций воз-
никают различные механизмы торможения. Так, например, при
движении дислокаций происходит локальное повышение темпе-
ратуры в сжимаемых участках кристалла и понижение темпера-
туры в растягиваемых. Перетекание тепла ведет к диссипации
энергии (термоупругое трение).
38
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
Более существенные релаксационные потери связаны с пере-
ориентацией точечных дефектов, что приводит, в частности,
к изменению корреляции вблизи дислокации при ее движении
в твердых растворах. Изменение порядка в расположении ато-
мов приводит к изменению сопротивления решетки, которое
существенно для дислокаций, движущихся со средними ско-
ростями; области локального упорядочения успевают следовать
Рис. 18 Схематическое изображение линейных и плоских дефектов кристаллического
строения и их электронноскопической картины при исследовании металлической
фольги по методу дифракциоиного контраста (Л М Утевский [22])
а — фольга с основными дефектами, б — электронное изображение этих дефектов,
1—6 — неоднородности толщины или наклона фольги. 7—18 — дефекты кристалли-
ческого строения, / — участок уменьшенной толщины, 2 — клиновидный край фольги,
3 — изгиб фольги, 4 — впадина. 5 — пора. 6 — выступ на фольге, 7 — дефект
укладки. 8 — расщепленные дислокации с различной шириной дефекта укладки между
частичными дислокациями, 9 — полная (нерасщепленная) дислокация, 10—14 —
длинная дислокация, на которой показаны различные встречающиеся эффекты кон-
траста, 10 — обычный вид дислокации, И — невидимая дислокация, 12 — двойное
изображение (собственно проекция дислокации расположена между двумя ее изобра-
жениями), /3 — зигзаг, 14 — пунктир, 15 — дислокационные петли, по-разному рас-
положенные в фольге. 16 — тетраэдр дефектов укладки, /7 — геликоидальные дисло-
кации. 18 — след прошедшей дислокации с двойным поперечным сдвигом (стрелки
указывают направление движения дислокации)
за медленно движущимися дислокациями; при очень быстром
движении дислокаций упорядоченные области вообще не воз-
никают.
При медленном движении дислокаций (при небольших на-
пряжениях) проявляется еще один механизм торможения, свя-
занный с локальным изменением содержания примесных атомов
вблизи дислокаций (атмосферы Коттрелла). Если дислокация
связана с атмосферой, то необходимо дополнительное напряже-
ние срыва, примерно равное v/б8, где v — энергия связи при-
месного атома с дислокацией, вектор Бюргерса,
ОБЩИЕ ВОПРОСЫ
39
Релаксационное движение других дислокаций в поле дви-
жущейся дислокации дает диссипацию энергии, эквивалентную
увеличению пути движущейся дислокации. Отсюда в общем
виде условие достижения предела текучести будет
где Tj — суммарное напряжение для преодоления различных
препятствий,
L — длина источника Франка — Рида
Экспериментальные данные Гилмана и Джонсона [241 сви-
детельствуют о том, что движение дислокаций с заметной ско-
ростью начинается при напряжениях порядка макроскопиче-
ского предела текучести. Однако с увеличением напряжения
меньше чем на два порядка скорость движения дислокаций
возрастает на И порядков. Такая сильная зависимость скорости
движения дислокаций от напряжений, по-видимому, объяс-
няется тем, что сопротивление движению дислокаций опреде-
ляется главным образом не динамическими, а статическими
эффектами — преодолением некоторых потенциальных барьеров.
Непосредственное наблюдение движения дислокаций в про-
цессе деформации и их скоплений у препятствий проводят с по-
мощью просвечивающего электронного микроскопа. В ранних
работах было показано 1251, что деформация начинается с дви-
жения относительно небольшого числа дислокаций по одной
системе плоскостей скольжения, отстоящих друг от друга на
расстоянии 1—10 мк. На основании ряда выполненных исследо-
ваний можно считать, что в начале пластического течения основ-
ное количество дислокаций генерируется в виде концентриче-
ских петель небольшим числом наиболее активных источников.
Если дислокации в данном кристалле (например, в нихроме)
имеют низкую энергию дефекта укладки у (т. е. поперечное
скольжение затруднено), то действительно образуются плоские
скопления дислокаций у препятствий. При приближении к пре-
пятствию (рис. 19) дистанции между дислокациями умень-
шаются. Таким образом плоские скопления у препятствий обра-
зуются в тех случаях, когда природа дислокаций не позволяет
им выйти из своей плоскости скольжения.
Однако в общем случае сохранение дислокации в ее пло-
скости скольжения в процессе пластической деформации за-
труднительно. В кристаллах, в которых дислокации имеют вы-
сокую энергию дефекта укладки (например, в алюминии), уже
на начальной стадии деформирования и при комнатной темпера-
туре происходит поперечное скольжение и неизбежное взаимо-
действие с дислокациями соседних плоскостей.
40
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
Множественное скольжение также определяет начало взаимо-
действия дислокаций в пересекающихся плоскостях уже в на-
чальный период деформации. Этому взаимодействию способ-
ствует возбуждение источников Франка—Рида в латентных
плоскостях скольжения (пересекающих главную плоскость) под
влиянием напряжений, возникающих вокруг заторможенной
группировки на главной плоскости скольжения.
Рис 19. Скопления дислокаций у границ в никелевом сплаве после холодной дефор-
мации на 10% Х30 000
Исследования деформации железа и молибдена 1261 пока-
зали, что и в металлах с о. ц. к. решеткой, в которых имеется
своеобразное взаимодействие активных систем скольжения и ма-
ловероятны растянутые дислокации с низкой энергией дефекта
укладки, при движении дислокаций в начале деформации обра-
зуются пороги и развиваются местные сплетения дислокаций
в связи с развитием процессов их пересечения (рис. 20).
В работе Сегаля и Партриджа 1271 на примере алюминия
(рис. 21) показано изменение формы дислокационных линий и
создание новых конфигураций в результате пересечений и обра-
зования порогов.
Рис 20 Распределение дислокаций в железе, деформированном при комнатной
температуре
а — 5, б - 9. в — 16, г — 30% [113J
Рис 21 Изменение дислокационной структуры и вида отдельных дислокаций
в алюминии при последовательном увеличении напряжения растяжения {кГ/мм1)
42
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
Итак, в процессе пластической деформации трудно исклю-
чить взаимодействие дислокаций в данной плоскости скольже-
ния с дислокациями в других плоскостях Дислокации, скопив-
шиеся у препятствий, как правило, пересекаются, связываются
с другими дислокациями и дефектами соседних плоскостей.
В результате такого взаимодействия дислокаций возникают
узлы и сетки, имеющие плоский и пространственный характер.
Следует отметить, что причины, вызывающие появление
сложных дислокационных построений при деформации, опре-
деляют и устойчивость этих конфигураций, так как они свя-
заны с разными источниками Франка—Рида в пересекающихся
плоскостях; в узлах сходятся различные (в том числе, возможно,
и сидячие) дислокации. В отдельных случаях сами узлы бло-
кированы другими дефектами, например вакансиями, атомами
примесей внедрения и т. д.
С повышением степени деформации дислокационные сетки
будут перераспределяться (из-за общего повышения плотности
дислокаций) с созданием границ субзерен, сгущений, разби-
вающих кристалл на объемы, сравнительно свободные от дисло-
каций, — будет происходить образование так называемой ячеи-
стой структуры.
Исследования Бейли и Хирша [28] показали, что при де-
формации серебра (5? 10%) в кристалле образуется крайне не-
равномерное распределение дислокаций, характерное для ячеи-
стой структуры. Кристалл разбивается на ячейки, имеющие
поперечный размер ~ 1 мк, в которых плотность дислокаций
значительно меньше, чем в границах этих ячеек, представля-
ющих собой сложные трехмерные скопления из неправиль-
ных по форме сеток дислокаций. Плотность дислокаций рас-
тет с повышением степени деформации, что проявляется в еще
большем искажении и перепутывании сеток дислокаций, соста-
вляющих границу ячейки. При увеличении степени деформации
в три раза (с 10 до 30%) ячейка своего размера (^-1 мк) не ме-
няет и остается также практически свободной от дислокаций.
Чем больше энергия дефекта укладки, тем ярче выражена ячеи-
стая структура в деформированном металле, для которого, сле-
довательно, характерно крайне неравномерное распределение
дислокаций в объеме. По данным работы 128], плотность дисло-
каций в стенках между ячейками примерно в пять раз превы-
шает среднее значение плотности дислокаций.
Таким образом, строение деформированных металлических
кристаллов зависит от величины пластической деформации. При
сравнительно небольших степенях деформации (обычно до
4—7%) дислокации образуют скопления (или нагромождения)
на плоскостях скольжения перед препятствиями Причем в ре-
УПРОЧНЕНИЕ ПРИ НАКЛЕПЕ
43
зультате взаимодействия дислокаций при множественном сколь-
жении, а также в зависимости от величины энергии дефекта
укладки в этих скоплениях чаще всего видны не отдельные дис-
локации, а сетки. Скопления являются плоскими только в осо-
бых случаях: деформация при низкой температуре или, как
было отмечено, при весьма низкой энергии дефекта укладки
(у < 20 эрг/см2). В большинстве же случаев сетки в скоплениях
являются объемными. Форма сеток и их размеры для данного
кристалла определяются главным образом степенью дефор-
мации [26, 29].
В основе формы сеток лежит известное гексагональное по-
строение, однако с повышением степени деформации наблю-
дается существенное искажение этой формы, сплющивание
шестиугольников и т. п. Из теории дислокаций следует, что
чередующиеся узлы в таких гексагональных сетках должны
быть соответственно сжатыми или растянутыми [30,31]. Слои из
сеток дислокаций предлагалось рассматривать как свободные
от напряжений малоугловые границы. Дальнейшие исследо-
вания показали [32], что не всегда границы субзерен оказы-
ваются действительно свободными от напряжений.
В ряде работ по изучению строения деформированных кри-
сталлов под просвечивающим электронным микроскопом пока-
зана общая природа скоплений (сеток) дислокаций в различ-
ных металлах, которые могут быть описаны как границы суб-
зерен с разной степенью совершенства.
При увеличении степени деформации уменьшается расстоя-
ние между отдельными сетками, сами сетки становятся более
искаженными и мелкими, сгущения этих сеток перераспреде-
ляются и, наконец, образуется ячеистая структура, состоящая
из чередующихся объемов (1—2 мк в поперечнике), относи-
тельно свободных от дислокаций, разделенных граничными обла-
стями из сгущений сеток с очень высокой плотностью дислока-
ций. Ячеистая структура характеризуется высокой напряженно-
стью и большой неоднородностью в распределении искажений.
Такие сложные изменения строения кристаллов, наблюдае-
мые при увеличении степени деформации, должны определять
и своеобразное изменение свойств.
УПРОЧНЕНИЕ
ПРИ НАКЛЕПЕ
Об упрочнении при деформировании кристаллов можно су-
дить по форме кривых напряжение — деформация, которые
существенно зависимы от типа кристаллической решетки кри-
сталла, его чистоты и предыдущих термических обработок.
44
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
Для поликристаллических металлов с кубической решеткой
кривую упрочнения можно связывать в первом приближе-
нии с параболической зависимостью между деформирующим на-
пряжением и деформацией, а для металлов с гексагональной ре-
шеткой наблюдается примерно линейная зависимость (рис. 22).
Меньшее упрочнение при наклепе металлов, имеющих гекса-
тональную решетку, очевидно, связано с наличием меньшего
числа систем легкого сдвига в гексагональной решетке по сравне-
нию с кубической В случае кубической решетки
неизбежно скольжение по пересекающимся плоскос-
тям и направлениям. В результате скольжение из оди-
нарного превращается в множественное, характери-
зующиеся взаимодействием дислокаций, с созданием
их сложных конфигураций и эффективных барьеров,
а следовательно, получением
большего упрочнения при на-
клепе
Рентгеноструктурными ис-
следованиями кристаллов
цинка и алюминия было до-
Т кГ/ннг
7 r.Nt
I /Си
AI
Z/7
О 100 200 300 А00 500 000 А 7,
Рис 22 Кривые упрочнения для метал-
лов с кубической и ।ексагонильной решет-
ками (К — деформация сдвига)
са
казано, что в процессе пласти-
ческой деформации большее
искажение тонкого кристал-
лического строения происхо-
дит у кубических металлов по сравнению с гексагональными.
Так, например, после деформации (на—100%) кристаллы
цинка отражали рентгеновские лучи практически как от не-
искаженной решетки; при деформации алюминия с меньшей
степенью обжатия наблюдался значительный астеризм. Те же
результаты были получены при сравнительном изучении упроч-
нения кристаллов кадмия и меди.
Разная степень упрочнения кристаллов различной симметрии
может выражаться уравнением диаграммы деформации:
е
где е — деформация,
о — напряжение;
h — коэффициент упрочнения,
m — константа (для гексагональных кристаллов m I и
для кубических кристаллов m 2).
Коттрелл [33] анализировал эксперименты Шмидта и Боаса
и по его данным коэффициент упрочнения h для магния и алю-
миния имеет следующие значения:
УПРОЧНЕНИЕ ПРИ НАКЛЕПЕ
45
Температура испытания, °К 90 290 370 470 570
Коэффициент упрочнения й
для магния (гексагональ-
ная решетка) . • • .100 50 30 б 1
для алюминия (кубиче-
ская решетка) • • 700 450 300 230 180
Осуществление (при постановке специальных испытаний)
одинарного скольжения в алюминии (34, 35] явилось еще од-
ним экспериментальным доказательством связи упрочнения при
наклепе с перемещением и взаимодействием дислокаций и из-
менением их плотности. Применение материала высокой чи-
стоты, низких температур, отсутствие оксидной пленки на по-
Рис 23 Кривые напряжение сдвига—
деформация
а — для монокристаллов алюминия,
иллюстрируют разницу в интенсивности
деформационного упрочнения при оди-
нарном (/) двойном (2) скольжении,
температура деформации 25° С [37],
j б — для меди при комнатной темпера-
.туре (/ — поликристалл. 2 — монокрн-
’ '• сталл, 3 — монокристалл, одинарное
скольжение [29 J)
верхности и т. д. позволило выявить и удлинить область лег-
кого (одинарного) скольжения в грансцентрированной кубиче-
ской решетке алюминия. При этом оказалось, что характер
упрочнения в процессе пластической деформации был таким же,
как и в гексагональных металлах (рис. 23)
Исследования монокристаллов с г. ц. к. решеткой в обычных
условиях деформирования, когда наиболее легко осуществ-
ляется множественное скольжение, показали [36], что кривая
упрочнения для них имеет сложный вид, определяемый тем,
что коэффициент упрочнения при наклепе на разных участках
кривой напряжение — деформация (рис. 24) непостоянен. Это
указывает на зависимость процесса пластического течения от
степени деформации и соответствует уже приведенным экспе-
риментальным данным о сложном изменении дислокационной
46
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
Рнс 24. Кривая упрочнения кристаллов
с г ц к решеткой
зависимостью деформирующих
структуры при увеличивающемся напряжении. Тогда приве-
денная на рис. 24 кривая, на которой можно различить три
стадии упрочнения, является общей для всех кристаллов. В за-
висимости от типа решетки и многих других факторов различ-
ные стадии могут иметь раз-
ное развитие либо совсем
отсутствовать.
КРИВАЯ ДЕФОРМАЦИОННОГО
УПРОЧНЕНИЯ
/ стадия Отмечаемая на
кривой зависимости напряже-
ние — деформация стадия I
(рис. 24) характерна облег-
ченным скольжением, разви-
тие которого зависит от ори-
ентации кристалла относи-
тельно внешнего напряжения
и от наличия примесей. Эта
область легкого скольжения
характеризуется линейной
напряжений от деформации
с малой величиной коэффициента упрочнения. Показано
[37], что скольжение на этой стадии определяется перемеще-
нием дислокаций по первичным системам скольжения с осу-
ществлением одинарного скольжения. Доказательством этому
является: 1) обратная зависимость критического напряжения
скольжения от температуры; 2) значительное развитие области
быстро увеличивающихся деформаций при понижении темпера-
туры испытаний (когда создаются благоприятные условия для
прохождения одинарного скольжения), 3) значительное по ве-
личине перемещение дислокаций, соизмеримое с размерами об-
разца; 4) сильная зависимость от ориентации кристалла и на-
личия примесей Последнее определяет переход от одинарного
скольжения к множественному, которое в свою очередь вызы-
вает образование препятствий скольжению при пересечении
дислокаций.
В процессе стадии I образуются тонкие линии скольжения,
равномерно распределенные по всей поверхности кристалла на
расстоянии друг от друга 200—300 А. Величина сдвига в каж-
дом следе скольжения колеблется от 30 до 50 А. Процесс де-
формации па этой стадии осуществляется путем возникновения
новых линий скольжения, плотность которых повышается
с ростом деформации.
УПРОЧНЕНИЕ ПРИ НАКЛЕПЕ
47
Деформирующие напряжения растут пропорционально де-
формации; коэффициент упрочнения dx/de зависит от длины
свободного пробега дислокации, которая определяется пре-
пятствиями, созданными исходным состоянием кристалла — на-
пример границами в нем.
При отсутствии препятствий, характерных для множествен-
ного (турбулентного) скольжения, возможна лишь стадия I.
Тогда процесс упрочнения на
этой стадии протекает мед-
ленно, в кристалле накапли-
вается мало дислокаций,
а расстояния между ними
велики. Часто стадия I сов-
сем не наблюдается; если же
она существует, то обычно не-
продолжительна и прекраща-
ется после незначительной де-
формации (порядка несколь-
ких процентов). По-видимо-
му, единственный фактор
упрочнения при одинарном
(единичном) скольжении —
это задержка части дислока-
ций у границ субзерен в кри-
сталле.
// с/падия. При повыше-
нии напряжения (или при из-
менении ориентации кристал-
ла относительно направления
цесс деформации распространяется и по вторичным системам,
и процесс скольжения становится множественным (турбулент-
ным). При этом дислокации движутся в пересекающихся плос-
костях скольжения с образованием дополнительного числа
эффективных препятствий для их перемещения. Наступает ста-
дия II, коэффициент упрочнения на которой значительно
больше, чем на стадии I, и сохраняется постоянным на про-
тяжении всей стадии.
В г ц к. решетках эффективными препятствиями для дви-
жения других дислокаций могут быть сидячие дислокации типа
Ломер—Коттрелла, возникающие в процессе возбуждения
скольжения по латентным плоскостям (рис. 25). Эти дислокации
блокируют обе плоскости: (111) и (11Т).
Хотя существование барьеров типа Ломер—Коттрелла в по-
следнее время ставится под сомнение (в связи с отсутствием
четко выраженных плоских скоплений дислокаций, которые
Рис 25 Схема образования барьеров типа
Ломер —Коттрелла две частичных дисло-
кации — [112] связаны с сидячей днсло
б
кацией [110] и отстоят от нее на рас-
о
стояниях, определяемых энергией дефектов
укладки Вокруг образующего V-обраэного
дефекта укладки возникает цилиндриче-
ский объем материала, имеющий искажен-
ное кристаллографическое строение
касательного напряжения) про-
48
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
должны были бы быть задержаны этими барьерами), все же
своеобразные конфигурации с V-образпым дефектом укладки,
ограниченные частичными дислокациями, по-видимому, су-
ществуют. Об этом свидетельствуют и экспериментальные дан-
ные Суона и Наттинга [38] (они обнаружили при электронно-
скопическом исследовании медных сплавов преимущественное
Рис 26 Результаты исследования монокристалла Си,Au деформированного на 5%
и погруженного на 3 месяца в 20%-ный раствор FcCl, [39]
а — схема расположения кристаллографических плоскостей, по которым проводили
микроскопическое исследование, б — химическое растравливание, протекающее по
следам скольжения на поверхности кристалла, а — сечение, параллельное плоскости
скольжения, видно развитие реакции растравливания вдоль < 110>, г — следы линий
скольжения и их расположение (группировка) в результате деформации
растравливание по этим своеобразным дефектам укладки, от-
вечающих схеме Ломер—Коттрелла). Данные работы [39] по-
казывают, что пути коррозионного разрушения па кристал-
лах Cu3Au следовали направлениям (110) сидячих дислокаций,
находящихся на «ребре» возникающего барьера Ломер—Кот-
трелла (рис 26).
Образующиеся сидячие дислокации с общим дефектом ук-
ладки (типа Ломер—Коттрелла) не только не участвуют в сколь-
жении, но тормозят перемещение подвижных дислокаций, опре-
деляя при этом упрочнение в процессе пластической деформа-
УПРОЧНЕНИЕ ПРИ НАКЛЕПЕ
49
ции. По-видимому, когда при деформировании кристаллов
с г. ц к. решеткой эффективные барьеры образуются во всех
трех возможных системах первичного скольжения, наступает
стадия П, характеризуемая быстрым упрочнением
Рассмотренный механизм позволяет объяснить: 1) непре-
рывность стадий I и II, 2) влияние ориентации кристалла на
развитие переходной области между стадиями I и 11,3) влияние
температуры, 4) влияние количества примесей.
Влияние двух последних факторов следует рассматривать
в связи с величиной критического напряжения скольжения.
Зегер показал, что для образования необходимого числа
дислокаций Ломер—Коттрелла результирующее напряжение
скольжения, за вычетом остаточного упрочнения в конце
стадии I, должно быть эквивалентно критическому напряже-
нию скольжения. Так как критическое напряжение скольжения
всегда повышается при уменьшении температуры испытания,
то при низких температурах расширяется область легкого
скольжения. Наоборот, с повышением температуры в связи
с уменьшением критического напряжения скольжения быстро
наступает множественное скольжение (стадия П) и подавляется
стадия легкого скольжения (см. рис. 24).
Влияние примесей также следует рассматривать в связи
с изменением критического напряжения скольжения. Поэ-
тому при исследовании весьма чистой меди стадия I была
меньше, чем в опытах с менее чистой медью, когда наступление
стадии II было затруднено в связи с повышением критического
напряжения скольжения *.
II стадия, наиболее протяженная на кривой напряжение —
деформация, характеризуется быстрым упрочнением с увели-
чением пластической деформации. При этом отношение коэффи-
циента упрочнения к модулю сдвига (или к любой другой кон-
станте упругости) практически не зависит от величины при-
ложенного напряжения и от температуры, а также мало зависит
от ориентации кристалла и количества примесей. Для боль-
шинства металлов с г. ц. к. решеткой величина отношения коэф-
фициента упрочнения к модулю упругости составляет около
4 X IO’8.
Экспериментами [37], предусматривающими комбинирован-
ное деформирование кручением и растяжением (монокристаллов
меди), показано, что интенсивное упрочнение на стадии II свя-
зано со множественным скольжением при непрерывно про-
ходящей небольшой деформации по вторичным плоскостям
* Естественно, что речь идет о весьма малых количествах примесей, не влияющих
на изменение характера скольжения
4 Бернштейн
50
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
скольжения, сопровождаемой образованием эффективных пре-
пятствий при пересечении подвижных дислокаций.
При электронноскопическом анализе следов скольжения по-
лучены подтверждения изменения характера скольжения при
переходе к стадии II. Длина линий скольжения уменьшается и
появляются новые, очень тонкие линии длиной около 10 л'к,
образовавшиеся в результате скольжения по латентным пло-
скостям. Длина линий скольжения на стадии II уменьшается
с ростом деформации линейно, практически независимо от ориен-
тации кристалла.
Создание препятствий, задерживающих распространение
сдвига по плоскостям скольжения и вызывающих сильное упроч-
нение на стадии II, приводит к неравномерному распределению
деформации по объему кристалла. Хотя большинство линий
скольжения по-прежнему остается расположенным на расстоя-
ниях около 300 А друг от друга, появляются новые тонкие
линии скольжения, удаленные на большие расстояния. Среднее
расстояние между линиями скольжения изменяется, распре-
деляются они неравномерно.
Что касается кинетики образования препятствий для рас-
пространения скольжения, то Фридель предполагает, что уже
в самом начале стадии II во вторичной системе скольжения
создается весьма большое число сидячих дислокаций. Эти пре-
пятствия в виде своеобразного «леса» определяют торможение
подвижных дислокаций и соответственно упрочнение.
Зегер считает, что образование барьеров из сидячих дисло-
каций осуществляется непрерывно в процессе стадии II. Это
сопровождается также непрерывным уменьшением расстояния,
на которое распространяется скольжение, и соответственно
ростом напряжений для увеличения суммарной деформации.
Тогда на стадии II непрерывно образуются дислокационные
скопления, выстраивающиеся у барьеров.
Источником упрочнения при множественном скольжении
может явиться и просто пересечение дислокаций из разных
систем, без образования определенных конфигураций. При та-
ком пересечении образуются пороги на дислокациях, которые
увеличивают их длину, а следовательно, и энергию Наиболее
эффективны пересечения винтовых дислокаций, приводящие
к созданию малоподвижных порогов. «Тащить» эти пороги
трудно, так как они оставляют за собой цепочку точечных
дефектов, например вакансий. Для создания вакансий тре-
буется энергия, поэтому порог не может двигаться с той же
скоростью, что и остальная часть дислокаций, и затормажи-
вает ее.
УПРОЧНЕНИЕ ПРИ НАКЛЕПЕ
51
При электронномикроскопических исследованиях различ-
ных металлов плоские скопления дислокаций у препятствий
обнаружены только в очень ограниченном числе материалов
(нержавеющая сталь, а-латунь), дислокации в которых обла-
дают низкой энергией дефекта упаковки. В большинстве же
случаев (никель, медь, алюминий, золото, серебро, железо и
молибден) плоские скопления дислокаций вообще не наблю-
даются, а также нет никаких признаков образования достаточно
длинных барьеров Ломер—Коттрелла, которые, по представ-
лениям Зегера, могли бы удерживать большие скопления дисло-
каций внутри зерен. В этих материалах дислокации образуют
сложные конфигурации, связанные с пересечением дислокаций,
на границах ячеек создаются запутанные сетки.
Отсутствие плоских скоплений дислокаций и длинных барь-
еров Ломер—Коттрелла при деформировании значительного
числа кристаллов и наличие в них сложной ячеистой структуры
послужило основанием для Бейли и Хирша [28] высказать
предположение о том, что величина деформирующих напряже-
ний на стадии II определяется сопротивлением, которое испы-
тывают движущиеся дислокации при пересечении запутанных
сеток дислокации на границах фрагментов. Тогда сопротивле-
ние деформированию т связано с плотностью дислокации на
границах фрагментов Nf уравнением
—яг/*,.
где k — постоянная, равная 1 для винтовых дислокаций и
(1—-ц) для краевых.
Развивая эти идеи, Мотт [40] полагает, что движение вин-
товой дислокации тормозится порогами, возникающими на ней
в результате пересечения с дислокациями других систем сколь-
жения. Остановка дислокаций происходит в связи с возраста-
нием плотности порогов. Показано, что наряду с образованием
порогов первого типа (при движении которых порождаются це-
почки вакансий) возможно образование порогов второго типа,
которые, двигаясь вместе с дислокацией, должны порождать
цепочки внедренных атомов. Однако основной вклад в сопро-
тивление движению дислокаций вносят пороги первого типа.
Пороги второго типа удерживают дислокации от возврата в ис-
точник при снятии внешнего напряжения (когда знаки порогов
меняются на обратные).
Количество порогов зависит от степени развития вторич-
ного скольжения по латентным плоскостям. С началом стадии II
вторичное скольжение становится сравнимым с вызывающим
его первичным скольжением, составляя от него примерно
4*
52
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
’/3 часть. При этом и образуется значительная часть необходи-
мых дислокационных сеток, а также пороги па движущихся
дислокациях и на источниках; последние при этом «запираются».
При дальнейшем повышении внешнего напряжения пороги на
источниках перемещаются, аннигилируют, и источники вновь
запускаются.
С повышением температуры деформирования цепочки вакан-
сий за движущимися порогами рассеиваются из-за теплового
движения, и сопротивление порогов движению дислокаций резко
падает. С понижением температуры увеличивается вклад, вно-
симый порогами второго типа, и упрочнение возрастает Экспе-
риментально показано, что в широкой промежуточной области
температур, примерно от 1/ь до V2 Т’пл сопротивление движению
дислокаций с порогами почти не зависит от температуры.
///стадия. Образующиеся на стадии II конфигурации дисло-
каций зависят от температуры и скорости деформации незна-
чительно. Однако при относительно высоких напряжениях и
температурах возможны изменения в распределении дислока-
ций, которые могут, например, начинать огибать препятствия,
которые их сдерживали на стадии II, или же возможны реак-
ции между дислокациями противоположных знаков, располо-
женных в различных местах, с взаимным их уничтожением и
уменьшением поля внутренних напряжений. Все это приводит
к уменьшению коэффициента упрочнения по сравнению с его
значением на стадии II — к наступлению стадии III. Можно
предполагать, что на концах отдельных линий скольжения, где
сосредоточены большие искажения, под действием приложен-
ных напряжений и теплового движения атомов происходит
частичная разрядка искажений путем деформации во вторич-
ной системе скольжения. Уменьшение искажений может опре-
делить также продолжение деформации и в первичной системе,
«освобожденной» от некоторого числа дислокаций, переме-
стившихся для совершения деформации во вторичную систему.
Так как экспериментально установлено, что в начале ста-
дии III (каки на стадии II) образуются тонкие линии сколь-
жения, длина которых с ростом деформации уменьшается, то
предположения о разрушении препятствий для движения дис-
локации при повышении деформирующих напряжений и темпе-
ратуры оказываются несостоятельными. Если бы наблюдалось
такое разрушение барьеров, то на протяжении стадии III должно
было происходить непрерывное увеличение длины линий сколь-
жения.
Параллельные линии (или группы линий) скольжения на
стадии III соединяются между собой поперечными линиями
скольжения по латентным плоскостям. Число таких соединений
УПРОЧНЕНИЕ ПРИ НАКЛЕПЕ
53
и величина сдвига в поперечных следах скольжения растут
с увеличением деформации на стадии III, что приводит при
последовательном увеличении деформации к образованию полос
скольжения и их фрагментации.
Характерной особенностью деформации на стадии III кри-
вой упрочнения является развитие поперечного скольжения,
которое и является основным механизмом обхода дислокациями
барьеров для их движения, созданных на стадии И.
Наклон кривой упрочнения на стадии III уменьшается, де-
формирующие напряжения на этой стадии сильно зависят
от температуры и возникает новое распределение дислокаций
в объеме кристалла. Это последнее вообще уже не может
быть охарактеризовано при упрочнении только суммарным
напряжением или величиной деформации, так как оно суще-
ственно зависит от способа достижения данного напряжения
или деформации при данной температуре.
ДННЛМНЧЕСКНЙ ВОЗВРАТ
На стадии III развиваются, таким образом, процессы «дина-
мического отдыха» или «динамического возврата», связанные
с перераспределением дислокаций под влиянием высоких на-
пряжений или температур. Эти процессы объясняют явление
«смягчения при наклепе», исследованное Коттреллом и Стоксом
в 1955 г. [41J (подробнее см. на стр. 82).
Термин «динамический возврат» применен в данном случае
потому, что наблюдаемые эффекты происходят в процессе зна-
чительной пластической деформации, а не после разгрузки или
уменьшения напряжения ниже критического. Для этих двух
последних случаев надо применять термин «нормальный» или
«статический возврат» Следует отметить, что «динамический
возврат» может проходить при сравнительно пониженных
температурах, когда скорость «нормального возврата» дефор-
мированного металла очень мала. Это определяется тем, что на
стадии III стягивание винтовых дислокаций и их переход
в плоскость поперечного скольжения происходит под одновре-
менным воздействием трех факторов: деформирующих напряже-
ний, внутренних напряжений вокруг заторможенных у препят-
ствий дислокаций и энергии теплового движения. Тогда если
у препятствий имеется достаточное количество винтовых дисло-
каций и действующее в плоскости скольжения напряжение
достаточно велико, то возможно поперечное скольжение без
существенной термической активации.
Следует иметь в виду, что степень развития попереч-
ного скольжения, связанного с взаимодействием дислокаций
54
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
в первичной и вторичной системах скольжения, в какой-то мере
определяет остаточное упрочнение при наклепе. Упрочнение
повышается при увеличении степени закрепления подвижных
дислокаций.
Закрепление дислокаций определяет и эффект Баушингера;
чем менее стабильно состояние дислокаций после деформации,
тем в большей мере проявляется эффект Баушингера. Поэтому
после стадии I, когда переместившиеся дислокации слабо за-
креплены в своих новых положениях, эффект Баушингера велик,
а после стадии II, в связи с более прочным закреплением дисло-
каций, создавших новые конфигурации, эффект Баушингера
уменьшается.
Поперечное скольжение, проявляющееся в значительной сте-
пени на стадии III, определяет образование полос скольжения.
При этом часть дислокационной петли (винтовая компонента),
переместившаяся в параллельную плоскость скольжения по
механизму двойного поперечного скольжения, может стать
источником типа Франка—Рида. В зависимости от направления
равнодействующей поля внутренних напряжений она может
вызвать после снятия внешних напряжений нарастание дефор-
мации обратного направления, определяя так называемое «упру-
гое последействие».
В соответствии с изложенным наблюдаются следующие за-
кономерности развития процесса динамического возврата («смяг-
чения при наклепе»), особенно четко проявляющиеся в металлах
с г. ц. к. решеткой:
I. Энергия активации динамического возврата находится
в зависимости от величины приложенного напряжения.
2. Чем выше энергия дефекта укладки (чем меньше ширина
растянутой дислокации), тем ниже величина энергии актива-
ции динамического возврата.
Эти закономерности слабо проявляются в металлах с г. п. у.
решеткой.
РОЛЬ ТОЧЕЧНЫХ ДЕФЕКТОВ
В работе [42] указано, что упрочнение при наклепе можно
связывать с влиянием точечных дефектов, вернее взаимодей-
ствием дислокаций с точечными дефектами. Эти взгляды нашли
отражение в гипотезе Мотта—Хирша об упрочнении на стадии II
в связи с образованием порогов (стр. 51).
Экспериментальные доказательства создания повышенной
плотности точечных дефектов в результате наклепа получены,
например, при определении разности значений электросопро-
тивления кристалла после наклепа при низких температурах
УПРОЧНЕНИЕ ПРИ НАКЛЕПЕ
55
и нагрева (до комнатных температур), при котором не проис-
ходит возврата механических свойств. Хотя и при этих низких
температурах возможны процессы изменения дислокационной
структуры, в основном в связи с поперечным скольжением,
однако связь изменения электросопротивления именно с точеч-
ными дефектами подтверждается, во-первых, совпадением зна-
чений энергии активации с получаемыми для закалки или ней-
тронного облучения, а во-вторых, тем, что эффекты наблюдаются
в дискретной области температур, в которой, к тому же, почти
не происходит изменения механических свойств.
По-видимому, концентрация вакансий, образуемых при на-
клепе, пропорциональна степени деформации Д/// (43]. Это сле-
дует из зависимости прироста электросопротивления от вели-
чины деформации, а тажке и из наиболее вероятного механизма
образования точечных дефектов как результата пересечения
винтовых дислокаций с образованием порогов, движение ко-
торых генерирует точечные дефекты. Предполагается следую-
щая схема: вытянутые кольца дислокаций, распространяясь
в процессе деформации по плоскости скольжения, встречают
близко расположенные винтовые дислокации «леса», обходят
их и оставляют при этом вокруг них дислокационную петлю.
При сжатии этой петли под действием напряжений она пересе-
кает дислокацию «леса» с образованием порога. При этом ско-
рость образования порогов пропорциональна площади плоскости
скольжения, проходимой кольцом. В процессе разгружения
возможно движение дислокационных петель назад (по отноше-
нию к направлению деформации) и такое же образование по-
рогов, но как бы «обратного» характера.1
Образующиеся при деформации точечные дефекты, плот-
ность которых в результате наклепа резко повышается, должны
оказывать влияние на величину деформирующих напряжений,
на упрочнение при наклепе. Действительно, при деформирова-
нии в области низких температур (исключающих диффузионную
подвижность атомов для образования атмосфер) монокристал-
лов чистого алюминия, никеля и сплавов алюминия, на диа-
грамме растяжения обнаруживали зуб при повторном растяже-
нии предварительно деформированного образца. Такой эффект
своеобразного «старения» (величина повышения деформирую-
щих напряжений До возрастает по мере развития деформации)
объясняют увеличением концентрации точечных дефектов, кото-
рые образуют «облака» вакансий вокруг движущихся дислока-
ций Для доказательства этого указывается на: 1) неподвижность
*В этом смысле представляет интерес — может ли быть достигнуто более интенсивное
образование порогов при циклическом нагружении (усталости), т е прн переменной
деформации, чем при деформации одного знака
56
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
(практически) атомов примесей при исследованных весьма низ-
ких температурах, 2) наличие временной зависимости старе-
ния /2/3 с энергией активации 0,1 эв, характерной для движе-
ния точечных дефектов
В случае множественного скольжения, возникающего уже
в конце стадии I, создание высокой плотности точечных де-
фектов в сочетании с образованием сложных конфигураций
дислокаций определяет сложный характер взаимодействия оди-
ночных точечных дефектов или их групп с движущимися дисло-
кациями. Это может оказаться решающим для протекания
последующей деформации (па стадиях II или III) и сопут-
ствующему ей упрочнению при наклепе.
ДЕФОРМИРУЮЩИЕ НАПРЯЖЕНИЯ
Некоторые количественные данные о связи деформирующих
напряжений с плотностью дислокаций могут быть получены
опытным путем при условии согласования ориентации кристалла
с направлением деформирующих напряжений [29]. На моно-
кристаллах меди одну серию экспериментов проводили с ис-
пользованием ориентации, определяющей скольжение по одной
единственной системе, другую серию — в условиях скольже-
ния по двумя системам, а третью серию — на монокристаллах,
в которых скольжение проходило по шести эквивалентным
системам. После определения плотности дислокации на раз-
ных участках кривой деформационного упрочнения, между
плотностью дислокации и степенью пластической деформации
связи найдено не было. Однако установлена связь между
плотностью дислокации и приведенным напряжением сдвига
для действующей системы скольжения. При построении гра-
фика в логарифмических координатах (рис. 27, а) была полу-
чена прямая линия, тангенс угла наклона которой (~2) опре-
деляет квадратичную зависимость; значение приведенного
напряжения, отсе аемое на оси абсцисс, соответствует напря-
жению т0, необходимому для продвижения дислокации через
решетку при отсутствии других дислокаций. Данные для поли-
кристаллической меди также укладываются на эту прямую
(рис. 27, а) в области высоких значений приведенного напря-
жения сдвига.
Соотношение между плотностью дислокаций и приведенным
напряжением сдвига, которое оказалось справедливым для ряда
других материалов, может быть записано в виде
т — т0 = AGb W,
УПРОЧНЕНИЕ ПРИ НАКЛЕПЕ
57
ИЛИ
Д^- = Л6/р,
где А — численная константа, равная от 0,3 до 0,6.
Эта зависимость, полученная в результате обработки экс-
периментальных данных, совпадает с формулами, выведенными
из анализа различных моделей деформационного упрочнения.
Рис 27 Зависимость между средней
плотностью дислокаций в меди и вели
чиной приведенного напряжения сдви-
(а) /—одна, 2—две, 3 — шесть систем
скольжения, 4 — поликристалл Зави-
симость между приращением напряже-
ния течения в меди на единицу кон-
центрации легирующих элементов за-
мещения и параметром es. рассчитан-
ным для винтовых дислокаций (б)
Согласно Тейлору, предполагавшему, что деформационное
упрочнение обусловлено накоплением дислокации в решетке,
следует, что
По Зегеру, считавшему, что основным препятствием для
развития скольжения при деформационном упрочнении яв-
ляются образующиеся в результате множественного скольже-
ния своеобразные V-образные сидячие дислокации, а блокировка
источников определяется обратными напряжениями от групп
(скоплений) п заторможенных дислокаций,
т-т0 ]Гп
G 2nftT ° V р *
58
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
Модель Басинского связывает возрастание напряжения те-
чения при деформационном упрочнении с увеличением упру-
гого взаимодействия движущихся в плоскости скольжения дис-
локации с дислокациями леса (пересекающими данную плос-
кость):
G = "2лЛГ Ь
Как было отмечено (см. стр. 51), Мотт и Хирш предполо-
жили, что величина напряжения течения при деформационном
упрочнении определяется движением порогов на винтовых дис-
локациях, число которых связано с плотностью дислокаций
леса:
(Г^~ = ~2nk^b РлеСа’
По Кульман—Вильсдорф напряжение течения при деформа-
ционном упрочнении соответствует напряжению, необходимому
для выгибания дислокационной линии между тройными узлами
дислокационных сплетений (сетки):
G^~ = р^са-
Константа k, входящая в эти формулы, близка к единице.
Таким образом, можно говорить об относительно надежной
связи между приведенным напряжением сдвига и Кр. Для
некоторых металлов с о. ц. к. решеткой, в которых при наклепе
не образуется четкой ячеистой структуры, существует линейная
зависимость от р.
ДЕФОРМАЦИОННОЕ УТОЧНЕНИЕ
ТВЕРДЫХ РАСТВОРОВ
Влияние добавок легирующих элементов на деформацион-
ное упрочнение твердых растворов исследовано во многих ра-
ботах.
Первая эмпирическая зависимость между степенью дефор-
мационного упрочнения и концентрацией легирующих примесей
(построенная по данным обработки экспериментальных кривых
истинное напряжение — истинная деформация) была предло-
жена Лесли и Гензамером для легированного феррита. Значение
коэффициента упрочнения, оценивающего степень влияния уве-
личивающегося содержания данного элемента, оказалось за-
висимым от растворимости: значение коэффициента упрочнения
увеличивается с уменьшением предела растворимости легирую-
щего элемента в феррите.
УПРОЧНЕНИЕ ПРИ НАКЛЕПЕ
59
Систематическое исследование деформационного упрочне-
ния твердых растворов на базе алюминия, выполненное Дорном,
Пиетроковским и Титцем, показало, что: 1) легирование повы-
шало прочность твердых растворов; 2) растворенные атомы по-
вышают начальное напряжение течения и определяют большее
деформационное упрочнение; 3) влияние легирующих добавок
на увеличение напряжения течения алюминиевых сплавов про-
является сильнее при комнатной температуре, чем при по-
ниженных; 4) деформация (искажение) решетки является одним
из факторов, участвующих в упрочнении твердого раствора.
Данные Мейера о влиянии деформации на прирост твер-
дости для никеля, содержащего олово, сурьму, вольфрам,
молибден, кремний, марганец, алюминий, хром, железо, медь
и кобальт, свидетельствуют о наличии в большинстве случаев ли-
нейного повышения этой характеристики с увеличением концен-
трации атомов (в температурном интервале (—183)ч-(+300)° С].
Такая же закономерность линейного повышения твердости была
найдена Харди при исследовании сплавов на основе алюминия,
легированных медью, магнием, кремнием, германием, серебром
и цинком, а также сплавов магния, легированных алюминием,
висмутом, кадмием, индием, свинцом, литием, серебром, оло-
вом и цинком.
Одна из причин экспериментальных трудностей в определе-
нии точной количественной оценки влияния различного леги-
рования на деформационное упрочнение состоит в отсутствии
сопоставимых условий, в частности исходного размера зерна
(об этом см. на стр. 64). Предполагают, что экспериментальные
ошибки, которые можно ожидать при измереннии твердости,
по-видимому, определяют такие значительные эффекты измене-
ния деформационного упрочнения, которое связывают с разме-
ром зерен. Попытки обеспечить однородный размер зерен часто
оказывают на структуру металла большее влияние, чем устра-
няемая ими разница в размере зерен.
Электрохимическое влияние растворенных атомов на упроч-
нение проявляется в том, что твердость сплавов оказывается
частично зависимой от того, к какому периоду в периодической
системе принадлежит растворенный атом. Предполагают, что
разница в валентности влияет на этот эффект. Иначе говоря,
для объяснения упрочнения должны рассматриваться не только
деформация решетки, но и среднее число электронов на атом.
Вероятно, лучший пример упрочнения, которое происходит
вообще без деформации решетки, — это сплав алюминия с се-
ребром.
В экспериментах Аллена, Шоуфилда и Тейта на твердых
растворах на основе меди установлено, что предел прочности
60
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
при растяжении и сопротивление пластической деформации ре-
гулируется плотностью электронов на этом. Кривые истинное
напряжение — истинная деформация медных сплавов, содер-
жащих цинк, галлий, германий и мышьяк с концентрацией
1,087 электрон!атом, были одинаковые. Работая с теми же
сплавами, Харди установил, что твердость в отожженных мате-
риалах и скорость деформационного упрочнения также зависят
от электронной концентрации. В тех же сплавах Смит устано-
вил, что величина модуля Юнга изменяется линейно в зависи-
мости от атомного процента растворенного вещества, умножен-
ного на валентность в квадрате, вплоть до предела раствори-
мости; такая же зависимость была найдена для сплавов серебра
Атомный механизм деформации объясняет повышение проч-
ности в результате легирования в связи с неоднородным рас-
пределением примесей в поле вокруг дислокации, приводящим
к блокировке последних (об этом подробнее см. на стр. 64).
В общем случае любая негомогенность в кристаллах будет
взаимодействовать с дислокацией. К числу таких негомогенно-
стей относятся атомы примесей и частицы выделений. Возник-
новение энергии взаимодействия между негомогенностью и дис-
локацией определяет локальные искажения решетки, или ло-
кальные изменения в величине модуля упругости, или и то и
другое одновременно. Тогда дислокации стремятся занять наи-
выгоднейшее (с энергетической точки зрения) положение отно-
сительно дефекта (негомогенности), и для того, чтобы такие
дислокации привести в движение, приложенное напряжение
должно проделать работу, необходимую для выведения дисло-
кации из положения с низким энергетическим уровнем. По-
этому деформирование кристалла, содержащего негомогенности,
требует более высокого напряжения, чем при отсутствии него-
могенностей, взаимодействующих с дислокациями.
Подсчет энергии взаимодействия между растворенными ато-
мами и дислокациями для разбавленных твердых растворов за-
мещения с учетом эффекта размера (разницы в размерах),
а также эффекта модуля [29] позволил выразить эту энергию
через параметр
es = lae& + е0],
где а — коэффициент, величина которого различна для крае-
вой и винтовой дислокации, а
ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ И ПРИМЕСЕЙ НА УПРОЧНЕНИЕ
61
определяются (при варьировании концентрации) по изменению
соответственно параметра решетки и модуля сдвига. Данные
рисунка 27, б показывают, что задержка винтовых дислокаций
является определяющим фактором рассматриваемого упроч-
нения.
Для твердых растворов замещения характерно сравнительно
медленное упрочнение, приращение напряжения течения на
единицу концентрации составляет примерно 0,1 G. Для
твердых растворов внедрения в решетке о. ц. к., в которых
имеются тетрагональные искажения решетки (например, угле-
род в железе), наблюдается быстрое упрочнение, и отношение
обычно в несколько раз больше модуля сдвига. Это объясняют
сильным взаимодействием винтовых дислокаций, имеющих
в первом приближении поле чисто касательных напряжений
с асимметричными полями тетрагональных искажений.
Далее (стр. 89) будут приведены дополнительные данные
о влиянии примесей на деформационное упрочнение (в связи
с изменением вида кривой упрочнения).
ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ
И ПРИМЕСЕЙ
НА УПРОЧНЕНИЕ ПРИ НАКЛЕПЕ
ИЗМЕНЕНИЕ НАПРЯЖЕНИЯ СДВИГА
Исследования температурной зависимости критического на-
пряжения сдвига для монокристаллов металлов с г. ц. к.
решеткой показали, что для получения надежных результатов
необходимо применять кристаллы с высокой степенью чистоты
(табл. 2).
Рози 136] получил для монокристаллов серебра чистотой
99,99; 99,97 и 99,93% соответственно следующие средние
значения т0 при комнатной температуре: 48, 73 и 191 Пмм*.
Опыты, проведенные на монокристаллах относительно высо-
кой чистоты, показали существенное увеличение критического
напряжения сдвига при низких температурах (рис. 28 и 29);
некоторые исследователи 1451 указывают на наличие зависи-
мости и при повышенных температурах, хотя, по-видимому,
это может быть связано с фрагментацией монокристалла при
высокотемпературной деформации и скольжением в пригранич-
ных областях Если проследить зависимость отношения о/Е
от температуры, то для монокристаллов при температурах
выше 200° К это отношение остается постоянным (рис. 30).
Рис 28 Температурная зависимость
критического напряжения сдвига
монокристаллов меди к ее сплавов
I - Си. 2 - Си + 0.1% Ag, 3 -
Си + 0.33% Ge. 4—Си + 0,2% Ag
Рис 29 Изменение критического
напряжения сдвига монокрвсталлов
алюминия (99.996%) в зависимости
от температуры [3]
Рис 30 Температурная зависимое! ь
-g- для алюминия [З]
/ — монокристалл, 2 — поликри-
сталл
2/.Z7 го
О /
М,0 - * i
О
Ю -
х О
о гоо то боо ООО
Тенпература'к
б
Рис 31 Изменение критического напряжения сдвига для магния, цинка, кад-
мия (а) и титана (б) в зависимости от температуры [35 J
/ - 0,1% О, (вес) и N*. 2 - 0,01% О» и N»
ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ И ПРИМЕСЕЙ НА УПРОЧНЕНИЕ
63
Аналогичная температурная зависимость критического на-
пряжения сдвига найдена и для монокристаллов металлов
с г. п. у. (рис. 31) и о. ц. к. решетками (рис. 32). Очевидно,
в последнем случае получе-
ние надежных эксперимен-
тальных данных осложняется
наличием «зуба» текучести,
и требование высокой чис-
тоты исследуемых объектов
ТАБЛИЦА 2 ИЗМЕНЕНИЕ
КРИТИЧЕСКОГО НАПРЯЖЕНИЯ
СДВИГА МОНОКРИСТАЛЛОВ
НИКЕЛЯ В ЗАВИСИМОСТИ ОТ
ТЕМПЕРАТУРЫ И СОДЕРЖАНИЯ
ПРИМЕСЕЙ
Темпера- тура, °к Т,. Г/мм*
99.9% 149) 99,°8% [50]
20 180—195 290—300 508 1360 1040 970 900— 1100 750—850 330—750
Рис 32 Изменение критического напряже-
нии сдвига и предела текучести монокри-
сталлов железа (99,96%) в зависимости от
температуры (361:
/ — верхний, 2—иижиий пределы текуче-
сти, 3 — критическое напряжение сдвига;
4 для монокристаллов, ось которых
близка к [001]
приобретает еще большее значение. Температурная зависимость
предела текучести монокристаллов молибдена [461 следующая:
Температура, °К .......... 293 1570 2770
Предел текучести, кГ!мм2 . - 5 1,5 0,3
Изучение монокристаллов сплавов — твердых растворов по-
казывает, что в этом случае наблюдается более сильная темпера-
турная зависимость критического напряжения сдвига, чем в мо-
нокристаллах чистых металлов (см рис. 28).
Влияние границ зерен
При рассмотрении влияния границ на механические свой-
ства поликристаллических образцов, и на их предел текучести
в частности, следует учитывать, что даже в весьма чистых
металлах трудно разделить влияние границ от влияния приме-
сей, неизбежно скапливающихся на границах. Влияние при-
месей в этом случае проявляется, главным образом в снижении
пластичности и вязкости, что может повысить критическое на-
пряжение сдвига, а также вызвать преждевременное хрупкое
64
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
разрушение. В работах Лоу (47 ] показано, что даже ничтожные
количества кислорода вызывают охрупчивание железа при низ-
котемпературных испытаниях (78° К), в то время как при уда-
лении кислорода из образцов в этих же условиях испытания
они оказываются вязкими При наводороживании монокристал-
лов они не обнаруживают охрупчивания, тогда как насыщение
водородом уже бикристалла приводит к сильному охрупчива-
нию (48].
В сплавах олова различного состава при весьма тщательном
проведении механических испытаний была зафиксирована за-
висимость пластичности от размеров зерен, хотя прочность
от размеров зерен практически не зависела 149]. Вообще, влия-
ние границ зерен на прочность оказывается несравненно мень-
шим, чем их влияние на пластичность и вязкость (47, с. 22].
Что касается температурной зависимости предела теку-
чести, то у поликристаллических образцов в еще большей сте-
пени проявляется различный ее характер для низких и высоких
температур х.
При определенных («низких») температурах границы яв-
ляются эффективным препятствием для распространения де-
формации от кристалла к кристаллу, что определяет возникно-
вение градиента деформации, ее неоднородность, изгиб кристал-
литов у границ 152]. Все это объясняет более высокий предел
текучести поликристалла по сравнению с монокристаллом
(рис. 33), причем мелкозернистые образцы обладают более вы-
соким сопротивлением деформации, чем крупнозернистые.
В работе Чалмерса 153] по изучению бикристаллов олова
показано, что их прочность растете увеличением угла разориен-
тировки: как показал Мак-Лин 154], это остается справедливым
при низких температурах и для субграниц.
Таким образом, сопротивление пластической деформации
увеличивает не собственно граница, а взаимодействие при дан-
ной температуре друг с другом кристаллов, разделенных этой
границей. Если дислокации, движущиеся в отдельных кри-
сталлах, дойдя до границы надежно задерживаются у нее, то
деформация локализуется в микрообъемах, а общее сопротивле-
ние деформации всего поликристаллического образца возра-
стает. Надежная локализация деформации, т. е. эффективность
границы как препятствия для движения дислокаций, опреде-
ляется степенью несовпадения ориентации плоскостей скольже-
ния в соседних кристаллах, что в первом приближении может
быть связано с увеличением угла разориентировки (рис. 34).
1 Понятия «низкие» и «высокие» температуры для поликристаллов могут приобрести
некоторую определенность при использовании представлений об «эквикогезивной»
температуре, введенных Джефрисом [511
ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ И ПРИМЕСЕЙ НА УПРОЧНЕНИЕ
65
Тогда, если число зерен в сечении образца достаточно велико,
чтобы фактически уже была обеспечена локализация деформа-
ции в микрообъемах, то дальнейшее уменьшение размера зерна
не должно влиять на прочность (рис 35) [49].
Иными словами, для каждого материала и конкретных усло-
вий деформирования должно быть оптимальное число зерен,
Рис 33 Температурная зависимость отно-
шения никеля [451
/—для монокристалла, 3 — для поликри-
сталла
угол разориентиродки град
Рис 34 Влияние разориентиров
ки субзёрен на увеличение пре-
дела текучести кристалла цинка
определяющее максимальное сопротивление деформации, не за-
висящее в общем случае от размера зерен. Результаты, анало-
гичные данным работы [49], получены и Эдварсом и Пфей-
лем [55] при растяжении образцов обезуглероженного железа,
Рис 35 Зависимость предела прочности при растяжении чистого олова от
размера зерен в двух поперечных сечениях А и В [49]
которым удалось установить, что в данных условиях испытания
не нужно иметь большого числа зерен, чтобы прочность была
такой же, как у мелкозернистых образцов.
При высоких температурах приграничные объемы уже не
являются эффективными препятствиями для торможения дефор-
мации в кристалле. Более того, как показали микроскопиче-
ские исследования [56], в самих приграничных объемах при
5 Бернштейн
66
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
высоких температурах даже при обычных скоростях растяжения
протекает существенная пластическая деформация. Это опре-
деляет усиление температурной зависимости предела текучести
поликристаллических образцов при высоких температурах, свя-
занное с деформацией и релаксацией в приграничных объемах.
Естественно, что в монокристаллах такая зависимость при вы-
соких температурах отсутствует (см. рис. 33) и наблюдается
сближение пределов текучести поликристалла и монокристалла.
Исследования 157, 58] соотношения между величиной де-
формации в зернах и в приграничных объемах при высоких
температурах показали, что она примерно одинакова лишь при
малых степенях деформации. В большинстве же случаев дефор-
мация в приграничных объемах при высоких температурах пре-
валирует над деформацией внутри зерен. Статистический анализ
формы зерен, проведенный Шейлом [59], показал, что при го-
рячей прокатке железа деформацию образца нельзя рассматри-
вать только как изменение формы зерен, так как происходит их
сильная фрагментация, с последующим образованием новых
границ.
Упрочнение монокристаллов сплавов
Экспериментальные данные по определению величины кри-
тического напряжения сдвига в монокристаллах твердых рас-
творов указывают, что в первую очередь следует учитывать
влияние примесей на образование «зуба» текучести (в твердых
растворах внедрения) или «площадки» текучести (твердые рас-
творы замещения). Истинным критическим напряжением сдвига
монокристаллов сплавов в большинстве случаев будет верхний
предел текучести. При этом следует иметь в виду, что проявле-
ние «зуба» или площадки текучести может наблюдаться не
только в связи с установившимся распределением атомов леги-
рующих элементов вокруг дислокаций, называемым обычно
«атмосферой», но и в связи с образованием частиц выделений
вдоль дислокаций [60], с собиранием вакансий вокруг дисло-
каций (образованием «атмосферы» вакансий) и при движении
дислокаций в упорядоченном сплаве, так как первые дислокации
должны затратить для движения большую энергию (в связи
с необходимостью произвести разупорядочение), чем движу-
щиеся за ними.
Поэтому при испытании сплавов всегда должен наблюдаться
верхний предел текучести, и отсутствие его в ряде эксперимен-
тальных работ связано, по-видимому, с условиями опыта (эксцен-
тричным приложением нагрузки или использованием «мягких»
машин для испытаний на растяжение).
ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ И ПРИМЕСЕЙ НА УПРОЧНЕНИЕ
67
В ряде исследований по определению зависимости крити-
ческое напряжение сдвига — состав для монокристаллов с г. ц. к
решеткой наклон прямых (рис 36) описывали уравнением
- Лея,
de ’
где т0 — приведенное критическое напряжение сдвига,
с — атомная концентрация;
k — постоянная величина;
I da
е - — -j-,
a de
а — параметр решетки;
п 2 (экспериментальные данные).
Однако линейная зависимость между атомной концентра-
цией легирующих элементов и приведенным критическим напря-
жением сдвига в монокристаллах оказывается справедливой
только дня весьма низколегированных сплавов [61 ] при кон-
центрациях до 1% (ат). В случае монокристаллов сплавов маг-
ния (с ниобием, таллием, кадмием, алюминием, цинком), имею-
щих г. п. у решетку, при малых добавках [до 1% (ат.)] также
найдена линейная зависимость, описываемая приведенным урав-
нением (рис. 37). При большем содержании легирующих эле-
ментов в ряде случаев получают плавную кривую с максимумом
для эквиатомного состава (сплавы Си—Ni) [62—64]
Если оценить степень влияния различных легирующих эле-
ментов на величину критического напряжения сдвига для моно-
кристаллов сплавов на основе меди (см. рис. 26), а также на
основе магния (рис 37), то вероятно, можно сделать вывод о том,
что степень упрочнения зависит от степени искажения решетки,
определяемого по изменению ее параметра. Тогда график из-
менения от Д°лжеп быть линейным; для сплавов
меди была получена зависимость изменения 1g от 1g AD,
где AD — разность между диаметрами атомов (по Гольдшмидту)
растворителя и растворенного элемента. При этом для многих
случаев точки действительно находились на прямой (рис. 38),
наклон которой равен примерно двум. В связи с этим Линде [65 ]
I da
заменил выражение ——входящее в уравнение, на вели-
чину AD.
Однако элементы, вызывающие небольшое искажение ре-
шетки, мало изменяющие ее параметр (индий, таллий — в спла-
вах магния, никель, кремний — в сплавах меди), не уклады-
ваются на прямую. Между тем эти элементы вызывают значи-
5*
Содержание Si, % (ат) Содержание Sb, А и
или Ge, % (ат)
Ркс 36 Влияние некоторых легирующих элементов на величину
приведенного критического напряжения для меди [35 J
Рис. 37. Изменение величины критического напря-
жения сдвига для монокристаллов магниевых спла-
вов в зависимости от концентрации легирующих эле-
ментов [64].
/ - Mg. 2 — Mg + In. 3 — Mg -f- Cd, 4 — Mg -f- TI.
5—Mg AL 6— Mg 4* Zn, 7—Mg + In, 8—Mg + Zn
ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ И ПРИМЕСЕЙ НА УПРОЧНЕНИЕ
69
тельное упрочнение (например, таллий в большей степени по-
вышает критическое напряжение сдвига, чем кадмий). Поэтому
нельзя судить об упрочняющем влиянии примесей только
решетки твердого
раствора.
по данным изменения параметра
Температурная зависимость
критического напряжения сдви-
га для монокристаллов сплавов
тем резче, чем выше содержание
легирующего элемента; с пони-
Концентрация 7п, % (ат)
3,61 3J3 3J55 3,67 . 3J59
Параяапр решетки, А
Рис 39 Изменение величины отноше-
ния критического напряжения сдвига
при температуре испытания к величине
критического напряжения при комнат-
ной температуре в зависимости от со-
держания цинка для монокристаллов
латуни*
/ — 4.2. 2 — 78. 3 - 195; 4 — 297* К
Рис 38 Влияние легирующих элементов на
величину критического напряжения сдвига
монокристаллов сплавов меди в зависимо
сти от разности атомных диаметров раство-
рителя (меди) и легирующих элементов [35]
жением температуры влияние легирования проявляется силь-
нее (см. рис. 28 и 39).
Влияние атомов примесей (легирующих элементов) в твердых
растворах на изменение критического напряжения сдвига опре-
деляется взаимодействием дислокаций с атомами растворенных
элементов 160].
Упругое взаимодействие дислокаций и атомов примесей
В кристалле, содержащем дислокации (вокруг которых,
естественно, существуют поля напряжений), атомы примесей
распределяются неравномерно. Это состояние определяет ми-
нимум свободной энергии, например по механизму упругого
взаимодействия.
По представлениям Коттрелла (60), вокруг дислокаций об-
разуется жатмосфера» («облака>) из атомов растворенных эле-
ментов, в связи с тем, что кристалл над положительной дисло-
кацией оказывается сжатым, а объем под положительной дисло-
кацией — растянутым. Энергия деформирования может быть
70
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
изменена ввиду закономерного скопления атомов с большими
диаметрами в растянутой зоне и атомов с малыми размерами —
в зоне сжатия. Атомы, растворенные по механизму внедрения
и вызывающие локальное расширение решетки, будут распо-
лагаться в разреженной зоне у дислокации.
Даже при высокой плотности дислокаций (1012—1013 см "2)
достаточно иметь около 0,1% примесей, чтобы на один атомный
промежуток вдоль дислокации приходился один растворенный
атом. В отожженных кристаллах, имеющих на 3—4 порядка
меньшую плотность дислокаций, атмосфера вокруг дислокаций
создается при чистоте 99,999%. В случае твердого раствора
углерода в a-железе вследствии очень больших искажений в ре-
шетке для получения насыщенных атмосфер вокруг дислокаций
(при их плотности 108 см~2) необходимо всего 10"7% С.
Атмосфера вокруг дислокации приводит к повышению кри-
тического напряжения, необходимого для перемещения дисло-
кации:
° г0
где с0 — концентрация твердого раствора;
b — вектор Бюргерса;
г0 — координата атома примеси в положении наибольшей
связи.
Если дислокация смещается в сторону от атмосферы, то
энергия участка решетки, содержащего атмосферу, увеличи-
вается. Так как энергия прикладывается извне, то в случае
продвижения атмосферы вслед за дислокацией предел текучести
будет повышаться.
«Насыщенность» атмосферы С вокруг дислокации зависит
от температуры. Для твердых растворов невысокой концентра-
ции <?0 и при малой величине энергии взаимодействия (т. е. в ус-
ловиях, неблагоприятных для образования второй фазы)
с - cj'".
где V — энергия упругого взаимодействия атома растворенного
вещества с полем напряжений в кристалле.
Таким образом, при нагреве температурные флуктуации
вместе с приложенными напряжениями должны способствовать
освобождению дислокаций из их атмосфер, а при понижении
температуры концентрация примесных атомов вокруг дислока-
ции должна повышаться. Насыщенная атмосфера в этом случае
может образоваться, если энергия теплового движения будет
меньше величины энергии связи атомов примесей с дислокацией.
ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ И ПРИМЕСЕЙ НА УПРОЧНЕНИЕ
71
Следовательно, напряжение течения зависит от темпе-
ратуры [66]
о — а0 —fe(T)1/3,
где о0 — скалывающее напряжение при температуре Т,
k — постоянная величина;
Т — абсолютная температура, °К.
В результате испытания железа при температуре выше 700° К
образование площадки текучести не наблюдалось; в этих опытах
была определена энергия связи атомов углерода с дислокацией,
оказавшаяся равной 0,5 эв.
Считают, что механизм Коттрелла блокировки дислокаций
определяет повышенную прочность твердых растворов главным
образом при низких температурах (а механизм Сузуки — при
повышенных) Вряд ли это утверждение является полностью
справедливым, так как*
1) «зуб» текучести твердых растворов замещения появляется
лишь при достижении определенной (и сравнительно высокой)
концентрации атомов примесей порядка 1% (ат.), причем при
таком легировании критическое напряжение сдвига возрастает
на несколько сотен процентов;
2) нет резкой разницы в температурной зависимости кри-
тического напряжения сдвига для чистых металлов и для твер-
дых растворов.
Существует мнение, что более высокий уровень прочности
твердых растворов по сравнению с чистыми металлами обуслов-
лен повышенной плотностью дислокаций, которые, как показано
экспериментально, образуются дополнительно в сплавах на гра-
ницах ликвационных (сегрегационных) участков, возникающих
в процессе формирования кристаллов.
Электрическое взаимодействие
В работах по систематическому изучению влияния легиро-
вания различными элементами на упрочнение твердых раство-
ров, главным образом на основе меди, алюминия и магния [68,
691, установлено, что способность атомов растворенного эле-
мента упрочнять твердый раствор зависит от валентности этою
элемента по отношению к валентности растворителя. Это опре-
деляет возможность электрического взаимодействия атомов рас-
творенных элементов с дислокациями по следующей схеме
вблизи ядра краевой дислокации неизбежно уменьшение плот-
ности ионов, поэтому в участках кристалла у дислокации воз-
никает избыток электронов проводимости и дислокация заря-
жается отрицательно. Иначе говоря, электрическое поле во-
круг дислокации обусловлено упругим растяжением кристалла
72
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
в объеме у дислокации. Взаимодействие этого поля с заряжен-
ным ионом приводит к затруднению передвижения дислокации
в кристалле — к упрочнению, которое пропорционально вели-
чине (z — I)2, где z — валентность атома растворенного веще-
ства, рассчитанная в предположении, что атомы несут заряд,
пропорциональный их высшей валентности. Для твердых рас-
творов на основе меди эффективный положительный заряд г
валентного атома равен 0,075 (z — 1) электронных единиц.
При расчете энергии взаимодействия между заряженным
ионом и электрическим полем, связанным с полем упругого
растяжения около дислокации, основным является определение
распределения электронного заряда вокруг дислокации 170].
Сравним упругое и электрическое взаимодействия при рас-
творении некоторых элементов в меди:
Элементы.........................Zn Ga Ge As
Электрическое взаимодействие • • .
0,14—(г—1)..................... 0.14 0,28 0,42 0,56
Упругое взаимодействие 16 е . . . 1,0 1,24 1,44 2,08
Таким образом, упругое взаимодействие в медных сплавах
оказалось в 3—7 раз сильнее электрического взаимодействия.
За исключением случая для ядра дислокации, электрическое
взаимодействие является второстепенным 1 по сравнению с упру-
гим, если к тому же эффективные заряды растворенных атомов
имеют значения, близкие к приведенным выше.
Химическое взаимодействие
Химическое взаимодействие возможно в связи с наличием
в кристаллах расщепленных дислокаций. Эти дислокации со-
держат дефекты укладки, характерные для плотноупакованных
кристаллов, в частности для твердых растворов с г ц к. ре-
шеткой. Для термодинамического равновесия в таких твердых
растворах, по данным Сузуки 171 ], необходимо, чтобы концен-
трация растворенного вещества на дефектах укладки (г п. у.
решетка) отличалась от концентрации в окружающем твердом
растворе (г. ц. к. решетка). Так как силы связи между атомами
в этих решетках различаются между собой, то такое гетероген-
ное распределение атомов растворенных элементов, обусловлен-
ное созданием «атмосфер» на дефектах укладки, следует рассма-
тривать как химическое взаимодействие атомов примесей и
дислокаций (дефектов укладки).
1 Исключение составляют ионные кристаллы, в которых электрическое взаимодей
ствне настолько велико, что им можно объяснить некоторые свойства этих кристаллов,
например их легкое декорирование или смягчен не при наклепе
ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ И ПРИМЕСЕЙ НА УПРОЧНЕНИЕ
73
Создание равновесной сегрегации на дефектах укладки яв-
ляется термодинамически оправданным, оно будет сопрово-
ждаться уменьшением энергии дефекта укладки у, что приведет
к увеличению расстояния между ограничивающими дефект ук-
ладки частичными дислокациями.
Наличие атмосфер Сузуки было подтверждено эксперимен-
тально Аартсом и Джервисом 172]. Они измеряли электросо-
противление после деформации (растяжение на 10%) прово-
локи из сплава золото—серебро в жидком воздухе, а затем про-
волоку подвергали нагреву при комнатной температуре и вновь
измеряли электросопротивление в жидком воздухе. Вопреки
хорошо известному эффекту Моленаара—Аартса, электросо-
противление при втором измерении оказалось повышенным,
что связывают с увеличением протяженности дефекта укладки,
а также с более интенсивным рассеянием электронов при нали-
чии сегрегаций, как бы «закрепляющих» дефекты укладки.
Другим экспериментальным доказательством своей теории
Сузуки считает работы Аллена, Шофильда и Тейта (69], в ко-
торых было показано, что критическое напряжение сдвига
в твердых растворах с г. ц. к. решеткой на основе меди ока-
залось функцией электронной концентрации и независимым от
химической природы элементов.
Следует отметить, что по существу самого механизма явле-
ния эффект блокировки дислокаций по Сузуки оказывается
действенным при таких высоких температурах, для которых
блокировка по Коттреллу уже не играет заметной роли.
Тепловые флуктуации на поведение расщепленных дислока-
ций влияют незначительно. Для того, чтобы дефекту укладки
покинуть объем, в котором созданы атомные сегрегации вокруг
него, ему надо переместиться по крайней мере на 50 или более
атомных расстояний. Сузуки предлагает следующую зависи-
мость критического напряжения сдвига от концентрации рас-
творенного элемента и температуры, учитывающую взаимодей-
ствие атомов примесей с дефектами укладки:
2Л 1 — е~н,*т
где т0 — максимальное блокирующее напряжение;
с0 — средняя концентрация растворенного элемента;
b — вектор Бюргерса;
V — молекулярный объем;
Н — величина, пропорциональная разности уа — уь (уа иуА
соответственно энергии дефекта укладки в металлах а
и Ь, составляющих твердый раствор);
h — половина ширины дефекта укладки.
74
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
Сузуки [36] провел подсчеты увеличения т0 за счет блоки-
ровки дислокаций по предложенному им механизму с исполь-
зованием приведенной формулы для кристаллов мсдноникеле-
вых сплавов при 600, 800 и 1000° К в широком диапазоне кон-
центрации и получил хорошее совпадение с экспериментом.
При этом было подтверждено, что при высоких температурах
Содержание Zn, 7. (ат )
Рис 40 Изменение критического напряже
ния сдвига для сплавов Си —Zn при 600* К
в зависимости от содержания цинка [36]
Кривые 1 и 2 получены при помощи рас-
чета двумя методами для случая упрочне-
ния за счет ближнего порядка, кривая 3
получена расчетом по уравнению Сузуки
с учетом ближнего порядка и упрочнения
вследствие химического взаимодействия,
пунктирная кривая — экспериментальная
блокирование дислокаций по
Сузуки имеет определяющее
значение
Для случая ближнего
порядка, возникновение ко-
торого весьма вероятно при
повышенных температуре
и концентрации растворен-
ного элемента, предложена
следующая зависимость:
v/?rcs(l с)2,
где с—концентрация раство-
ренного элемента в
области дефекта ук-
ладки.
«!' = ^[хлв
(г — число ближайших соседних атомов; N — число Авогадро,
%лл, ^вв' %ав — значения потенциальной энергии для соот-
ветствующих пар атомов).
Расчеты по этой формуле для латуней показали, что кривая
упрочнения по Сузуки ближе всего соответствует эксперимен-
тальной кривой (рис. 40).
Геометрическое взаимодействие
Движение дислокаций в упорядоченном сплаве было изучено
Фишером 173] и Коттреллом [74]. Так как в этом случае взаи-
модействие дислокации с атомами растворенных элементов
предусматривает сдвиговое смещение их, обусловленное дисло-
кацией, то такое взаимодействие названо «геометрическим»
В кристаллах с дальним порядком единичная совершенная
дислокация в обычной решетке является полудислокацией
ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ И ПРИМЕСЕЙ НА УПРОЧНЕНИЕ
75
в сверхрешетке. Тогда эта дислокация должна принадлежать
своеобразному «де|ектному слою», т е. границе антифазного
домена (рис. 41). Никакая переориентировка атомов вокруг
дислокации не может привести к уничтожению антифазной
границы Как указывает Коттрелл [60], например в сверх-
решетке 0-латуни, единичная дислокация в меди превращается
на границе антифазного домена в частичные дислокации -у
[111 ], ограничивающие антифазную границу, лежащую в пло-
скости скольжения (110). Каж-
дый атом в этой плоскости свя-
зан с двумя ближайшими сосе-
дями в направлении, попереч-
ном плоскости. В дефектном слое
эти связи из «правильных» ста-
новятся «неправильными». Энер-
гия «неправильных» связей вы-
ше, чем «правильных», и для
движения дислокации, претер-
певшей превращение в связи
с образованием сверхстру ктуры,
требуется затрата дополнитель-
ных сил. Этим, в частности,
• О1О»О«О»О«О
©•'•О«О»О»О«
•ОЮ»О«О»О*О
О«О«О• О«О»
• о»о« о«о»о
0*0*0*0*09
90*0*0*0*0
Рис 41. Граница антифазного домеиа,
связанная с дислокацией в сверхре-
шетке
может быть объяснено упрочнение в кристаллах, содержа-
щих антифазные границы.
В кристаллах, представляющих собой твердые растворы
с ближним порядком, хотя дислокации остаются «совершен-
ными» и в решетке отсутствуют антифазные границы, все же
некоторое упрочнение будет происходить. Оно будет опреде-
ляться тем, что соседние атомы распределены не беспорядочно,
а поэтому перемещение дислокаций вдоль плоскости скольже-
ния будет вызывать нарушение ближнего порядка атомов в по-
перечном к плоскости направлении.
Иначе говоря, в процессе пластической деформации ло-
кально упорядоченные участки будут разупорядочиваться при
пересечении их дислокациями, движущимися в плоскостях
скольжения. Если у' — энергия разу пор ядоченной поверх-
ности; т — напряжение сдвига; b — вектор Бюргерса, то из-
менение энергии при движении единицы длины дислокации на
единицу расстояния можно определить по формуле
ДЕ = у' — 6т.
При значении напряжения, достаточного только для раэ-
упорядочения в процессе деформации, ДЕ = 0.
76
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
Тогда
Энергия у' является величиной, примерно равной 20 эрг/см*
(такого же порядка, как и для образования двойника).
Подсчет по этой формуле дает величину напряжения
10s дн!см\ эта величина хотя и является заметной, но она на
один порядок меньше напряжения, необходимого для движения
дислокации в твердом растворе с дальним порядком. При низ-
ких температурах, когда установившаяся степень порядка не-
изменна, упрочнение, вызванное образованием ближнего по-
рядка, почти не зависит от температуры.
В случае деформации кристаллов с дальним порядком при
движении первой частичной дислокации происходит полное
нарушение порядка в направлении поперек плоскости сколь-
жения, но зато вторая частичная дислокация его полностью
восстанавливает, третья опять нарушает и т. д. Количество
«правильных» связей в направлении поперек плоскости сколь-
жения является, таким образом, правильно меняющейся неза-
тухающей функцией числа дислокаций, прошедших по пло-
скости.
Для случая ближнего порядка периодичность будет зату-
хающей.
Разу пор ядочение, вызванное прохождением нескольких дис-
локаций через плоскость скольжения в сплаве с ближним упо-
рядочением, является, таким образом, совершенно иным, чем
при прохождении одной дислокации в сверхрешетке.
Механизм Мотта—Набарро взаимодействия дислокаций
с атомами примесей
Механизм Мотта—Набарро объясняет не только упрочнение
при образовании твердых растворов, но и дисперсионное твер-
дение и рассматривает взаимодействие дислокаций с атомами
примесей как в случае их беспорядочного распределения,
а также при образовании группировок.
В твердом растворе с беспорядочным расположением ато-
мов при прохождении дислокации статистическое распределе-
ние межатомных связей сохраняется, но дислокация, будучи
уподобленная натянутой струне, при встрече с атомами приме-
сей (с местами локального изменения межатомных связей) ко-
леблется и выделяет упругую энергию. Упрочнение при обра-
зовании такого твердого раствора оказывается пропорциональ-
ным величине е3/4с, где ъ — степень смещения; с — концентра-
ция растворенного элемента.
ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ И ПРИМЕСЕЙ НА УПРОЧНЕНИЕ
77
Напряжение течения, вычисленное по формуле
т0 = 2,5Ge4/3c,
оказалось в хорошем соответствии с экспериментально най-
денным значением предела текучести ряда твердых растворов
на основе меди в зависимости от величины смещения ——
вызываемого атомами различных примесей (см. рис. 35).
Период поля напряжений от локальных искажений решетки
в связи с размещением отдельных атомов примесей или группи-
ровок определяет длину волны, которая и вызывает изменение
радиуса кривизны движущейся дислокационной линии. Эта
длина волны L в случае статистических твердых растворов
определяется уравнением
L = dc~{,\
где d — межатомное расстояние.
При наличии скопления атомов растворенных элементов
на плоскости скольжения будут возникать участки искажений,
расположенные друг от друга на расстоянии, зависящем от
развития процесса дисперсионного твердения. При перемещении
дислокация будет огибать эти участки. Предел текучести ме-
няется в зависимости от расстояния между искаженными участ-
ками (полями напряжений): 1) он будет иметь небольшое зна-
чение при беспорядочном расположении атомов примесей, когда
расстояние между полями напряжений составляет всего не-
сколько атомных периодов, а сами поля незначительны, и, пе-
ремещаясь, дислокация остается почти прямолинейной; 2) пре-
дел текучести достигает максимума при оптимальном расстоя-
нии между скоплениями, когда кольца дислокаций, образую-
щиеся вокруг скоплений частиц при их огибании дислокациями,
перекрывают все межчастичные расстояния, что определяет
эффективное торможение движения дислокаций через кристалл,
3) предел текучести вновь падает, когда скопления располо-
жены слишком далеко друг от друга и дислокации без суще-
ственных затруднений проходят через значительные по вели-
чине межчастичные участки кристалла, свободные от тормозя-
щего влияния полей напряжений.
Возможность огибания скоплений частиц выделения дисло-
кациями основана на расчете радиуса кривизны, до которой
может быть изогнута дислокация.
Gb
Р=-—>
1Де b — вектор Бюргерса;
т — напряжение в дислокации.
78
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
Наибольшее упрочнение получается в том случае, когда
среднее расстояние А между скоплениями (частицами) равно
приблизительно радиусу кривизны дислокации р. При этом
каждый дислокационный сегмент длиной А должен преодоле-
вать область между скоплениями (частицами), в которой дей-
ствуют напряжения, препятствующие продвижению этого сег-
мента [75].
Если напряжение, возникающее в результате образования
скопления (частицы), согласно расчетам Мотта и Набарро [76]
определяется как
т = бе/,
где е — результирующая деформация от образовавшихся скоп
лепий (частиц);
/ — часть объема сплава, занятая скоплениями атомов
примесей,
то в случае А р в дислокационном сегменте должно возни-
кать напряжение т', равное или даже несколько большее т:
При обычных (по порядку величины) значениях, входящих
в формулу, величина А составляет 50—100 атомных периодов.
Таким образом, рассматривая взаимодействие дислокаций
с атомами примесей, можно установить, что существует два
типа взаимодействия: статическое, когда затрудняется начало
движения дислокаций в связи с их закреплением \ и динами-
ческое, которое возникает уже в самом процессе движения дис-
локации, встречающей на своем пути атомы примесей или
(что эффективнее) их скопления.
Существование двух типов такого взаимодействия было
подтверждено экспериментально Гилманом и Джонстоном 177]
при облучении кристаллов фтористого лития При сравнительно
небольших дозах наблюдается статическое закрепление атмо-
сферами вакансий, которые возникают вокруг дислокаций,
с увеличением дозы облучения скопления вакансий, образую-
щие устойчивые комплексы точечных дефектов с дальнодей-
ствующими полями напряжений, определяют уже динамиче-
ское взаимодействие — торможение движущейся дислокации.
1 Это определяет то, что, когда дислокации отрываются от мест закрепления при при-
ложении достаточно больших внешних напряжений, они продолжают двигаться при
более низких напряжениях (при которых двигаются и свободные дислокации)
ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ И ПРИМЕСЕЙ НА УПРОЧНЕНИЕ
79
ИЗМЕНЕНИЕ ФОРМЫ КРИВЫХ
НАПРЯЖЕНИЕ—ДЕФОРМАЦИЯ
Рис 42 Схема изменения вида кривых напря-
жение—деформация для кристаллов с г ц к
решеткой в зависимости от температуры (на
примере меди)
I — 4.2* К. 2 — 77° К. 3— комнатная темпе-
ратура. 4 — 600е К
При понижении температуры разница между характером
кривых деформационного упрочнения металлов с г. ц. к. ре-
шеткой и металлов с гексагональной решеткой уменьшается.
Характерное изменение вида кривых напряжение—дефор-
мация для металлов с г. ц. к. решеткой от температуры приве-
дено на рис. 42. При высоких температурах кривые имеют при-
мерно параболическую форму, при умеренных температурах —
четко выраженный участок
легкого скольжения (ста-
дию I), который увели-
чивается при дальнейшем
понижении температуры.
Сравнение начальных уча-
стков кривых деформаци-
онного упрочнения различ-
ных металлов с г ц. к.
решеткой показало, что
степень развития стадии I
зависит не только от темпе-
ратуры деформации, но и
от природы металла, его
чистоты, величины моно-
кристального образца, а
также его ориентации.
Деформирующие напряжения на стадии II изменяются
с температурой незначительно, в то время как сопротивление
деформированию на стадии III с повышением температуры
сильно понижается Поэтому переход из стадии II в стадию III
происходит с ростом температуры при более низких напряже-
ниях. Тогда при некоторых температурах и ориентациях кри-
сталла не существует разницы между стадиями II и III и кри-
вая приобретает вид параболы. Коэффициент упрочнения на
стадии II с повышением температуры понижается.
Для металлов с гексагональной решеткой, имеющих высокую
энергию дефекта укладки (Mg, Zn, Cd), следует различать слу-
чаи умеренной и сильной деформации.
При умеренной деформации кривые напряжение—деформа-
ция представляют собой практически прямые линии в широком
интервале температур. Форма этих кривых, как правило, мало
зависит от ориентации. Следовательно, для выяснения поведе-
ния монокристаллов при заданной температуре достаточно
знать лишь величину коэффициента упрочнения.
80
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
При больших степенях деформации кривые упрочнения уже
не имеют линейного характера, коэффициент упрочнения зна-
чительно больше, и с понижением температуры он увеличи-
вается.
Как было показано в работе Г. Н. Колесникова, В. А Пав-
лова, Э. С. Яковлевой, М. В. Якутовича [78], примерно та-
кие же изменения диаграммы растяжения наблюдаются и при
испытаниях пол и кристаллических образцов. Авторы предлагают
Рис 43 Кривые растяжения для поли-
кристаллического кадмия [78]
разделить диаграммы растя-
жения поликристаллических
металлов на два основных
типа (рис. 43):
1) низкотемпературный,
когда максимум усилия на-
блюдается в конце кривой
(кривая 1 на рис. 43), а затем
следует резкий спад усилия,
обусловленный развитием ло-
кальной деформации (образо-
вание шейки);
2) высокотемпературный,
когда максимум усилия на-
блюдается в начале диаграм-
мы (кривая 5), затем почти
прямолинейный участок (т. е.
усилие остается постоянным
или медленно спадает, что соответствует квазиравномерной
деформации образца) и, наконец, резкий спад усилия в связи
с образованием локальной деформации — шейки.
В промежуточной области температур диаграммы имеют пе-
реходный характер (кривая 2).
Переход от стадии II к стадии III (см. стр. 52) обусловлен
развитием поперечного скольжения, что связано со стягива-
нием в кристаллах с плотноупакованными решетками растя-
нутых винтовых дислокаций для их перемещения в другие
плоскости. Развитие процесса стягивания частичных дислока-
ций определяется расстоянием между ними: чем меньше вели-
чина энергии дефекта укладки, тем труднее будет происходить
процесс стягивания и менее вероятно поперечное скольжение.
Процесс стягивания дислокаций происходит под действием
деформирующих напряжений и энергии теплового движения
атомов. Температурная зависимость напряжений тш, обус-
ловливающих начало стадии III, согласно экспериментальным
исследованиям Хаазена [79], описывается уравнением
In тш (Г) = In тп1 (0) — ВТ,
ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ И ПРИМЕСЕЙ НА УПРОЧНЕНИЕ
81
где Т — данная температура;
О — абсолютный нуль;
В — постоянная величина
Зависимость энергии активации поперечного скольжения от
напряжения 180] определяется выражением
Qw=-4’"[W
Константу А определяют экспериментально и затем находят
величину тП1 (0) Так как [80]
Г„, (0) (о,056 —i),
где п — число дислокаций, задержанных у препятствий (по
теоретическим оценкам, это число к концу стадии II
составляет примерно 20),
G — модуль сдвига;
b — вектор Бюргерса;
у — энергия дефекта укладки, то, зная тп1 (0), по этому
уравнению можно определить величину у и оценить
энергетические возможности начала стадии III
Обратимые и необратимые изменения
деформирующих напряжений
При изучении температурной зависимости деформирующих
напряжений на стадии III было установлено [41], что су-
ществуют обратимые или необратимые изменения в зависи-
мости от того, проводится ли вначале деформация при высокой
температуре, а затем при низкой, или наоборот.
При пластической деформации двух образцов одного и то-
го же металла с одинаковой скоростью, но при разных темпера-
турах в ряде работ было замечено расхождение их кривых
упрочнения в зависимости от степени деформации (рис. 44).
Это расхождение наблюдалось не только при сравнительно вы-
соких температурах, определяющих возможное развитие диф-
фузии и термического смягчения (обычного или статического
возврата), но и при сравнительно низких температурах, напри-
мер при температуре жидкого воздуха, когда возможное смяг-
чение (в связи с развитием диффузионных процессов) считается
пренебрежимо малым.
Для измерения соотношения деформирующих напряжений
АВ! АС по схеме рис. 44 испытания ведут до достижения опре-
деленной степени деформации е соответственно при темпера-
турах Т, и 7\. В работе [81] отношение ABIАС для поли-
кристаллического алюминия составляло 0,4—0,5 и 0,6—0,7
6 Бернштейн
82
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
Рнс 44 Схематические диаграммы рас-
тяжения при двух температурах (г» >
> Т,), по достижении деформации и
при Tt (точка В) дальнейшее деформи-
рование проводится при 7*1 (крииая
ABD\ При условии, что предотвращены
эффекты старения или превращений при
определении напряжения течения В и D,
каждая в отдельности величины BD и
DC измеряются по обратимому измене-
нию напряжения течения с учетом раз-
ницы в уровне деформационного упроч-
нения [41]
для пол и кристалл и ческой меди при 7\ = 78° К и 7\ =
= 292° К.
Не всегда было ясно, что это расхождение обусловлено
двумя различными по своей природе вкладами. Первый вклад —
это сама степень упрочнения («количество наклспа»), дости-
гаемая при данной величине пластической деформации; есте-
ственно, что эта степень упрочнения будет различной при раз-
ных температурах, так как различны плотность и распреде-
ление дислокаций в металле
в точках В и С.
Второй вклад — обратимое
с температурой изменение де-
формирующих напряжений для
металла с данной степенью хо-
лодной деформации. Другими
словами, первый вклад опреде-
ляется как бы устойчивостью
структуры, а второй — свой-
ствами кристалла при разных
температурах.
Для того чтобы разделить
эти два вклада, предлагается
проводить деформацию до точ-
ки В при Tt, а затем продол-
жать деформирование при 7\
(7\<7\), получая кривую ABD.
Принимая меры для предотвра-
щения побочных явлений старения или смягчения при измере-
ниях деформирующих напряжений в точках В и D (подбором
соответствующих для данного металла температур), можно счи-
тать, что полученные значения характеризуют величину обра-
тимого изменения деформирующего напряжения, обусловлен-
ного разницей в уровне упрочнения, достигаемого в процессе
деформации при этих двух температурах.
Подобные эксперименты при разных температурах были вы-
полнены Орованом [82], Дорном и др. [81], Прайем и Хен-
нингом, а также Патерсоном [83]. Так, изданных Дорна можно
видеть, что AB/AD составляет 0,7—0,8 для алюминия и 0,8—
0,9 для меди, если 7\ = 78° К, а Т, = 292° К. При этом обра-
тимое изменение деформирующих напряжений составляет не-
много меньше половины общего расхождения кривых.
Коттреллом и Стоксом [41 ] также были проведены экспе-
рименты по растяжению кристаллов (алюминия) при разных
температурах, но методика предусматривала возможность раз-
дельной оценки степени изменения деформирующего напря-
ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ И ПРИМЕСЕЙ НА УПРОЧНЕНИЕ
83
жения из-за варьирования температуры и из-за изменения тон-
кого строения, определяемого испытаниями при различных
температурах. По этой методике проводится деформация об-
разца при данной температуре, а затем определение предела
текучести того же образца при другой температуре, без его
полного разгружения. Влия-
ние температуры может быть
оценено по отношению дефор-
мирующих напряжений при
двух температурах, как это
показано на рис. 45 Эти опе-
рации деформирования могут
быть повторены при несколь-
ких температурах на одном
и том же образце.
На рис. 46 показано изме-
нение отношения деформи-
рующих напряжений при 293
и 90" К кристалла алюминия
от степени деформации в усло-
виях: 1) сначала деформацию
проводили при 293° К, а за-
тем при 90° К (кривая /);
Рис 45 Схема экспериментов Коттрелла
и Стокса по определению температурной
зависимости деформирующих напряжений
при изменении температуры испытания
2) сначала деформацию про-
водили при 90° К, а затем при 293° К (кривая 2). Обе кривые
обнаруживают небольшую зависимость от степени деформации,
а в широком интервале величины удлинения (от 12 до—50%)
отношение деформирующих напряжений вообще остается
6293/6д0
01\---------1--------1--------1-------1--------1-----
0 10 20 30 W 50 # 7,
Рис 46 Занисимость от-
ношения деформирую-
щих напряжений от сте
пени деформации при из-
менении температуры
деформации [41]
/—от 293 к 90е К. 2—от
90 к 293* К
неизменным Расположение кривой / над кривой 2 означает
наличие необратимых изменений деформирующих напряжений
при переходе от низкой температуры деформирования к высокой.
Обратимые изменения деформирующих напряжений обнару-
живаются при переходе от высокой температуры деформации
к низкой. Установлено, что сразу после незначительной дефор-
мации отношение почти не зависит от величины де-
формации и, кроме того, является воспроизводимым. Величина
6*
84
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
этого отношения обнаруживает резкую температурную зависи-
мость ниже 130° К (для алюминия) или ниже 200° К (для меди),
а затем в широком интервале температур оказывается практи-
чески температурно независимой, особенно если внести по-
правку на температурное изменение упругих констант (рис. 47).
Аналогичные экспериментальные результаты были получены
в работе Басинского [84], а также при изучении изменения
Рис 47 Обратимое изменение величины отношения деформ и
рующего напряжения тт при температуре Т* К к деформирую
тему напряжению при 90е К г до* к для монокристаллов алю
миния [41]
1—с поправкой, 2—без поправки на изменение упругих констант
Рис 48 Кривые напряжение—деформация (для случая сдвига) моно-
кристаллов магния, деформированных при [85]
/ — 78° К. 2 — 203* К. 3 — растяжение, 364* К; 4 — сдвиг. 364* К
деформирующих напряжений и коэффициента упрочнения мо-
нокристаллов магния (рис. 48) 185]
Найденные закономерности обратимых изменений деформи-
рующих напряжений при переходе от высоких температур де-
формирования к низким находятся в соответствии с общей дис-
локационной теорией упрочнения в связи с созданием эффек-
тивных препятствий для движения дислокаций и с их подвиж-
ностью, определяемой свойствами кристалла. Препятствия для
движения дислокаций имеют различную устойчивость и вели-
ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ И ПРИМЕСЕЙ НА УПРОЧНЕНИЕ
85
чину при переходе от высокой 1 температуры деформирования
к низкой. Отношение деформирующих напряжений
с изменением температуры имеет в этих условиях обратимый
характер; это соответствует обратимому характеру измене-
ния строения и свойств при переходе от высокой температуры
к низкой. Что касается температурной зависимости этого отно-
шения, то, по данным Коттрелла, уже при сравнительно невы-
соких температурах препятствия, созданные в данных условиях
деформирования, становятся «прозрачными» для движущихся
дислокаций. Поэтому только при весьма низких температурах
наблюдается увеличение отношения деформирующих напряже-
ний т/Тэдок, а при умеренных температурах указанное отно-
шение является постоянным.
Иначе говоря, в этом случае влияние температуры сводится
лишь к обратимому изменению «прозрачности» препятствий
по отношению к движущимся дислокациям, что приводит к
обратимому изменению предела текучести от температуры
Необратимые изменения деформирующего напряжения на-
блюдаются в том случае, когда деформирование проводят сна-
чала при низкой, а затем при высокой температуре. Сущность
необратимых изменений состоит в появлении зуба и площадки
текучести в процессе деформации при высокой температуре,
что является признаком нестабильности распределения дис-
локаций в результате предыдущей деформации при низкой тем-
пературе.
Так как падение деформирующих напряжений происходит
в процессе пластической деформации при более высокой тем-
пературе (например, при 30(г К для алюминиевых кристаллов),
проводимой немедленно после сильного упрочнения (наклепа)
в результате предварительной деформации при низкой темпе-
ратуре (например, при 90° К для алюминия), это явление по-
лучило название динамического возврата (work-softenung) в от-
личие от обычного, термического (или статического) возврата.
Это отличие состоит, во-первых, в том что величина и, главное,
кинетика падения деформирующих напряжений при последую-
щей высокотемпературной деформации зависят от величины
деформирующих напряжений при предыдущей низкотемпера-
турной деформации. Во-вторых, зуб и площадка текучести при
последующей высокотемпературной деформации появляются
при таких температурах (например, 300° К для алюминия),
в области которых интенсивность обычного (термического)
возврата очень мала Наконец, если и провести обычный
Под <высокими> температурами понимают такие, которые не вызывают необратимых
изменений структуры (старения, разупорядочення и др )
86
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
возврат, например выдержать предварительно деформированные
при температуре жидкого азота алюминиевые кристаллы в те-
чение 15 ч при комнатной температуре, когда даже вялый воз-
врат успевает пройти, все же в процессе последующего дефор-
Ряс 49 Схема появления зуба и
площадки текучести на диаграмме
растяжения при переходе от низкой
температуры деформации (/> к более
высокой (2), разупрочнение по крн
вой 2 характерно для явления ди
иамического возврата
мирования при той же комнатной
температуре будет наблюдаться
появление зуба и площадки теку-
чести (т. е. необратимое изменение
деформирующих напряжений, ха-
рактерное для динамического воз-
врата).
Вид кривых напряжение — де-
формация в случае динамического
возврата (рис. 49) внешне похож
на появление зуба и площадки
текучести на кривых растяжения
некоторых сплавов и недостаточно
чистых металлов, что связывают
с образованием атмосфер и дефор-
мационным старением. В обоих
случаях на площадке текучести пластическая деформация
образца оказывается существенно неравномерной, что прояв-
ляется в образовании линий
Людерса.
Однако спад напряжений при
чередовании низко- и высоко-
температурной деформации, ха-
рактерный для динамического
возврата, не связан с деформа-
ционным старением по следую-
щим причинам: 1) динамический
возврат наблюдается при дефор-
мировании весьма чистых (ра-
финированных) металлов, не
обнаруживающих склонности к
образованию атмосфер и дефор-
мационному старению, 2) спад
деформирующих напряжений
наблюдается только при после-
дующей более высокотемпера-
Рис 50 Кривые растяжения крнстал
ла алюминия
АВС — растяжение в жидком воздухе,
в точке С образец был выдержан в те
чение часа при комнатной температуре
(возврат или старение), DE — вновь
растяжение в жидком воздухе [41 ]
турной деформации, чем предыдущая (низкотемпературная).
Если, например, провести деформацию при температуре жидкого
воздуха, затем возврат (старение) при комнатной температуре и,
наконец, заключительную деформацию вновь при температуре
жидкого воздуха, то зуб текучести не наблюдается (рис. 50).
ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ И ПРИМЕСЕЙ НА УПРОЧНЕНИЕ
87
Если бы это было связано с деформационным старением, то зуб
или площадка текучести должны были бы быть; 3) с увеличе-
нием продолжительности возврата (старения) при высокой
температуре должен был бы увеличиваться зуб текучести (если
предположить, что он связан с наличием примесей), в действи-
тельности же зуб уменьшается; при полном прохождении тер-
мического возврата он исчезает, 4) в сплавах и недостаточно
чистых металлах зуб текучести, обусловленный влиянием при-
месей, появляется в начале диаграммы растяжения при пере-
ходе из упругой в пластическую область; в опытах по опи-
санной методике, в которых обнаруживался динамический
возврат, зуб возникает при относительно высоких степенях
деформации, соответствующих стадии III кривой упрочнения
(когда она становится выпуклой), и, кроме того, высота зуба
растет с увеличением степени предварительной деформации
при низкой температуре.
Другой возможный причиной наличия зуба текучести в рас-
сматриваемых случаях могло бы явиться «геометрическое»
разупрочнение. В монокристаллах оно связано с поворотом
решетки в результате скольжения, увеличивающим резуль-
тирующие напряжения сдвига на активных плоскостях сколь-
жения
Геометрическое разупрочнение может быть оценено с уче-
том угла между плоскостью скольжения и осью растяжения.
Вычисления, проведенные Коттреллом и Стоксом 141], показали,
что в случае монокристаллов возможное геометрическое разу-
прочнение составляет х/8 от общего падения деформирующих
напряжений при динамическом возврате.
Таким образом, снижение деформирующих напряжений ука-
зывает на реальное «смягчение» кристаллов и на существование
процессов, с помощью которых пластически деформируемый
при более высокой температуре образец может быстро освобож-
даться от некоторой доли наклепа (упрочнения), созданного
предшествующей деформацией при низкой температуре Это
означает, что высокотемпературный и низкотемпературный
наклеп различаются не только по степени, но и по своему
характеру
Следовательно, опровергается известное механическое урав-
нение состояния; для этого между прочим достаточен факт раз-
личной интенсивности наклепа при разной температуре дефор-
мации
Различие характера высоко- и низкотемпературного наклепа
указывает на то, что механическое состояние кристалла не
может быть полностью описано только одним параметром тон-
кого строения, например плотностью дислокаций, а требуется
88
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
но крайней мере еще один параметр — распределение дислока-
ций, косвенно указывающий на устойчивость созданной дис-
локационной структуры
При одной и той же степени деформации, совершенной при
низкой и высокой температурах, линии скольжения при высо-
котемпературной деформации располагаются чаще. Было сде-
лано предположение 186],
Рис 51 Изменение условного предела
текучести с температурой для однофаз-
ных (/) и двухфазных <//) сплавов (42)
/ —карбонильный никель. 2—13% А!,
сплав с выделениями. 3 — 13% А1.
сплав—пересыщенный твердый раствор;
4 - 10% AI
что материал вблизи активной
полосы скольжения как бы «от-
жигается» (происходит термиче-
ский возврат) при температуре,
достигающей некоторого опре-
деленного уровня, выше низкой
температуры деформации и вбли-
зи высокой. Поэтому новые ли-
нии скольжения при высокотем-
пературной деформации образу-
ются преимущественно рядом
с существующими, что и создает
их более «частое» распределение.
При низкотемпературной де-
формации с одинаковой (как и
при высокотемпературной де-
формации) степенью удлинения
при равной плотности дислока-
ций они будут расположены
более неравномерно в связи
с большей неоднородностью (гра-
диентом) деформации в объеме
кристалла. Низкотемператур-
ная деформация определяет большое развитие местных скоп-
лений дислокаций у препятствий, создание локальных полей
внутренних напряжений. Такое состояние высокого искаже-
ния кристалла приводит к тому, что достигнутое при низкотем-
пературной деформации упрочнение является неустойчивым.
В процессе последующего высокотемпературного деформирова-
ния при одновременном влиянии температуры и напряжения
происходит быстрое исчезновение неустойчивой части упрочне-
ния Это происходит либо за счет разрушения препятствий
(типа сидячих дислокаций в вершинах скоплений), после чего
освободившаяся лавина прежде задержанных дислокаций пере-
мещается в кристалле, определяя развитие скольжения при
более низком напряжении (по Коттреллу), либо за счет осво-
бождения скоплений дислокаций в результате активации (при
воздействии напряжения и температуры) поперечного скольже-
ния (по Зегеру).
ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРНОЙ примесей на упрочнение
89
Эти представления были подтверждены исследованием отно-
шения деформирующих напряжений при разных температурах
для однофазных и стареющих твердых растворов Коттрелл
и Стокс изучали никелевые сплавы- состаренный с 13% (ат)
А1; закаленные с 13% (ат ) А1 и с 10% (ат.) А1 Старение сплава,
содержащего 13% (ат) А1, проводили при 600° С в условиях,
при которых в твердом растворе достигалась равновесная кон-
центрация алюминия в 10% (ат.). Результаты испытания по
описанной методике (41 ] приведены на рис 51. Оказалось, что
предел текучести для однофазных сплавов в значительной сте-
пени зависит от температуры, что не наблюдалось у состарен-
ного сплава, для которого деформирующее напряжение мало
изменялось от температуры.
Влияние легирования
0 10 20 30 СО 50 60 70 80
Деформация сдвига’/.
Рис 52 Кривые напряжение—дефор
мация для кристаллов Cu —Au при
290* К [36, с 297]
/ — 0,13. Я — 0,27. 3 - 0.5% (ат ) Ag
Элементы, образующие твердые растворы, существенно
увеличивают протяженность стадии I, но не изменяют коэффи-
циента упрочнения (наклон кривой на этом участке) (рис. 52),
который определяет небольшое,
но постоянное упрочнение. При
легировании (на примере а-ла-
туни) упрочнение на стадии I
в ряде работ [61 и др.] не наблю-
далось, но это не может быть
признано типичным, так как,
возможно, связано с разруше-
нием упорядочения при дефор-
мации. Типичным для монокри-
сталлов сплавов на основании
многих тщательно проведенных
экспериментов следует считать
не отсутствие деформационного
упрочнения на стадии I, а, на-
оборот, наличие такого же ко-
эффициента упрочнения, как и
у чистых металлов, что свиде-
тельствует о близости механиз-
мов упрочнения сплавов и чис-
тых металлов.
Поскольку переход стадии I к стадии II связан с началом
множественного скольжения, то увеличение протяженности
стадии I при введении атомов примесей означает, что они зат-
рудняют деформацию по вторичным системам скольжения. Это
проявляется и в изменении геометрии следов скольжения
Если в чистых металлах появляется элементарная структура
90
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
линий скольжения, то в сплавах образуются пачки скольжения,
далеко удаленные друг от друга. Развитие деформации сопро-
вождается возникновением дополнительных линий возле полос
скольжения. Значительная локализация деформации в одном
следе скольжения связывается с разупрочнением объемов кри-
сталла, непосредственно прилегающих к полосам скольжения
В этих разупрочненных объемах вновь возможно образование
линий скольжения в процессе дальнейшего развития деформа-
ции. Разупрочнение объемов кристалла вблизи полос скольже-
ния объясняют либо влиянием вакансий, образующихся в ре-
зультате деформации по действующей плоскости скольжения
и уменьшающих упрочняющее влияние атомов примесей 1871,
либо разрушением областей ближнего порядка 1881.
В ряде систематических исследований, выполненных под
руководством В. А Павлова [31, изучали влияние примесей
на коэффициент упрочнения на стадии II и на величину дефор-
мирующих напряжений перехода от стадии II к стадии III.
В изученных сплавах на основе никеля или алюминия обна-
ружено сильное повышение коэффициента упрочнения при ма-
лых добавках и последующее его уменьшение при дальнейшем
увеличении концентрации твердого раствора, а также малая
зависимость коэффициента упрочнения от состава при больших
концентрациях (рис. 53)
Величина деформирующих напряжений начала стадии III
для твердых растворов кобальта, алюминия или меди в никеле
изменяется с температурой в соответствии с приведенной зави-
симостью на рис. 54. Отмечается повышение деформирующих
напряжений перехода в стадию III и уменьшение температурной
зависимости под влиянием примесей, которые способствуют
также сохранению диаграмм растяжения, характерных для низ-
ких температур, до более высоких температур деформирования.
Влияние примесей в исследованных никелевых сплавах на
повышение деформирующих напряжений перехода в стадию III
связано с уменьшением энергии дефекта укладки (затрудне-
нием поперечного скольжения) Поэтому в сплавах должно
быть больше дефектов укладки, чем в соответствующих чистых
металлах, что подтверждается рентгеновским исследованием
Дыо-Ходжеса 1891 (рис 55) Было показано 1891, что возмож-
ность образования дефектов укладки растет с увеличением
концентрации твердого раствора
С увеличением плотности дефектов укладки и уменьшением
их энергии прочность сплава будет повышаться из-за создания
более устойчивых дислокационных конфигураций после дефор-
мации, а также в связи с образованием се1регаций приме-
сей на дефектах укладки. Образующиеся при деформации
Рис 53 Зависимость
коэффициента упроч-
нения от концентра
цни ппнмесей при —
196° С [3]
а — область малых
концентраций, б—об-
ласть больших кон-
центраций
Концентрация Си,Со. %
6
Рис 54 Температурная зависимость напря-
жений перехода от стадии II к стадии III [3]
/ - NI + 40%
3 - Nt + 40%
Со; 2 - NI + 1.5% А1.
Си. 4 — N1
мированных кристаллов
/ —никеля. 2—сплава Ni + 40% Со
(89]
92
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
широкие дефекты укладки, на которых скапливаются, по меха-
низму Сузуки, атомы примесей, будут являться эффективными
препятствиями для движущихся дислокаций и определять уп-
рочнение сплава при наклепе Наибольшее упрочнение, как
указывает В. А. Павлов 13], будет в том случае, когда дефор-
мацию проводят не при низких, а при несколько повышенных
температурах, определяющих достаточную подвижность атомов,
облегчающую образование сегрегаций на дефектах укладки
Дефекты укладки
Важная роль дефектов укладки и возникающих на них
сегрегаций в изменении структуры и свойств технических
сплавов была показана в ряде электронномикроскопических
работ на тонких пленках нержавеющей стали типа 18-8 [90,
91 ]. Показано, что при деформации на 1 % при 78° К в стали
18-8, содержащей 0,08% С, дефекты укладки по {111 (нера-
вновесное расщепление) образуются у границ в кристаллах
или в местах пересечения активных плоскостей. Чем больше
степень деформации, тем больше образуется слоев дефектов
ТАБЛИЦА 3. ИЗМЕНЕНИЕ СВОЙСТВ ПРУЖИННЫХ СПЛАВОВ
В РЕЗУЛЬТАТЕ ХОЛОДНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ [92]
Сплав HV Прирост твердости AHV а0,005' КГ/ММ1 Pi. ом мм9 м •у- 100%
Л85 50 164 114 192 9,0 44,5 0,045 0,0552 22,3
Л80 58 174 116 200 9,1 37,6 0,052 0,062 19,3
Л68 58 204 146 250 9,0 45,1 0,063 0,075 19,2
Бр ОЦ4-3 67 230 163 270 10,3 53,5 0,081 0,0865 8,8
Бр А7 76,9 269 192 250 12,0 42,5 0,110 0,130 18,2
Бр КМцЗ-1 99,0 219 120 120 11,4 46,0 0,260 0,275 6,8
МНЦ15-20 61 240 179 296 14,0 48,1 0,255 0,246 —3,5
Примечание В числителе — твердость, предел упругости и удельное электросопротивление после отжиги, в знаменателе — свойства после про- катки па 80%
ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ И ПРИМЕСЕЙ НА УПРОЧНЕНИЕ
93
укладки, и, наконец, возникают двумерные пластинки гекса-
гональной е-фазы с соблюдением следующего соответствия:
(111 )v 1| (0001 )е и (111 ]Y|| (1210]е. В связи с разницей в гео-
метрии решеток и изменением растворимости неизбежны сег-
регации примесей на дефектах укладки или в объеме пласти-
нок е-фазы. Кроме того, в этих же работах показано, что на
е-фазе происходит зарождение частиц a-фазы (мартенсита) в
виде иголок. Рид считает, что мартенсит в стали типа 18-8
всегда (т. е. не только в результате деформации, но и в резуль-
тате обычного охлаждения) возникает на дефектах укладки
или их скоплениях (е-фаза).
В медных сплавах холодная пластическая деформация
сильно повышает сопротивление малым и большим пластичес-
ким деформациям (табл. 3), причем максимальное изменение
свойств наблюдается, как обычно, в начальной стадии деформи-
рования [92], когда и возникает резкое возрастание плот-
ности дислокаций, связывание их в сетки и образование де-
фектов укладки.
В согласии с изложенным становится объяснимым тот инте-
ресный факт, что плотность дефектов укладки зависит от сос-
тава изучавшихся медных сплавов*
Сплав Элемент Содержание. % (»т.) 3 ю»
Си—Al (129] А1 0,05 2
( 3,5 11
Си—Zn (93] Zn 14 7
[ 27 20
Си—Sn [93] Sn / 2,5 1 7,1 5—6,6 34
При этом была показана взаимосвязь между изменениями
тонкого строения и состава, особенно проявляющаяся при обра-
зовании сегрегаций атомов примесей на дефектах укладки, в
результате чего понижается их энергия и повышается устой-
чивость созданных дислокационных конфигураций. В медных
сплавах это проявляется и в повышении электросопротивления
в связи с повышением плотности дефектов укладки [941. Однако
в сплавах, в которых до наклепа существовало так называе-
мое /(-состояние, определяющее аномальное повышение элек-
тросопротивления, деформация, разрушающая /(-состояние,
будет приводить к падению электросопротивления (нейзиль-
бер МНЦ15-20 в табл. 3).
Было установлено [95], что возникающие на дефектах
укладки в а-латуни или в алюминиевой бронзе сегрегации
цинка или алюминия имеют вид гексагонально упакованных
слоев, это позволило найти сегрегации на дефектах укладки
экспериментально [96].
94
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
Так как образование дефектов укладки во многом опреде-
ляет деформационное упрочнение сплавов с г. ц. к решеткой,
то степень стабильности созданных дефектов укладки будет
определять степень упрочнения в результате наклепа. Устой-
чивость же дефектов укладки тем больше, чем ниже их энергия.
Величина энергии дефектов укладки обычно понижается при
образовании сегрегаций атомов примесей, причем в разной мере
в зависимости от природы примеси. Поэтому степень упрочне-
ния при наклепе, например, медных сплавов зависит от при-
роды легирующих элементов. Так, наиболее сильное упрочне-
ние наблюдается при добавке олова, в меньшей степени — алю-
миния и, наконец, еще меньше — цинка. Замена части меди
в основе твердого раствора на никель также определяет повы-
шение степени деформационного упрочнения 192].
Наибольшее упрочнение достигается при образовании сегре-
гаций на дефектах укладки. Это подтверждают следующие
опыты: если холоднотянутую латунную проволоку (Л-68)
подвергнуть небольшой деформации (растяжению на 2%),
разрушающей ранее созданные на дефектах укладки сегрега-
ции, то предел упругости при кручении т0>003 падает более чем
в два раза — с 7,9 до 3,8 кПмм? [92]. Однако следует отметить,
что такой же эффект имеется у чистых металлов, где нет сегре-
гаций не дефектах укладки, и поэтому выводы автора пока
нельзя считать однозначными.
Фазовые превращения при деформации
Обсуждая влияние примесей на форму кривых напряжение-
деформация, нельзя не учитывать те внутрифазовые и фазовые
превращения, которые связаны с усилением диффузионной
подвижности атомов примесей в условиях одновременного воз-
действия напряжений и температуры деформирования1. Рас-
смотрим некоторые общие закономерности, главным образом
внутрифазовых изменений.
Как было указано (см. стр. 19), пластическая деформация
вызывает или стимулирует протекание в сплавах многих фазо-
вых изменений (полиморфные превращения, распад твердых
растворов, изменение степени порядка, новое расположение
фаз, и т. д ), связанных с бездиффуз ионным и, а также с диффу-
зионными перемещениями атомов. В свою очередь фазовые
превращения, вызванные сдвигами при пластической дефор-
мации, будут влиять на дальнейшее развитие пластической де-
формации. Это неизбежно должно вызывать аномальный ход
1 Протекание фазовых превращений в результате нагрева холоднодеформнроваииых
сплавов будет рассмотрено в гл II
ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ И ПРИМЕСЕЙ НА УПРОЧНЕНИЕ
95
Рис. 56. Зависимость дефор-
мирующих напряжений от
температуры для сплава
Ag-Cu [3. 78]:
/ — удлинение 0,2%; 2 —
2,5%; 3 - 5%. 4 - 10%
Рис 57 (емпсратуриая за-
висимость предела прочно-
сти сплава Ag—Си [3, 78]
/—после отжига, 2 — после
закалки
кривых напряжение—деформация, особенно четко наблюдаю-
щийся при деформации метастабильпых твердых растворов,
в которых для существенных внутренних изменений достаточны
небольшие атомные перемещения.
К такого рода аномальным измене-
ниям условий деформирования относит-
ся явление сверхпластичности, обнару-
женное А А Бочваром с сотр 1971
При определенном составе (например,
в твердых растворах Zn 4- 20% Al)
сплав, находящийся в метастабильном
состоянии, обнаруживает при испыта-
нии на растяжение резкое падение
прочности и аномальное повышение
пластичности — удлинение при разрыве
достигает нескольких сотен процентов,
а сужение почти 100% Предполагается,
что явление сверхпластичности связано
с диффузионными процессами, проте-
кающими при деформации. Эти процес-
сы приводят к переходу из метастабилыюго в стабильное
структурное состояние. Если сплав предварительно был под-
вергнут стабилизирующей обработке, например отжигу, явле-
ния сверхпластичности при последующих испытаниях не на-
блюдается.
В тех случаях, когда диффузионные
процессы при деформировании метаста-
бильных твердых растворов имеют на-
правленный характер (движение атомов
примесей в поле движущейся дислока-
ции), происходит упрочнение в связи
с торможением дислокаций (см. стр
70) Это явление сродни эффекту вос-
ходящей диффузии, обнаруженному
С. Т. Конобеевским [98] при изучении
изменения строения и свойств при на-
греве предварительно деформирован-
ных сплавов. В данном случае проис-
ходят как бы начальные стадии старе-
ния в процессе деформации при соот-
ветствующих температурах, когда диффузионная подвижность
атомов позволяет получить определенную степень развития
этих стадий (рис 56).
Естественно, что когда исходное состояние сплава стабиль-
ное, упрочнение не наблюдается (рис. 57), так как отсутствуют
96
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
процессы распада твердого раствора под действием пласти-
ческой деформации.
То обстоятельство, что наряду с возрастанием работы, за-
трачиваемой при деформировании метастабильных твердых
растворов, возрастает и пластичность (рис. 58), указывает, что
такой ход температурной зависимости параметров процесса
деформирования не может быть связан с появлением частиц
фаз в результате дисперсионного твердения По-видимому,
Рис 58 Зависимость равномерного удлинения (а) и затраченной работы (б)
от температуры деформирования
1 — чистого алюминия, 3 — сплава А1 + 1,3% Си
в данном случае существует стадия «предстарения», когда
в твердом растворе протекают диффузионные процессы, вызы-
вающие образование областей с сегрегацией атомов примесей,
являющихся зародышами будущих частиц фазы. Миграция
атомов примесей к дислокациям или создание областей сегре-
гаций приводит к затруднению движения дислокаций, к повы-
шению деформирующих напряжений и затраченной работы,
а отсутствие частиц выделений — к сохранению пластичности.
В работах Хоникомба 135) было установлено, что пересы-
щенный твердый раствор характеризуется наличием легкого
скольжения и ведет себя как чистый металл, в то время как
в состаренных и перестаренных монокристаллах легкое сколь-
жение отсутствует, но наблюдается заметное упрочнение, под-
чиняющееся параболическому закону и мало зависящее от
температуры. Исследование Гритхэма показало, что кривая
растяжения с резко выраженной областью легкого скольжения
образуется не только для монокристалла, закаленного на твер-
ФЕНОМЕНОЛОГИЧЕСКИЕ ДАННЫЕ
97
дый раствор, но и в случае деформирования монокристалла
сплава, содержащего зоны Гинье—Престона I рода. Отсутствие
сильного упрочнения в последнем случае, очевидно, связано
со сравнительно легким «перерезанием» зон Гинье—Престона
дислокационными линиями. Это подтверждается и примерно
одинаковой геометрией деформации (в частности, распреде-
лением линий скольжения) при развитии пластического те-
чения в закаленном твердом растворе и в твердом растворе,
содержащем зоны Гинье—Престопа.
Для состаренных монокристаллов
отмечаемое заметное упрочнение, как
было показано (см. стр. 78), связано
с образованием дислокационных колец
вокруг дисперсных частиц. Дислокаци-
онные петли, располагающиеся у обра-
зований второй фазы, препятствуют
движению следующих дислокаций, что
приводит к заметному деформационному
Тенпература
Рис 59 Схема влияния при-
мессй на величину н темпе
ратурн) ю иавиенмость дефор-
мирующего напряжения [3j
упрочнению.
В. А. Павлов {3] считает, что для всех
сплавов влияние примесей на величину /-чистый металл, 2-сплав
и температурную зависимость деформи-
рующих напряжений (см. обобщенные кривые на рис. 59) оди-
наково, независимо от физических и химических свойств твер-
дого раствора, входящих в него элементов, характера изме-
нений упругих констант и статических искажений кристал-
лической решетки, вызванных атомами примеси. Основные
закономерности — усиление температурной зависимости дефор-
мирующих напряжений при низких температурах под влиянием
примесей и наличие максимума деформирующих напряжений
при определенных температурах. Природа последнего явления
была уже рассмотрена: она связана с интенсификацией и свое*
образной направленностью диффузионных процессов под влия-
нием пластической деформации. Поэтому естественно, что мак-
симумы на кривых температурной зависимости деформирующих
напряжений наблюдаются в стареющих сплавах, в сплавах
с /(-состоянием, а также вообще в упорядочивающихся сплавах
ФЕНОМЕНОЛОГИЧЕСКИЕ ДАННЫЕ ОБ ИЗМЕНЕНИИ
СТРУКТУРЫ И НЕКОТОРЫХ СВОЙСТВ МЕТАЛЛОВ
В РЕЗУЛЬТАТЕ НАКЛЕПА
Обсуждая феноменологические данные об изменении струк-
туры и свойств металлических сплавов в результате холодной
пластической деформации, рассмотрим в первую очередь данные
7 Бернштейн
98
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
изменения макро- и микроструктуры, обнаруживаемые с по-
мощью микроскопа, и данные рентгеновского анализа по опре-
делению возникающих текстур, зональных напряжений и свя-
занной с ними анизотропии.
ДЕФОРМАЦИЯ СКОЛЬЖЕНИЕМ
При наблюдении за изменением формы кристалла при де-
формации, например растяжением, отмечается смещение его
отдельных частей относительно друг друга (рис. 60) по плоско-
стям и направлениям, имеющим строго определенные индексы
Для каждого металлического кристалла имеется характерная
для него величина касательного напряжения, которая должна
Рнс 60 Растянутый монокристалл сплава Си —А! [101]
быть достигнута вдоль этих определенных плоскостей скольже-
ния с тем, чтобы произошло возникновение остаточной дефор-
мации.
Следует отметить, что для осуществления процесса скольже-
ния под действием касательных напряжений необходимо со-
хранение «сцепления» между смещаемыми атомными рядами в
процессе их относительного сдвига, иначе вместо развития пла-
стической деформации произойдет разрушение Возможность
развития скольжения определяется главным образом типом
межатомной связи Кристаллы, в которых преобладает ковалент-
ная связь (сурьмы, мышьяка, висмута, селена и т. п ), разру-
шаются практически без пластической деформации. Это опре-
деляется строгой направленностью ковалентной связи* электро-
статические силы вокруг каждого атома строго направлены,
и небольшое угловое смещение делает эти силы пренебрежимо
малыми, а ковалентную связь — разрушенной В случае ме-
таллической связи, предусматривающей наличие сравнительно
однородного (периодического) поля коллективизированных элек-
тронов вокруг каждого атома, при малом угловом смещении
относительно друг друга отдельных атомов, образующих кри-
сталл, прочность металлической связи уменьшается незна-
чительно. Поэтому металлический кристалл без разрушения
ФЕНОМЕНОЛОГИЧЕСКИЕ ДАННЫЕ
99
может быть пластически деформирован скольжением Как
указывает М Смит 1991, полиморфные формы чистого олова
являются ярким примером значения типа связи для возникно-
вения пластической деформации скольжением Ковалентная
связь в тетраэдрической решетке а-олова определяет ее хруп-
кость, а металлический кристалл 0-олова, имеющий объем-
ноцентрированную тетрагональную решетку, является одним
из наиболее пластичных металлов. Ионная связь нс так гибка,
как металлическая, но и не настолько строго направлена, как
ковалентная. Поэтому, если такие наиболее известные ион-
ные кристалы, как NaCI, CaF2, СаТе, Mg2Si, имеют такую
же хрупкость, как кристаллы с ковалентной связью, то ион-
ные кристаллы AgC! могут сравнительно легко пластически
деформироваться прокаткой, изгибом и др.
Способность к пластическому деформированию кристаллов
оказывается резко анизотропной. Плоскости и направления
скольжения в кристалле не определяются случайными обстоя-
тельствами и не могут быть определены по величине и направ-
лению максимальных касательных напряжений В любом кри-
сталле скольжение возможно только вдоль некоторых кристал-
лографических плоскостей (определяемых только геометрией
структуры) и в некоторых определенных направлениях, лежа-
щих в этих плоскостях. Сочетание плоскости скольжения и
направления скольжения с определенными индексами назы-
вается системой скольжения.
В металлах с г. ц. к решеткой (никель, алюминий, медь,
а-латунь, дюралюминий, нержавеющая сталь) скольжение про-
исходит по плоскостям {111} и параллельно направлениям
(110), в металлических кристаллах с решеткой о ц. к. (же-
лезо, вольфрам, молибден и их сплавы, р-латунь и др.) — плос-
кости {НО}, {112}, [123} и направление (111), в металлах
с г. п. у. решеткой (например, цинк, кадмий и др.) — {0001}
и (2ТГ0). Эти системы скольжения приведены для обычных
температурных условий деформирования; при их изменении,
особенно при повышении температуры, системы скольжения
могут быть иные.
Таким образом, металлы с г. ц к. решеткой, имеющей
четыре плоскости {111} * и три направления типа (110) в каж-
дой плоскости, обладают двенадцатью системами скольжения.
Во ц. к. решетке, например a-железе, имеется восемь направ-
лений (111), вокруг каждого из которых расположено по
шесть плоскостей, входящих в семейства {123}, {110} и {112}.
• Вообще в г ц к решетке в совокупность {111} входит восемь плоскостей, но из них
каждая имеет себе параллельную, лежащую по другую сторону от начала координат,
тогда непараллельных плоскостей будет четыре
7’
100
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
Иными словами, в кристалле a-железа имеется сорок восемь
систем скольжения.
Несмотря на значительное количество однотипных систем
скольжения, в каждый данный момент деформации действует
преимущественно одна система (или, во всяком случае, огра-
ниченное число систем скольжения), но на разных стадиях
деформации могут действовать разные системы скольжения
В первом приближении считают, что при малых напряже-
ниях (деформациях) скольжение протекает по системе, наибо-
лее благоприятно ориентированной к направлению максималь-
ного касательного напряжения По мере увеличения напряже-
ния скольжение начинает происходить по менее благоприятно
ориентированным плоскостям. Таким образом, различные си-
стемы скольжения последовательно вступают в процесс пласти-
ТАБЛИЦА 4 ДАННЫЕ О ГЕОМЕТРИИ СКОЛЬЖЕНИЯ
В ТВЕРДЫХ ТЕЛАХ [100]
Элемент Содержание примесей. % Плоскость скольжения Направление скольжения Критическое напряжение, к. Г/мм*
Си 0 001 (111) цоГ) 0,10
Ag 0,0001 (Hl) [ЮЦ 0,060
Аи 0,0001 (111) [ioi] 0,092
Ni 0,002 (111) пой 0,58
Mg 0,0005 (001) [100] 0,083
Zn 0,0004 (001) [too] 0,094
Cd 0,00004 (001) [100] 0,058 <0,3
— (100)
(110)
Na — (112) (123) (mi —
Mo - (112) (40) -
К (123)
W — (112)
Pea (110)
- (112) (123) —
Snp (100) [001] 0,19
0,0001 (HO) 1001] 0,13
— (101) [101] 0,16
— (121) [ЮГ] 0,17
Bi -0,001 (Hl) [toll 0,221
ФЕНОМЕНОЛОГИЧЕСКИЕ ДАННЫЕ
101
ческого течения Причем когда скольжение происходит сначала
в одной системе, а потом в другой эквивалентной системе, то
в момент начала скольжения во второй системе критическое
напряжение сдвига в ней имеет такое же значение (или близ-
кое), как и в плоскостях, в которых скольжение только что
прекратилось.
В табл 4 приведены индексы плоскостей самого легкого
скольжения и наинизшие значения критического напряжения
сдвига в этих плоскостях при скоростях деформации, близких
к 10"® сек
Результат скольжения проявляется в изменении размер >з
кристалла, появлении полос скольжения на его поверхности,
а также в изменении физических свойств Значение дислока-
ционной теории состоит в том, что опа впервые дала такое объ-
яснение механизму скольжения, которое оказалось согласо-
ванным с его видимыми результатами, а также с основными
законами кристаллографии.
В изменении формы монокристаллов, подвергнутых растя-
жению до появления пластической деформации, проявляется
предсказанная дислокационной теорией резкая локализация
скольжения (см. рис. 60), когда пачки скольжения свидетель-
ствуют о «сосредоточении» деформации в определенных тонких
объемах, между которыми имеются слои по виду недеформиро-
ванного металла. Монокристалл, имеющий первоначальную
форму кругового цилиндра или призмы квадратного сече-
ния, деформируясь, превращается в эллиптический цилиндр
или в сплющенную призму. Плоские сечения, совпадающие
с плоскостями скольжения, оставаясь эллипсами или ромбами,
получают наклон в соответствии с направлением деформиру-
ющих напряжений.
Электронноскопические исследования деформации кристал-
лов алюминия 11011 показали, что вначале скольжение проис-
ходит по одной плоскости скольжения и распространяется на
расстояние примерно в 2000 А. Затем скольжение по этой
плоскости прекращается и при непрерывном и плавном воз-
растании деформирующих напряжений продолжается по другим
плоскостям скольжения, параллельным первичной и отстоящим
друг от друга на расстоянии около 200 А, пока не будут ис-
пользованы все «этажи» этих плоскостей в деформируемом
объеме кристаллла.
Аналогичная последовательность развития следов скольже-
ния была найдена также при изучении деформации кристаллов
ртути 1102), в которой было обнаружно, что при понижении
температуры испытания (с -—50 до —183° С) преимущественным
102
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
видом деформации становится двойникование, а не скотьже-
ние. Аналогичное явление обнаружено в кристаллах «-же-
леза 11031
Следы скольжения в виде прямых линий (линии скольже-
ния) наблюдаются при микроскопическом исследовании пла-
стически деформированных кристаллов. Эги линии обычно
имеют близкую между собой ориентацию на плоскости шлифа
в пределах одного зерна и по их геометрии можно судить о раз-
витии процесса деформации Так. при небольшой величине
деформирующих напряжений можно наблюдать группы парал-
лельных линий скольжения в некоторых, более благоприятно
ориентированных для деформации зернах По мере увеличения
деформирующих напряжений линии скольжения обнаружи-
ваются во все большем числе зерен, а при еще большей степени
деформации появляются новые системы линий скольжения
Затем, при дальнейшем развитии процесса птастичсского
течения, начинает исчезать прямолинейность линчи сколь-
жения. Это связано, по-видимому, с созданием препятствий
для свободного распространения пластических сдвигов влия-
нием приграничных объемов, внутризеренных • труктурных на-
рушений, а также скольжением в различных системах
Видимая при сравнительно небольшом увеличении (200—
400 раз) под микроскопом линия скольжения при более тщатель-
ном исследовании состоит из группы линий, что позволяет счи-
тать эту группировку полосой скольжения. Расстояние между
отдельными линиями в полосе скольжения по порядку величин
составляет 10"" см, а расстояние между полосами скольжения
в зернах 10"4 см. Изменение величины боковых выступов нл
гранях монокристалла при пересечении одной группы полос с
другой свидетельствует о том, что величина смещения при пере-
ходе от одной полосы скольжения к другой будет разной. Со-
гласно данным Гейденрайха, большое смещение вдоль отдель-
ной полосы скольжения обусловлено не увеличением величины
скольжения ио какой-то одной, данной плоскости скольжения,
а набирается приблизительно равными смещениями по большому
числу близко расположенных одна от другой параллельных
плоскостей. Тогда деформация в каждой отдельной полосе
будет зависеть от ее ориентации в зерне, а при пересечении
полос величина деформации (выступов) будет изменяться
Кроме того, отсюда вытекает, что по мере развития деформации
полосы скольжения должны расширяться. Это обнаружено
при тщательных электронно.микроскопических исследованиях,
хотя при обычных наблюдениях под оптическим микроскопом
полосы скольжения продолжают иметь вид тонких сплошных
линий.
ФЕНОМЕНОЛОГИЧЕСКИЕ ДАННЫЕ
103
Таким образом, полоса скольжения — это линия микро-
другой, но по мере раз-
Рис 61 Прямые и рассеянные
отражения от вертикально осве
щениой поверхности полнкри
сталла. пересеченной полосами
скольжения
/ — образец. 2 — микроскоп
скопических размеров, расположенная на поверхности кри-
сталла и представляющая собой видимый след пересечениг
групп активных плоскостей скольжения со свободной поверх-
ностью (рис. 61)
Полосами скольжения кристалл разделяется на отдельные
части, которые называют пачками скольжения. Эти части не
только сдвигаются одна относительно
вития деформации поворачиваются
относительно действующей силы и
изгибаются. Наряду с таким поворо-
том и изгибом пачек скольжения
происходят поворот и изгиб отдель-
ных зерен в поликристаллических
образцах, приводящие к изменению
формы и размера зерна по мере раз-
вития деформации.
При очень сильной деформации
зерна настолько вытягиваются, что
выявление их границ при травлении
затрудняется, так как скорость рас-
творения в травителе становится
одинаковой для металла в пригра-
ничном объеме, а также в самом зер-
не, насыщенном большим числом
искажений строения. Возникает во-
локнистая структура, называемая иногда металлографической
текстурой
Интенсивность изменений формы и размера кристаллов по
мере развития деформации в разных зернах различна, чему
способствует также различная ориентировка относительно внеш-
них сил и, следовательно, разная склонность их к скольжению.
Тогда неизбежно возникновение градиента напряжений и де-
формаций между различными зернами поликристаллического
образца
Напряжения I рода, уравновешивающиеся в макрообъ-
емах металла, возникают главным образом из-за технологи-
ческих особенностей процесса деформирования (трения между
инструментом и металлом, разнотолщинности, влияния скоро-
сти обжатия ит д.).
Величины этих напряжений могут быть весьма значитель-
ными, что приводит к нежелательным последствиям; иногда они
играют и полезную роль (автофретирование, дробеструйный
наклеп, обкатка роликами). Макроскопически уравновешиваю-
щиеся зональные напряжения могут влиять также и на развитие
104
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
фазовых или структурных превращений в металлических спла-
вах, находящихся в метастабильном состоянии, например на
процесс распада пересыщенных твердых растворов. Растяги-
вающие напряжения будут способствовать распаду твердого
раствора, если этот распад происходит с увеличением удельного
объема сплава, или затрудняют старение (в случае, если удель-
ный объем при этом уменьшается) [104] Влияние сжимающих
напряжений обратное.
ОБРАЗОВАНИЕ ЛИНИЙ
ЛЮДЕРСА—ЧЕРНОВА
Кроме линий скольжения и изменения формы и размеров
зерен в поликристалличсских образцах, при деформации часто
наблюдаются макрополосы, ориентированные под углом 45—
60 или 90° к направлению нагрузки (рис. 62). Обычно они вна-
чале появляются в местах концентрации напряжений и рас-
Рис 62 Линии Людерса —Чернова иа сжатом стальном образце [101]
пространяются, увеличиваясь по толщине, далее на весь обра-
зец. Эти линии, найденные впервые Людерсом при деформации
мягкой стали, были им описаны в 1854 г [101 ]; подробное рас-
смотрение их геометрии при растяжении образцов было про-
ведено Д. К. Черновым в 1885 г. [105].
Появление таких фигур деформации обусловлено развитием
«местной» текучести, о чем свидетельствует непрерывное паде-
ние предела текучести при прогрессивном появлении линий на
поверхности образцов. Макронеоднородности структуры ре-
альных образцов в сочетании с влиянием условий испытаний
способствуют тому, что процесс текучести, локальный в кри-
сталле по своей природе, приобретает локальность и в макро-
ФЕНОМЕНОЛОГИЧЕСКИЕ ДАННЫЕ
105
масштабе. Поэтому условия образования линий Людерса—
Чернова оказываются зависимыми от формы образца, характера
его связи с захватами испытательной машины, числа степеней
свободы движения захватов, эксцентриситета нагрузки, жест-
кости испытательной машины, размера зерна стали, ее макро-
и микроструктуры.
Таким образом, появления линий Людерса—Чернова на
поверхности деформируемых металлов следует ожидать во всех
случаях, когда имеется даже незначительная концентрация
напряжений при деформации материалов, обладающих четко
выраженным пределом текучести
Наблюдения за появлением и распространением линий
Людерса—Чернова на поверхности образцов представляют
интерес, так как, по-видимому, существует связь между ориен-
тировкой этих фигур деформации и напряженным состоянием
пластически деформируемого образца Поэтому разработаны
специальные методы выявления фигур деформации (линий Лю-
дерса—Чернова)1, а также некоторые приемы для создания
более четких очертаний этих фигур в процессе различной дефор-
мации (например, испытание образцов с отверстием и др ).
Метод наблюдения фигур деформации был использован для
оценки эффективности различных предложений по повышению
предела текучести стали. Характерно, что еще в 1925 г. Люд-
вик и Шеу 1101] по результатам наблюдения за развитием
линий Людерса—Чернова пришли к выводу, что предел теку-
чести электролитического железа может быть повышен при по-
мощи комбинированной предварительной механической и тер-
мической обработки
ДЕФОРМАЦИЯ ДВОЙНИКОВАНИЕМ
Пластическая деформация кристаллических тел может осу-
ществляться не только скольжением, но и двойникованием.
Роль этого процесса возрастает с понижением температуры
деформации. При двойниковании кристаллит делится плоско-
стью двойникования на две части и кристаллическая решетка
в одной его части становится зеркальным отображением решетки
в другой части (рис 63).
Деформация двойникованием происходит при достижении
определенной критической величины касательного напряже-
1 Для стали известны три следующих метода I) нагрев образца после деформации
до 200—250° С и последующее травление реактивом, состоящим из соляной кислоты
и хлористой меди. 2) фотографирование рельефа на полированной поверхности образца
при косом освещении, 3) испытание образцов, покрытых слоем окалины, которая
отскакивает в местах наибольшего развития локального течения, иногда окалину
окрашивают.
106
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
ния1 и чаще всего наблюдается в кристаллах с наиболее плот-
ными упаковками (например, г. п у. решетка). Как и сколь-
жение, двойникование в кристаллах протекает с соблюдением
определенных кристаллографических соотношений (табл 5).
а о © о ©5
Рис 63. Схема расположения атомов
при двойниковании (/, 2, 3, 4 — полоса
двойникования) (а), при образовании
дефектов укладки (б) и структура спла
ва с двойниками (в) [104]
Двойникование протекает скачкообразно, рывками, с нара-
щиванием деформации при последовательном смещении новых
атомных слоев При этом кристаллу сообщается значительная
упругая энергия величиной порядка 10е эрг! см3 [106]. Когда
1 Но иной, чем в случае скольжения, в опытах Чалмерса на олове [100] это напря-
жение порядка 10* дин/см*, что подтверждает образование двойников как результат
движения дислокаций
ФЕНОМЕНОЛОГИЧЕСКИЕ ДАННЫЕ
10?
двойникование происходит во время удлинения образца (кад-
мия или висм>та, обладающих решеткой с плотнейшей упаков-
кой), то оно сопровождается скачкообразным изменением
деформирующего напряжения (рис. 64) и даже характерным
потрескиванием В результате двойникования происходят не-
избежные нарушения в укладке плотноупакованных атомных
слоев
Смещение атомов при двой-
никовании прекращается на
каждой атомной плоскости после
сдвига их только на часть
ТАБЛИЦА 5
КРИСТАЛЛОГРАФИЧЕСКИЕ
ЗАКОНОМЕРНОСТИ
ДВОЙНИКОВ М1ИЯ
Тип решетки Металл * = X sis T a 0 C *<«: Направ ленне двойни кования
О ц к ₽ л.^нь. (112) [111]
Г ц к AI, Си, NI (HO 1112]
Гскса- 1ональ иая компакт- ная Cd, Zn, Вс, .Mg (1012) -
Рис 64 Кривая растяжения кристалла
кадмия, в котором происходит двойни-
кование, проявляющееся в образовании
пиков деформирующих напряжений
tiooj
межатомного расстояния. Одинаковые смещения происхо-
дят по всем плоскостям данной системы в двойниковой области.
Вследствие того, что двойникование происходит очень быстро,
считают, что движение атомов по всем указанным плоскостям
протекает одновременно. Очевидно, двойникование происходит
образованием «лавины» деформации, когда движение вдоль
одной какой-нибудь плоскости вызывает начало процесса на
следующей смежной с ней и т д.
По механизму процесса (каждая плоскость смещается
только один раз и на часть межатомного расстояния), двойни-
кование не приводит к значительной остаточной деформации
металла. Поэтому кристаллы, в которых течение может осуще-
ствляться только двойникованием (г. п у решетка валентного
типа: Bi, Sb), имеют резко ограниченную величину остаточной
108
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
деформации и считаются хрупкими материалами В других
кристаллах (Zn, Mg, Cd) двойникование является преимущест-
венным способом деформации, но не единственным Прошед-
шее двойникование облегчает скольжение; тогда деформация
осуществляется обоими способами и достигает в этих кристал-
лах значительной величины. Суть этого явления в том, что
двойникование в некоторых кристаллах создает новые ориен-
тировки, которые определяют возможность дальнейшего де-
формирования скольжением. В результате это приводит к уве-
Рнс 65 Двойники в железе X 100 [106]
личению пластической деформации, предшествующей разре-
шению, по сравнению с той, которая возникает, например,
в результате обычного двойникования. Так как часть объема
кристалла, в которой произошло изменение ориентировки в ре-
зультате механического двойникования, все же мала, то даже
и в этом случае в кристаллах с решеткой г. п у. скольжение
соответственно ограничено. Поэтому металлы с гексагональной
решеткой, несмотря на легкость, с которой они образуют двой-
ники, имеют склонность к хрупкости.
Итак, в развитии значительной пластической деформации
двойники не играют существенной роли Они определяют
возможность осуществления очень малой пластической дефор-
мации в кристаллах ковалентного типа (которые иначе были
бы совершенно хрупкими) и облегчают обычное скольжение
в кристаллах с гексагональной структурой
Видимые на микрофотографиях (рис. 65) прямые границы
двойников представляют собой следы пересечения групп плос-
костей двойникования на границе матрица—двойник с поверх-
ностью шлифа На границах двойников должна быть когерент-
ФЕНОМЕНОЛОГИЧЕСКИЕ ДАННЫЕ
109
ная связь между атомами в матрице и в двойнике Когерентный
характер границ двойника определяет их низкую энергию
(по сравнению с обычными некогерентными границами) и,
следовательно, их высокую устойчивость, например при на-
греве. Поэтом} двойники в структуре металлов с г. ц к или
г. п. у решеткой исчезают с большим трудом и при весьма вы-
соких температурах нагрева1 Вообще исчезновение двойника
может происходить при миграции некогерентной границы.
В случае двойника, ограниченного двумя параллельными ли-
ниями, некогерентной является его торцовая граница. Поэтому
при нагреве часто происходит не исчезновение, а укрупнение
двойников, которые, по существу, являются выросшими двой-
никами деформации.
Чем ниже отношение удельной поверхностной энергии на
когерентной границе матрица—двойник к удельной поверх-
ностной энергии на обычных некогерентных 1раницах в данном
металле, тем более вероятно образование двойников и тем выше
их устойчивость Так, для меди это отношение составляет
0,05, а для алюминия 0,2 1104]; известно, что в меди двойни-
кование наблюдается чаще, чем в алюминии
На полированных и травленых микрошлифах двойники
выглядят в виде светлых или темных полос в зависимости от
ориентировки вышедшей на поверхность шлифа двойниковой
области и, отсюда, большей или меньшей ее травимости в за-
висимости от соотносительной величины поверхностной энер-
гии
В г. ц. к. кристаллах двойники настолько узки, что выгля-
дят часто в виде линий, а не полосок. Вообще механические
двойники обычно узки. Во ц. к и г. п. у. кристаллах меха-
нические двойники выявляются все же в виде полосок, сужи-
вающихся к концу (в a-железе так выглядят полосы Неймана).
Обнаружение узких механических двойников (деформации)
в литом материале указывает на то, что напряжения, возникаю-
щие в данном объеме при кристаллизации, становятся больше
предела текучести
Для образцов пластичных кристаллов а-латуни достаточно
шлифования или полирования перед травлением, чтобы появи-
лись двойники деформации Теплота, выделяющаяся при тре-
нии в процессе механического приготовления шлифа в случае
легкоплавких кристаллов (Sn, Pb, Zn, Cd), достаточна для обра-
зования более широких двойников отжига Поэтому изучение
В ряде случае» деформация двойникованием сопровождается возникновением ло-
кальных объемных напряжений, и поэтому при нагреве области вокруг двойниковых
полос часто оказываются местами преимущественного образования зародышей рекри-
сталлизации
110
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
двойникования следует проводить при использовании хими-
ческих или электролитических методов полировки шлифов
или особых тонких приемов механической полировки.
Двойник, естественно, обычно не пересекает границы зерна.
Иногда он заканчивается внутри зерна и даже не доходит до
границы. В тех случаях, когда двойник заканчивается у гра-
ницы зерна, можно видеть, что напряжения, возникающие
при образовании двойника, являются причиной появления вто-
рого двойника в соседнем зерне, начинающегося от этого же
участка границы Естественно, что ориентировки обоих двой-
ников различны и определяются ориентировкой зерен.
Для того чтобы при микроструктурном исследовании не
перепутать двойники и полосы скольжения (что особенно
возможно в г. ц. к кристаллах), следует проводить переменно
операции полирования и травления шлифов. Полосы скольже-
ния имеют поверхностный характер и сравнительно быстро
исчезают при чередовании этих операций, в то время как двой-
ники являются трехмерными образованиями и распростра-
няются в глубь кристалла. Кроме того, в кристаллах с гекса-
гональной или о ц к решетками двойники деформации всегда
шире полос скольжения
Деформация двойникованием является основным механиз-
мом пластического течения таких металлов с весьма плотно-
упакованной решеткой как цинк, висмут и др Однако в опре-
деленных условиях (большая скорость и низкая температура
деформации) двойникование (а также образование дефектов
укладки) может наблюдаться и в металлах с о ц к решеткой,
например в железе, в котором возникают характерные узкие
полосы (так называемые полосы Неймана, см рис. 65) Так,
наиболее четкие двойники были обнаружены в метеоритном
железе, которые образовались, вероятно, в результате удара
при падении.
ТЕКСТУРЫ
При изучении геометрии деформации поликристалличес-
ких образцов следует учитывать взаимодействие соседних зе-
рен или влияние границ зерен. На степень развития сколь-
жения и двойникования, а также распределение мест, где проис-
ходят эти процессы внутри каждого кристалла, оказывают
влияние находящиеся вокруг него различно ориентирован-
ные соседние кристаллы, отделенные межзеренной границей.
Иначе говоря, при деформации без разрушения каждый кри-
сталл в поликристаллическом теле деформируется в соответ-
ствии с изменениями, происходящими в соседних кристаллах
ФЕНОМЕНОЛОГИЧЕСКИЕ ДАННЫЕ
111
Так как отдельные кристаллы имеют различную ориентирован-
ность относительно направления деформирующего напряжения,
то присутствие даже небольшого числа неблагоприятно ориен-
тированных кристаллов (так, что в них при данном напряжен-
ном состоянии не может произойти скольжение) будет сущест-
венно уменьшать степень развития деформации в любом кри-
сталле пол и кристаллического образца. Это обстоятельство,
в частности, определяет и разницу в деформационном упроч-
нении монокристаллов и поликристаллических образцов. Раз-
ница, естественно, должна быть тем больше, чем меньше имеется
О вО /60 2W 320 е,7.
а
Рис 66 Кривые растяжения моиокри
сталлов (/) и поликристаллов (2) цин-
ка (а) и алюминия (б) [100]
б
возможных систем скольжения. Поэтому в случае кристаллов
с гексагональной решеткой поликристаллические образцы
обнаруживают существенно большее упрочнение по сравне-
нию с монокристаллами (и меньшую деформацию при растяже-
нии), чем в случае поли- и монокристаллов с г. ц к решеткой
(рис. 66) Кристаллы с о ц к решеткой занимают промежуточ-
ное положение.
Полосы скольжения при приближении к границам зерен
исчезают Направление полос скольжения изменяется не
только при переходе от одного зерна к другому, но и при встрече
с двойниковой областью внутри зерна
При значительных деформациях кристаллиты в поликристал-
лическом теле стремятся принять определенную предпочтитель-
ную кристаллографическую ориентировку относительно внеш-
них деформирующих сил, образуется текстура деформации.
Слабое проявление текстуры улавливается рентгенографиче-
ски уже при деформации 5—10% 1104], максимальная четкость
достигается при значительных деформациях (70—90%)
Характер текстуры и степень ее совершенства определяются
типом решетки, энергией дефекта укладки, а также зависят
от структуры, химического состава, характера и схемы дефор-
мации,
112
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
Текстура характеризуется ее осью — ориентировкой на-
правления, и ее плоскостью —ориентировкой плоскостей сколь-
жения в кристалле. Так, например, при волочении образуется
только ось текстуры — все кристаллиты ориентируются опре-
деленным кристаллографическим направлением [uuad вдоль
направления протяжки, а вокруг этого направления кристал-
литы повернуты произвольно. При таком размещении кристалли-
тов имеется как бы одна степень свободы. Плоскость текстуры
при волочении не образуется.
При прокатке все кристаллиты ориентируются определенной
кристаллографической плоскостью (hk[) параллельно плоскости
прокатки и одновременно определенным кристаллографиче-
ским направлением luuw] параллельно направлению прокатки.
В табл 6 приведены данные о типе текстур деформации в не-
которых металлах и сплавах 1104]
ТАБЛИЦА 6 ТЕКСТУРЫ ДЕФОРМАЦИИ НЕКОТОРЫХ
ТЕХНИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВ И СПЛАВОВ
Характер деформации Волочение прово- локи и прессование Металл Решетка Характеристика текстуры
Fe, Mo. W О ц к [НО] •
Ni, Си, А|, РЬ Г ц к [1111— 60%, [1001—4О»/о, [1111 — 100%
Одноосное сжатие ! О ц к [I11J и [1001 —парал лелыю оси сжатии
NI, Си, А1 Г ц к [ио] •*
Прокатка Fe, сплав Fe—Si О ц к (100) [0111, (112) [110], (111) [112]
Ni, Си, Al, сплавы Fe—Ni. Си—Zn, Си—Sn, Си—Ni Г ц к (100) [112], (112) [111]
Волочение труб Сталь 10 О ц к (102) [110], (110) [НО], (110) [112], (111) [110],
Кручение Fe О ц к [ПО] и [121]
Ni. Си. Al Г ц к [111] и [110]
Глубокая вытяжка • Введение добав •• Кроме осиовио! ок в твердый раствор It ориентировки, имее-i пс меняет гея еще нес Характер текстуры дли раз- ных участков деталей, по- леченных гп>бо ой вытяж- кой, различен В центре дна чашки — текстура сжатия На верхнем ободе чашки — текстура сжатия, ось ко- торой тангенциальна текстуры колько слабых
ФЕНОМЕНОЛОГИЧЕСКИЕ ДАННЫЕ
113
В связи с неоднородностью деформации в ряде металлов
и сплавов наблюдается значительный разброс ориентировок,
иногда даже исключающий возможность установления типа
текстуры. Так, для алюминия оказалось, что разброс ориен-
тировок в зернах колеблется от 7 до 10° при сжатии на 10%,
от 15 до 25° при сжатии на 30% и от 35 до 15° при сжатии на 60%.
Механизм образования текстур прокатки в металлических
кристаллах с г ц к ио ц к. решетками изучали в работе {1071
Показано, что существовавшее предположение о развитии тек-
стур прокатки как комбинации поворотов решетки, связанных
с текстурами растяжения и сжатия, не вполне правомерно.
При рассмотрении механизма образования текстур про-
катки как результата поворотов при скольжении исходят из того,
что условие непрерывности по границам зерен (в приграничных
объемах) требует действия трех или пяти систем скольжения.
Однако, по-видимому, действие нескольких систем скольже-
ния оказывается необходимым лишь в приграничных объе-
мах, а в теле зерна может действовать всего одна или две си-
стемы скольжения
Тогда с точки зрения процесса развития текстур можно
не учитывать множественного скольжения в приграничных
объемах, так как повороты при скольжении в теле зерен про-
исходят быстрее и являются доминирующим процессом. Эти
повороты при скольжении у всех металлов с г. ц. к. решеткой
в результате прокатки первоначально приводят к ориентации
{110} <112>; с увеличением степени деформации наблюдается
тенденция к изменению текстуры прокатки на {112} <Ш>
В металлах с о. ц. к решеткой под влиянием первичного и со-
пряженного скольжения свойствен поворот к ориентации типа
{112} <110> При достижении ориентации (211) 10111 ста-
новится активным поперечное скольжение (каждой основной
системе скольжения в металлах со ц. к. решеткой соответ-
ствуют две возможные сопряженные системы).
Практически важное значение текстур определяется тем,
что они обусловливают анизотропию свойств, обычно нежела-
тельную, но иногда искусственно развиваемую В аустенитной
хромоникелевой стали типа 18-8 максимальные значения мо-
дуля упругости Е и предела упругости <тг, а также плотность
А
упругой энергии -у- — —достигаются в поперечном направ-
лении (по отношению к направлению деформации), в то время
как число гибов с перегибом, характеризующее вязкость стали,
оказывается в этом (поперечном) направлении минимальным
(рис 67)
8 Бернштейн
114
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
В случае медных пружинных сплавов для того, чтобы из-
бежать анизотропии предела упругости и модуля упругости,
при прокатке ленты пользуются различными технологическими
приемами: реверсивной прокаткой, чередованием направлений
движения ленты в валках, прокаткой крестом и т п Вообще
при наклепе медных сплавов сопротивление малым пластичес-
ким деформациям быстрее растет в направлении поперек де-
формации, чем вдоль (табл 7)
Однако этот случай интересен
тем, что анизотропия упругих
свойств не однозначно связана
с кристаллографической тексту-
рой, так как небольшая до-
полнительная пластическая де-
формация в перпендикулярном
ТАБЛИЦА 7 ВЛИЯНИЕ
ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ
НА СВОЙСТВА
ОЛОВЯННОФОСФОРИСТОЙ
БРОНЗЫ (Бр ОФ6,5—0,15)
И ЛА ГУ НИ (Л68)
кГ/мм* Е, кГ/мм*
>. % Л 1 ту нь Бр<»н за тунь Брон за
19,2 26,6 10 250 10 300
20,7 29,1 9950 10 200
19,1 30,0 10 350 9500
28,0 33,3 9700 10 300
21,6 31j5 9780 9350
35,0 46,9 10 150 10 850
22,3 39^2 9200 9350
40 8 61,4 И 000 И 300
92 30,2 52,0 9500 9350
46,6 68,4 11 100 11 550
Примечание В числи- теле — свойства, полученные на 1 продольных образцах, в знаме нателе — иа поперечных
Угол л направлению прокатки, град
Рис 67 Анизотропия свойств холодноката-
ной аустенитной стали (0.08% С, 18,9% Сг,
9,5% Ni, 1% Мо), л — число перегибов
(по отношению к первоначальному) направлении, не изменяю-
щая текстуры, приводит к полному изменению анизотропии (92]
Повидимому, в общем случае наблюдающаяся обычно анизотро-
пия свойств определяется: 1) анизотропией зональных напряже-
ний (например, при прокатке технически чистого никеля со
степенью обжатия 50% напряжения на поверхности в направле-
нии вдоль прокатки составят-!-3,9 кПмм2, поперек— 4,5 кПмм2)\
2) анизотропией распределения группировок дислокаций (по-
этому даже небольшая последующая деформация в напра-
влении, перпендикулярном первому, может существенно
уменьшить анизотропию свойств в связи с разрушением пре-
дварительно созданной анизотропии группировок дислокаций);
3) затрудненностью выхода дислокаций из плоскостей скольже-
ния в случаях низкой энергии дефекта укладки и образованием
ФЕ11ОМЕНОЛОГИЧ1 СКИЕ ДАННЫЕ
115
по плоскостям скольжения скоплений дислокаций в результат?
деформации; 4) кристаллографической текстурой, которая в
основном определяет анизотропию модуля упругости.
ИЗМЕНЕНИЕ НЕКОТОРЫХ СВОЙСТВ
В РЕЗУЛЬТАТЕ НАКЛЕПА
Феноменологическое описание структурных изменений в ре-
зультате холодной пластической деформации указывает на су-
щественное изменение всех свойств металла (а не только
его упрочнения, см. стр 43) В соответствии с характером
изменения тонкого строения при наклепе наиболее сильное
изменение свойств наблюдается при малых степенях обжатия,
а затем как бы стабилизируется, приближаясь к насыщению
(см схему на рис G8) Так
как природа деформационно-
го упрочнения уже была рас-
смотрена (см стр. 46),
а изменение механических
свойств технических сплавов
будет рассматриваться под-
робно в ряде других разде-
Степень дефознаиии
лов книги, то здесь укажем
ЛИШЬ ПЭ Изменение еще не- Рис gg Схема изменения свойств металла
которых физических СВОЙСТВ от степени деформации
в результате холодной пла- l~HC' р- ar нв' 2~d’ »*• б> °и
стической деформации
Электрическое сопротивление в общем случае повышается
в результате наклепа, причем для чистых металлов этот рост
составляет 2—6% (лишь для вольфрама значительно больше —
30—50% и для молибдена 15—20%), для однофазных твердых
растворов 10—20%,а для упорядоченных твердых растворов —
до 100% и больше 1 1108].
Повышение электрического сопротивления в результате
холодной деформации связывают с повышением плотности иска-
жений кристаллического строения, рассеивающих электроны
проводимости. В тех случаях, когда наклеп вызывает одно-
временно с ростом плотности дефектов структурные или фазо-
вые изменения в металле или сплаве, влияние холодной де-
формации на электросопротивление может быть усиленно или
ослаблено (или даже иметь обратный знак, как в случае X-со-
стояния).
1 Исключение составляют твердые растворы, в которых в результате предваритель-
ной обработки было создано /(-состояние, определяющее аномальное повышение элек-
тросопротивления В этих случаях наклеп разрушая /(-состояние, определяет пони-
жение электросопротивления
8*
116
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
Зависимость удельного электросопротивления от степени
обжатия при холодном деформировании железа, серебра и зо-
лота приведена на рис. 69.
Влияние наклепа на изменение электросопротивления упо-
рядоченного сплава Cu3Au показано на рис. 70 (отожженное
состояние); при значительной деформации электросопротивле-
ние отожженного сплава приближается к сопротивлению зака-
ленного сплава, находящегося в неупорядоченном состоянии
Рис 69 Изменение удельного электросопротивления сс
ребра (/), железа (2) и золота (5) в зависимости от степени
деформации при наклепе [109]
I и 2 — тянутые, 3 — катаные
Рис 70 Зависимость
относительного элек-
тросопротивления
сплава Cu1Au от сте-
пени деформации [108]
Рентгеноструктурное исследование подтвердило, что возра-
стание электросопротивления при наклепе упорядоченных спла-
вов связано с разрушением упорядочения в результате холод-
ной деформации.
Разрушение при холодной пластической деформации такой
внутрикристаллической неоднородности в твердых растворах,
как Х-состояние, связано с падением электросопротивления
(рис. 71). Это падение тем больше, чем в большей степени было
создано при предварительной обработке Х-состояние (кривые 2
и 3)
На примере сплавов Ni—Fe—Мо видно, как добавка треть-
его компонента к упорядочивающемуся сплаву меняет характер
корреляции атомов в твердом растворе и соответственно ха-
рактер влияния холодной деформации (рис. 72). Соотноси-
тельное количество железа и молибдена в исследованных спла-
вах отвечает упорядочению типа Ni3Fe; исходная обработка
предусматривала получение стабильного для данного состава
структурного состояния. Рост электросопротивления при на-
клепе сплава, не содержащего молибдена, объясняется разупо-
ФЕНОМЕНОЛОГИЧЕСКИЕ ДАННЫЕ
117
рядочением в результате холодной деформации. Уменьшение
эффекта уже при небольших добавках молибдена указывает на
то, что этот элемент уменьшает степень порядка, а при добавке
1 % упорядоченное расположение атомов полностью исчезает.
Дальнейшее легирование сплавов молибденом меняет эффект
влияния наклепа на противоположный и в сплавах с 5—6% Мо
при обжатии на 90% наблюдается уже значительное падение
Рнс 71 Изменение удельного элек-
тросопротивления сплапа 80% Ni +
-г 20% Сг в результате наклепа [108]
Предварительная (до наклепа) об-
работка
/—закалка с 800° С в воду, отпуск
400° С. 2, 3—обжатия с большими
степенями деформации и отпуск на
400° С
Рнс 72 Влияние наклепа на удель-
ное электросопротивление сплапов
Ni —Fe—Мо [108]
электросопротивления. Предполагают 11081, что атомы молиб-
дена и железа образуют комплексы в решетке твердого рас-
твора, а отклонение от статистически равномерного распре-
деления атомов вызывает дополнительное рассеяние электронов.
Холодная деформация, разрушая эти комплексы, приводит
к понижению электросопротивления.
Метастабильные твердые растворы в результате холодной
деформации могут претерпевать распад1 (рис. 73). То, что
под влиянием деформации происходит распад твердого раствора
с образованием весьма дисперсных фаз, подтверждается рент-
генографическим исследованием изменения параметра решетки
твердого раствора в зависимости от степени наклепа
В гетерогенных сплавах эффект изменения электросо-
противления зависит от двух факторов, часто действующих
1 Случай деформационного старения, сопровождающийся падением электрического
сопротивления
118
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
в противоположных направлениях: от плотности искажений
строения решеток фаз сплава и от взаимной ориентировки, раз-
меров и формы структурных составляющих. На рис 74 показано,
что электросопротивление стальной проволоки (0,58% С) при
обжатии существенно падает. Объясняют это тем, что пластинки
цементита в перлите под влия-
нием деформации ориентируют-
ся вдоль проволоки (образуется
«фибровая» структура). Эффект
от наклепа феррита оказывается
Рис 75 Изменение электросопротнв
ления в зависимости от степени обжа
тия при волочении проволоки с 0,1 % С
(/) и 0,3% С (2) [108]
Рис 74 Зависимость изменения электро-
сопротивления стальной (0,58% С) прово-
локи от степени обжатия [108]
/ — после деформации. 2 — после дефор
мацнн и отпуска при 200° С
меньшим, чем эффект от переориентировки частиц цементита
вдоль проволоки, снижающего электросопротивление.
Наклеп стали, содержащей 0,1 и 0,3% С, сначала умень-
шает электросопротивление (рис. 75), а затем при большем об-
ФЕНОМЕНОЛОГИЧЕСКИЕ ДАННЫЕ
119
жатии увеличивает его Падение определяется возрастающей
ориентированностью пластинчатого перлита, а повышение —
наклепом феррита.
С увеличением содержа-
ния углерода в стали влия-
ние наклепа на электросо-
противление падает, для
высокоуглеродистых ста-
лей его часто практически
заметить невозможно (рис
76)
Вообще влияние накле-
па на изменение электро-
сопротивления является
сложным Искажения
строения и возможное об-
разование сегрегаций (кон-
центрационного расслое-
ния при вылеживании
некоторых сплавов или в
результате их умеренного
нагрева) должны повышать
эле ктросопротивление
Распад твердого раствора
при деформации и обра-
зование направленности
в расположении структур-
ных компонент понижают
электросопротивление. По-
этому часто трудно устано-
вить однозначную причину
изменения электросопро-
тивления реальных спла-
вов в зависимости от
степени пластической де-
формации, вероятно и по
Q'HKQn/CH*
22 г
О 20 4Z7 60 60 Л.%
Рис 76 Зависимость электрического сопротив-
ления, коэрцитивной силы и остаточной ин-
дукции высокоуглеродистой холоднокатаной
ленты от степени деформации [99]
/—твердость по Шору. 2—коэрцитивная сила
указанным причинам это
изменение в большинстве
случаев не обнаруживает
определенной закономер-
НОСТИ.
На практике наклеп применяют при производстве железных
проводов. При прохождении переменного тока обычной ча-
стоты железный провод 50 раз в секунду перемагничивается
и при этом ток оттесняется к поверхности провода (скин-эффект),
120
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
Эффективное сечение как бы уменьшается и сопротивление про-
вода переменному току — импеданцу — значительно возрастает
(по сравнению с сопротивлением постоянному току) Наклеп
является эффективным средством понижения импеданца (рис. 77),
Рис 77 Влияние наклепа на нмпе
даиц железных проводов (цифры на
кривых — сила тока, а) [108|
Рис 7Я Зависимость магнитных свойств
низкоуглеродистой стали (0,07% С) от сте
пени деформации [108J
Смит [99] указывает, что деформация уменьшает тепло-
проводность металлов (по тому же механизму, что и электро-
проводность), однако это уменьшение настолько мало, что не
Рис 79 Изменение 4л/$ сплава Ni3Mn
в зависимости от степени наклепа [108]
/ — упорядоченное состояние, 2 — раз-
упорид>ценное состояние (закалка)
имеет практического значения.
Искажения строения, возни-
кающие при холодной пласти-
ческой деформации, затрудняют
процессы намагничивания и раз-
магничивания ферромагнитных
материалов. Нарушение распре-
деления магнитных полей в кри-
сталле вследствие деформа-
ции обусловливает зависимости
большинства его магнитных
свойств от степени наклепа
Магнитная проницаемость пони-
жается, и тем значительнее, чем
больше обжатие; коэрцитивная
сила, наоборот, возрастает с повышением степени деформации
(рис 78) Магнитное насыщение технически чистых металлов
в результате наклепа практически не меняется Упорядочение
в сплавах приводит к повышению внутренней индукции на-
сыщения, а наклеп упорядоченного сплава понижает ее (рис 79).
ФЕНОМЕНОЛОГИЧЕСКИЕ ДАННЫЕ
121
В случае закаленного сплава того же состава, т е. находяще-
гося в неупорядоченном состоянии (кривая 2 рис. 79), наклеп
не оказывает влияния на магнитное насыщение. Остаточная
индукция резко падает при критической степени обжатия
(5—8%), а при дальнейшем возрастании деформации постепенно
возрастает (см. рис. 76, 78).
Текстура деформации, возникающая при повышенных сте-
пенях обжатия, приводит, как известно, к сильной анизо-
тропии магнитных свойств и прежде всего к магнитной
проницаемости.
Влияние наклепа на механическое демпфирование ферромаг-
нитных материалов (особенно сплавов железа) связано с проте-
канием магнитных, а также механических процессов. При холод-
ной деформации домены соответствующим образом ориенти-
руются в направлении течения, 90 -ные стенки практически
устраняются, и величина затухания уменьшается Однако это
касается только «магнитной» части затухания. «Механическая»
часть колебаний в связи с упрочнением должна уменьшаться,
но в связи с повышением плотности искажений строения должна
увеличиваться. Поэтому о влиянии холодной деформации на за-
тухание колебаний нельзя сделать обобщающего вывода. Оче-
видно, при низких напряжениях затухание уменьшается под
влиянием предшествующего наклепа, а при более высоких на-
пряжениях — увеличивается.
Плотность уменьшается с ростом степени деформации в связи
с повышением плотности дефектов кристаллического строения
(дислокаций, вакансий). Так, при исследовании мягкого железа,
подвергнутого обжатию на 99,8%, было найдено увеличение
удельного объема на 0,9%; в случае аустенитной стали, содер-
жащей 25% Ni при вытяжке 90%, удельный объем увеличился
на 0,8% 1109], удельный объем холоднокатаных труб из
стали ШХ15 больше объема горячекатаных труб на 0,16%
1104].
Сопротивление коррозии уменьшается в результате холод-
ной деформации данного металла и сплава, причем преимуще-
ственное развитие приобретает интеркристаллитная коррозия.
Повышение химической активности наклепанного металла обу-
словлено накоплением энергии деформации, израсходованной
на создание необратимых изменений строения в связи с образо-
ванием многочисленных дефектов в кристаллографической ре-
шетке.
Однако в случае высокотемпературной деформации Г. Кар-
пенко и В Похмурский получили сильное (в 10 раз) повы-
шение коррозионной усталости стали 65Г после термомехани-
ческой обработки.
122
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
ФАЗОВЫЕ N СТРУКТУРНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИИ
Холодная пластическая деформация облегчает переход спла-
вов в более стабильное структурное состояние. Вообще под
влиянием деформации иногда развиваются такие структурные
и фазовые переходы, особенно в высоколегированных сплавах,
которые в обычных условиях, без деформации, практически не
наблюдаются.
Как уже было указано, наклеп сам
по себе вызывает распад пересыщенных
твердых растворов В ряде случаев хо-
лодная деформация, в общей схеме об-
работки сплавов, определяет получение
таких стабильных фаз, которые в спла-
ве в результате обычной термической
обработки не образуются [110].
Влияние деформации на устойчивость
аустенита стали и кинетику его превра-
щения
•80
•160 so о
Температура’С
Рис 80 Влияние степени и темпера
туры деформации иа количество овра
зующегося мартенсита в стали 1X18Н9Т
после закалки с 1050° С в воде |по 92]
в мартенсит оказывается доста-
точно сложным fill 1. Малые
степени деформации активизи-
руют и ускоряют мартенситное
превращение, а большие стаби-
лизируют аустенит, по-видимо-
му, в связи с общим увеличением
измельченности субструктуры
(определяющим частый разрыв
когерентности на границе рас-
тущего мартенситного кристалла, затруднение развития
А -> М-превращения и отсюда стабилизацию аустенита).
В хромоникелевой аустенитной стали типа 18-8 холодная
деформация способствует появлению в структуре стабильной
a-фазы (мартенсита). Для протекания этого процесса имеет
большое значение сочетание определенной степени обжатия при
определенной температуре деформирования (рис. 80). Так, при
20° С превращение у -> а протекает незначительно. При более
низких температурах деформирования оно интенсифицируется.
Из этого следует, что низкотемпературное деформирование стали
типа 18-8 уже с умеренными степенями деформации является
рациональным техническим путем упрочнения. Это упрочне-
ние является значительным, учитывая, что такой мартенсит
деформации имеет весьма дисперсное строение. Поэтому на про-
волоке диаметром 4—6 мм из стали типа 18-8 в связи с раз-
витием аустенитно-мартенситного превращения в результате
холодной деформации удалось достичь предел прочности более
200 кПмм* при пределе упругости более 150 кПмм* [921.
ФЕНОМЕНОЛОГИЧЕСКИЕ ДАННЫЕ
123
При сечении 10 мм и более такого сильного упрочнения
получить не удалось, так как оно зависит и от степени деформа-
ции, большие значения которой на крупных сечениях достичь
трудно. Кроме того, является важным и равномерность де-
формации.
Если в хромоникелевой аустенитной стали повысить содер-
жание углерода, например до 0,4% С (сталь 4Х18Н10СВ), то
Рис 81 Механические свойства некоторых аустенитных сталей, под-
вергнутых после закалки пластической деформации с различной сте-
пенью обжатия [112]
1— 4XI8HI0C3, 2— 4Х18Н10С2. 3 — 1 X 12Н8Г8МФБ, 4 — 2Х18Н9
в результате наклепа, а также вызываемого им аустенитно-
мартенситного превращения удается повысить предел прочности
до 260кГ лм2 (рис. 81) 11121 В данном случае выявляется
особая роль углерода, сильно влияющего на деформационное
упрочнение (налагающееся на аустенитно-мартенситное пре-
вращение), а также на возможное выделение упрочняющих фаз
из пересыщенной высокоуглеродистой а-фазы.
Данные по влиянию пластической деформации на у -+ а-
превращение в аустенитной хромоникелевой стали типа 18-8
получены также в работе Беттхера *. Была исследована сталь
типа Х18Н9Т как конструкционный материал для первых кон-
туров атомных электростанций с водным теплоносителем. Уста-
новлено, что стойкость против коррозионного растрескивания
* К Г> е т т х с р Автореферат кандидатской диссертацяи Москва, 1964
124
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
существенно зависит от условий проведения технологических
операций, связанных с холодной пластической деформацией
поверхностных слоев изделий (точения при механической об-
работке 1, пескоструйной обработки, кернения, клеймения
ит. п 2) Существует некоторое «пороговое» значение ве-
личины пластической деформации стали 1Х18Н9Т, выше кото-
рого склонность к коррозионному растрескиванию резко по-
вышается Это пороговое значение тем меньше, чем сильнее
неравномерность деформации в изделии (чем больше, таким
образом, величина остаточных напряжений) В случае равно-
мерного удлинения пороговое значение деформации составляет
8—10%, выше которого коррозионная стойкость резко падает
Было показано, что снижение коррозионной стойкости в данных
условиях обусловлено фазовым у -► а-превращенисм, вызван-
ным пластической деформацией.
По результатам статистической обработки данных многих
прецизионно поставленных испытаний на растяжение можно
проследить, как влияет появление заметных количеств а-фазы
на зависимость механических свойств от степени пластиче-
ской деформации. По кривой растяжения 8 предварительно
аустенизированных при 1100° С образцов стали 1Х18Н9Т видно
(рис. 82), что характер функциональной зависимости силы
и деформации меняется при растяжении на 8—10%, т. е когда
происходит образование a-фазы (фиксируемое данными рент-
геиоструктурного и магнито-металлографического анализов).
Представляет интерес ход кривой при степени деформации
свыше 45%, похожий на тот, который обычно отражает стадию
динамического возврата. Были определены значения условного
предела текучести в зависимости от степени деформации; эти
данные получены при кратковременной повторной нагрузке
образцов до различных степеней пластической деформации.
Определяли истинные напряжения течения с учетом утонения
образцов Иначе говоря, определяли такое напряжение от
при данной степени пластической деформации Хпл, которое
необходимо для протекания дальнейшей деформации Тогда
упрочнение можно характеризовать производной N (Хпл) —
dciT
= т , которая есть градиент роста условного предела теку-
чести по степени деформации. Графическая зависимость N (Хпл)
от Хпл (рис. 83) обнаруживает криволинейную зависимость
1 Допустимые условия точения глубина ие более 0,5 подача не более 0.1 мм/об
• Проведение термической обработки при иагреве выше 800°С снимает изменения
в строении, которые были вызваны холодной пластической деформацией, и возвращает
стали 1Х18Н9Т присущую ей коррозионную стойкость
* Кривая построена по точкам, являющимися средними для трех образцов и прове
репными на повторяемость данных еще на пяти образцах
2000
Рис 83 Изменение упрочнения (ЛГ) стали IXI8H9T в зависимости от сте-
пени холодной пластической деформации
I — данные графического анализа, 2 — расчетные данные
126
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
интенсивного падения упрочнения и прямолинейную поло-
гую зависимость упрочнения от степени деформации. Переход
от одной зависимости к другой происходит при значениях
пластической деформации 8—12%, т е. когда происходит появ-
ление a-фазы в количествах, изменяющих пластичность стали
Изменение степени упрочнения стали 1Х18Н9Т при пороговых
значениях пластической деформации (отвечающих появлению
определенного количества a-фазы) подтверждают и результаты
измерения твердости (рис. 84). Более высокие значения для
Рнс 84 Зависимость твердости образцов стали 1Х18Н9Т от
степени пластической деформации
/—образцы из листового проката толщиной 2 мм, 2—точеные
образцы из круглого проката. 3—твердость материала после
разрыва (без шейки)
образцов, вырезанных из холоднокатаных листов (по сравне-
нию с выточенными из прутков), подтверждают то, что прове-
денная аустенизация при 1100е С не полностью сняла пред-
шествующий наклеп (проявляется наследственное влияние на-
клепа).
В работе В. Н. Иорданского и др.1 была исследована дефор-
мация нержавеющих аустенитных сталей Х18Н9 и Х16Н7 при
отрицательных температурах для повышения их прочности
в результате инициирования у — «-превращения по мартенсит-
ному механизму После деформации при —196° С количество
мартенсита в структуре стали Х18Н9 достигало 60—70%, пре-
дел прочности возрос до 160—165 кГ/alm2, а предел текучести
приблизился к пределу прочности. Ударная вязкость при этом
сохранялась на достаточно высоком уровне (6—7 кГм!см\
лист 2 мм) В стали Х16Н7 пластическая деформация при
—196° С определяет получение практически 100% наклепан-
• В сб «Повышение прочности конструкционной стали и спланоп> (материалы конфе-
ренции), МДНТП нм Дзержинского, 1966
ФЕНОМЕНОЛОГИЧЕСКИЕ ДАННЫЕ
127
ного мартенсита и прочности 180—185 кПмм2. Электронно-
микроскопическими исследованиями было подтверждено, что
в стали типа Х18Н9 мартенситное превращение протекает по
схеме у -► е > а. Авторами была разработана принципиальная
технология упрочнения сварных шаровых и цилиндрических
емкостей пластической деформацией внутренним давлением
в жидком азоге. По предлагаемой технологии была изготовлена
и упрочнена (на специальной установке с рабочим давлением
ЗОЭ ат) партия шаробаллонов диаметром 300 мм из стали
Х18Н9 Конструктивная прочность упрочненных баллонов при
комнатной температуре была 155—165 кГ/мм2, а при —196° С
составляла 210—220 кПмм2, с вязким характером разру-
шения
И. А. Арбузова и В. В. Запал [1161 изучали тонкую струк-
туру нержавеющей стали (0,9% С и 15% Ni), подвергнутой
после закалки с 1160° С в 10%-ный водный раствор NaOH
деформации при 200° С одноосным сжатием (на 17—60%) и ох-
лаждению в жидком азоте. В связи с различным влиянием
малых и больших степеней деформации на количество образу-
ющегося мартенсита кривая зависимости количества a-фазы от
величины обжатия имеет немонотонный характер. Стабилизация
аустенита (нисходящая ветвь кривой) наступает в области сте-
пеней деформации 20—60%; последняя экспериментальная
точка отвечает лишь 10% мартенсита. Степень мозаичности
аустенита и величина неоднородных микроискажений растут
с увеличением степени деформации.
Последующее охлаждение деформированной стали до —196°С
приводит к увеличению количества мартенсита и дополни-
тельному упрочнению. При этом величина прироста твер-
дости с увеличением степени деформации уменьшается. Ход
кривой изменения количества мартенсита в зависимости от
степени деформации имеет такой же характер, как и без
охлаждения, только нисходящая ветвь кривой падает более
круто
Суммарное упрочнение оказалось возможным разделить,
как и в других аналогичных случаях, на упрочнение, обуслов-
ленное деформацией аустенита, с одной стороны, и мартенсит-
ным превращением, с другой. С увеличением степени деформации
доля упрочнения, связанная с первым фактором, увеличивается,
а со вторым уменьшается.
Разупрочнение исследованной стали при нагреве (после
упрочнения в результате закалки, деформации при 200° С
и глубокого охлаждения) происходит при более высокой
температуре, чем после обычного режима термической обра-
ботки.
128
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
ВЛИЯНИЕ НАКЛЕПА НА СТРОЕНИЕ
И СВОЙСТВА ЖЕЛЕЗА,
И ЛЕГИРОВАННОГО ФЕРРИТА
ДИСЛОКАЦИОННОЕ СТРОЕНИЕ
НАКЛЕПАННОГО ЖЕЛЕЗА
Распределение дислокаций в деформированном железе изу-
чено в работах 1113—1151; было проведено исследование строе-
ния тонких фолы под просвечивающим электронным микро-
скопом.
В результате предварительной обработки (отжига) дислока-
ции почти полностью удалялись из зерен фрагментов и со-
средоточиваются в большеугловых границах. Затем проводили
деформацию прокаткой на разные степени обжатия и при раз-
личных температурах. Так, при комнатной температуре прово-
дили деформацию на 5, 9, 16 и 30% и во всех случаях не было
отмечено образования плоских скоплений. Как видно на рис. 20,
дислокации имеют много ступенек и распределены неравномерно
Тенденция к образованию ячеистой структуры проявляется
уже при деформации 5%; участки, свободные от дислокации,
имеют поперечный размер 3 мк. Образование ячеистой струи-
те ры начинается от границ зерен, где имеется повышен-
ная плотность дислокаций. При деформации 9 и 16% ячеистая
структура проявляется более четко, а после деформации 30%
эта структура уже полностью сформирована со средним раз-
мером ячеек около 2 jmk.
При понижении температуры деформации до —70е С дисло-
кации распределяются более равномерно и имеют меньше
ступенек С повышением температуры до 250" С наоборот, не-
равномерность деформации проявляется в большей мере, ячеи-
стая структура становится все более ярко выраженной (рис 85)
При снижении температуры до —196° С преобладающим меха-
низмом деформации становится двойникование с соответству-
ющим распределением дислокаций. Однако во всех случаях
дислокации имели ступеньки (пороги) и их скоплений в пло-
ские горизонтальные группировки не наблюдалось.
С повышением степени деформации средняя плотность дис-
локаций в развивающейся ячеистой структуре увеличивается,
но размеры ячеек сохраняются практически неизменными.
В соответствии с экспериментальными данными, Кэ объяс-
няет упрочнение железа при наклепе не в связи с образованием
у препятствий скоплений дислокаций (они не были обна-
ружены), а используя представления Хирша—Мотта о тормозя-
щем влиянии порогов, образующихся при встрече дислокаций
НАКЛЕП ЖЕЛЕЗА И ЛЕГИРОВАННОГО ФЕРРИТА
129
в процессе множественного скольжения. Как показано Брендо-
ном и Наттингом 1114], при деформации железа получает раз-
витие поперечное скольжение, и соответственно образование
паюс скольжения. Вообще дислокации в железе оказались
легко подвижными по различным системам скольжения. Кэ (113)
были проведены эксперименты по растяжению топких фолы
железа в рекристаллизованном и наклепанном состоянии с одно-
рис ,85 Влияние температуры'деформации на распределение дислокаций в железе
1113 J
а — >5% при —70е С. б — 10% при 25° С. в — 14% при 250" С
временным измерением плотности дислокаций на испытываемых
образцах. За напряжение текучести была принята точка, в ко-
торой происходило отклонение от прямолинейной зависимости
напряжения от деформации. Плотность дислокаций измеряли
(со статистической обработкой данных) по четырем увеличенным
электронным микрофотографиям, снятым с каждого образца.
Получена следующая зависимость между напряжением тече-
ния Of и плотностью дислокаций Nf:
Of - о0 + 0,266
где ст0 — напряжение, необходимое для движения дислокаций
в отожженном материале.
Автор считает, что полученная экспериментальная зависи-
мость хорошо совпадает с выведенной из теоретических сообра-
жений Бейли и Хиршем
9 Бернинейн
130
ВЛИЯНИ! ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
Однако, по-видимому, изложенный механизм не является
единственным, объясняющим деформационное упрочнение же-
леза. Учитывая сложность явления, можно предложить и ряд
других схем. Так, Ли 11171 считает вообще неоправданным
аппроксимирование положений Хирша—Мотта об упрочнении
металлов с г. ц. к. решеткой на поведение при наклепе железа-
металла с о. ц. к. решеткой Он считает, что наличие волни-
стых линий скольжения в железе, легкость осуществления
поперечного скольжения и общая высокая подвижность дисло-
каций — все это приводит к тому, что нет существенной раз-
ницы в упрочняющем влиянии порога с вакансией и порога
с внедренным агомом, столь важной для металлов с г. ц. к
решеткой (особенно с малой энергией дефекта укладки). В же-
лезе же пороги с вакансиями, а также пороги с внедренными
атомами сравнительно легко перемещаются с винтовыми компо-
нентами и не оказывают существенного упрочняющего влияния.
Ли считает, что при наклепе железа дислокации образуются
в границе, в местах ее «уступов», затем пересекают зерно, до-
стигают другой границы и там вновь создают «уступы» как
устойчивые образования, способные к испусканию других дисло-
каций Начальное движение дислокаций предусматривает со-
хранение прямолинейной формы их линии. Появление волни-
стых линий связано не с поперечным скольжением, а с влия-
нием внутренних напряжений. Если поперечное скольжение
и происходит, то только по механизму двойного поперечного
скольжения Когда по первичной системе скольжения прошла
значительная деформация и были созданы искажения, начинают
действовать вторичные системы, в результате чего дислокации
собираются в скоплениях Одной из причин образования скоп-
лений может быть притяжение между дислокациями двух си-
стем скольжения. Эти скопления не имеют плоской формы,
они составляют границы ячеек, но являются все же скопле-
ниями пересекающихся дислокаций, которые, будучи препят-
ствиями, и определяют основное упрочнение при наклепе
(а не пороги, образование которых, по мнению Ли, малове-
роятно).
Круссар 1118] считает неправильным утверждение Баррета
и др., что единственно возможным положением дефекта укладки
в о. ц. к. решетке, в том числе и в a-железе, является (112).
Применительно к технически чистым металлам и особенно к спла-
вам, с учетом эффекта сегрегаций примесей по механизму Сузуки,
Круссар считает вполне вероятным образование дефекта ук-
ладки (НО). При этом дефект укладки имеет строение г. ц. к.
решетки и соответственно октаэдрические поры, в которых,
по механизму Сузуки, легко могут располагаться атомы, на-
НАКЛЕП ЖЕЛЕЗА И ЛЕГИРОВАННОГО ФЕРРИТА
131
пример, углерода ’. В свою очередь образование сегрегаций по
Сузуки 6} дет стабилизировать дефекты укладки (110).
Следует отметить, что и в случае дефекта укладки (112),
найденного в других о. ц. к. решетках, эффект сегрегаций по
Сузуки может играть важную роль. В этих дефектах укладки
(112) октаэдрические поры представляются вытянутыми в на-
правлении 11001, что следует учитывать при обсуждении воп-
роса о размещении в порах углерода 2.
Круссар предлагает объяснить синеломкость низкоуглеро-
дистых сталей (при 200—300° С) более интенсивным развитием
сегрегаций по Сузуки на дефектах укладки в результате нагрева,
так как «насыщение» дефектов укладки примесями делает их
более стабильными и соответственно более эффективными пре-
пятствиями для движения других дислокаций. Он считает также,
что предложенная им модель объясняет исчезновение пика
Сноека в наклепанном железе и появление пика при 200° С
(по аналогии с синеломкостью), имеющего энергию активации
около 30 000 кал/моль. Круссар считает, что эти явления свя-
заны со специфическим состоянием, в котором находятся атомы
углерода, когда переход в другие позиции сильно затруднен
в связи с закреплением углерода в октаэдрических порах де-
фектов укладки (НО) или (112).
Работа Круссара носила в значительной степени гипотети-
ческий характер. В 1963 г были опубликованы результаты
экспериментального исследования Тэкейяма и Кепеля 11191,
которые действительно обнаружили с помощью просвечиваю-
щего электронного микроскопа дефекты укладки в железе зон-
ной плавки.
ДАННЫЕ РЕНТГЕИОСТРУКТУРНЫХ
ИССЛЕДОВАНИЙ
Изучение тонкого строения при холодной пластической де-
формации железа было начато еще в 1933 г. 11201. Несовершен-
ство методики анализа расширения интерференционных линий,
возникающего в результате наклепа, не всегда позволяет давать
однозначное объяснение наблюдаемых эффектов.
Упрочнение реальных металлов и сплавов может быть до-
стигнуто в результате обработки, приводящей к повышению
плотности дислокаций и других дефектов строения, и их рас-
1 Такие модельные представления кажутся многообещающими для объяснения нали-
чия углерода в о ц к решетке a-железа (в феррите)
* Эти представления связываются с более поздними работами Козна и Уинчелла
о диполях дисторсии в связи с несимметричностью пор в о ц к решетке, превраща-
ющих ее. при внедрении в этн поры углерода, в объемноцентрнрованную тетрагональ-
ную решетку.
9*
132
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
пределению в объеме кристалла в такие конфигурации, которые
определяют создание эффективных препятствий для движения
других дислокаций, способных к перемещению по плоскостям
скольжения. Эти конфигурации и определяют оптимальную
субмикроскопическую неоднородность структуры, которая в за-
висимости от природы металла и сплава, а также типа кристал-
лической решетки характеризуется различными рентгенографи-
чески определяемыми элементами тонкого строения
Несмотря на очевидность высказанных положений, вытека-
ющих из физической сущности упрочнения, многие работы
проводят с целью получения императивного решения — какой
из элементов тонкой структуры вообще определяет упрочнен-
ное состояние любых металлов и сплавов. Естественно, что
выводы из этих работ противоречивы в связи с различной при-
родой объектов исследования
По-видимому, относительно достоверные экспериментальные
данные по рентгеноструктурному изучению влияния наклепа на
тонкое строение металлов и сплавов — в данном случае железа
и легированного феррита — можно получить, исключая воз-
действие на ширину линий либо неоднородных микроискаже-
ний (II рода), либо величины областей когерентного рассея-
ния (блоков). Этого можно достичь специальной обработкой или
легированием. В условиях нашей работы с Е. А. Шур был
выбран этот путь. Исследование вели на серии бинарных одно-
фазных сплавов на основе железа с добавками ванадия, хрома,
кобальта, никеля, ниобия, молибдена или вольфрама (табл. 8),
ТАБЛИЦА 8 ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ ИССЛЕДОВАННЫХ СПЛАВОВ
НА ЖЕЛЕЗНОЙ ОСНОВЕ, % (вес )
№ спла- ва Состав % (ат ) C Mn SI S P Cu A l.O, г/г стал в
23 Fe4 -0,65% V 0,019 0,07 0,023 0,029 0,003 0,00024
4 Fed 1-2,14% V 0,014 0,08 0,11 0,023 0,002 __ 0,00021
5 Fe- -5,26% V 0,024 0,09 0,13 0,021 0,002 0,008 0,0002
6 Fed h 9,40% V 0,028 0,26 0,32 0,031 0,002 0,00023
15 Fed F2,04% Cr 0,019 0,06 0,015 0,032 0,005 — 0,00037
16 Fed 1-6,46% Cr 0,0094 0,08 0,06 0,031 0,007 0,00044
10 Fe- 1-3,10% Co 0,0047 0,04 0,07 0 024 0,003 0,00050
11 Fe -5,33% Co 0,009 0,03 0,05 0,031 0,003 — 0,00024
9 Fe-i 1-9,65% Co 0,0047 0,04 0 11 0,029 0,003 — 0,00020
19 Fei 1- 1,84% Ni 0,00i7 0,02 0,05 0,019 0,003 — 0,00030
18 Fe- -4,18% Ni 0,0047 0,04 0,08 0,029 0 002 0,009 0,00021
12 Fe- 1-7,28% Ni 0,0014 0,02 0,11 0,027 0,002 — 0,00040
7 Fe- 1-0,49% Nb 0,024 0,11 0,21 0,031 0,003 0,00014
8 Fe- 1-1,21% Nb 0,024 O.H 0,51 0,032 0,007 0,00030
1 Fe- 1-0,82% Mo 0,0094 0,05 0,09 0,021 0,002 0,00037
3 Fe- -1,41% Mo 0,029 0,06 0,11 0,021 0,002 0,006 0,0004
2 Fc -2,48% Mo 0,014 0,038 0,03 0,023 0,007 — —
21 Fe- -0,17% W 0,019 0,059 0,035 0,030 0,003 — 0,00040
13 Fe- 1-0,51% W 0,019 0,06 0,07 0,040 0,003 0,00056
14 Fe- 1-1,38% W 0,014 0,05 0,12 0,029 0,005 — 0,00055
20 Fe армко 0,0094 0,0294 0,02 0,024 0,003 — 0,00043
НАКЛЕП ЖЕЛЕЗА И ЛЕГИРОВАННОГО ФЕРРИТА
133
в которых после соответствующей термической обработки (от-
жига при 880—940° С) и наклепа размер областей когерентного
расстояния оставался сравнительно большим, и не сказывался
существенно на величине уширения.
Размытие линий под влиянием наклепа наблюдалось у всех
исследованных сплавов, причем интенсивность увеличения ши-
рины линий падала с увеличением степени деформации (табл. 9
и рис. 86).
ТАБЛИЦА 9 ВЕЛИЧИНА НЕОДНОРОДНЫХ МИКРОИСКАЖЕНИИ
(II РОДА) В СПЛАВАХ НА ЖЕЛЕЗНОЙ ОСНОВЕ ПОСЛЕ
РАЗЛИЧНОЙ ОБРАБОТКИ
la 10* после । отпуска 4 ч при температурах, °C
Сплав %
20 200 | 300 400 500 600
№ 20 5 25 0,60 1,30 - 1 - — - —
Fe-армко 75 1,65 — 1,33 1,23 0,95 0,41
Kt 4 5 0,35
Fe-f-2,14% V 25 75 1,18 1,40 1,26 0,96 —
5 0,48
Fe+5,26% V 25 75 1,26 1,54 - - - — -
Кг 15 5 1,04 1,02 1,02 0,80 0,65
Fe+2,04% Сг 25 1,30 1,25 1,16 1,08 0,93
75 1,51 1,51 1,39 1,26 1,13 0,68
№10 5 0,50
Fe+3, Ю% Со 25 75 1,28 1,65 — — — — —
№ 11 5 0,60
Fe+5,33% Со 25 75 1.34 1,72 — — — — ~ 1
№ 17 Fej-1,84% Ni 1 5 25 75 0,99 1,58 2,01 0,99 2,04 0,67 1,83 0,51 0,92 1 1
! 1 5 0,70
К« 7 1 Fe + 0,49% Nb | 1 25 75 1,35 1.72 | i - — - —
5 1,33 1,31 1.07
F>+1,21% Nb 25 75 1,78 2,01 1,65 1,92 1,82 - 1,30 1,51 -
№ 2 16 1,10
Fe+2,48% Mo 59 1.72 — — — — —
134
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
Продолжение табл 9
Сплав X, % 10* после отпуска 4 ч при температурах, °C
20 200 300 400 500 600
.V» 13 Fe-r0,51% W 5 25 75 0,93 1,35 1,81 0,88 1,22 1,72 0,76 0,89 1,35 —
As 14 Fe+1,18% W 5 25 75 0,75 1.74 2,18 1,72 2 00 1,72 2,05 1,62 1,80 1.18
Легирование заметно влияло на ход кривой истинное общее
уширение — степень деформации Ширина интерференционной
линии (220) для разных сплавов после одной и той же обработки
Рис 86 Зависимость шири
иы линий (ПО) и (220) от
степени деформации для ие-
легироваиного феррита
(№20), сплава Ге+2,14% (ат )
V (№ 4) и Fe-f-1,38% (ат ) W
(№ 14)
(волочение X - 75%) изменяется в широких пределах, от
2,3 X 10”2 радиан для сплава Fe F 2,14 (ат) %УдоЗ,2 X 10"2
радиан для сплава Fe + 1,38 (ат.) % W
Даже после волочения со степенью деформации 75% блоки
(области когерентного расстояния) оставались крупнее 10 X
X 10~ваи и не оказывали существенного влияния на ширину
интерференционных линий. У всех исследованных сплавов от-
ношение истинных физических уширений линий (220) и (ПО)
было близко к 6,0, т е было приблизительно равно отношению
Рис 87 Зависимость величины искажений II рода от степени деформации технически
чистого железа и легированного феррита
а 1 — 1,38% (ат ) W, 2 - 2,48% (ат ) Мо. 3 - Fe. 4 - 2,04% (ат.) Сг. б. / - 1,84%
(ат ) N1. 2 - Fe. 3-3.1% (ат ) Со, 4 - 2,14% (ат ) V, в. I— 1,21% (ат.) Nb. 2-0.51%
(ат ) W. 3-0.49% (ат ) Nb,4-Fe. г 1 - 8.33% (ат ) Со. 2 - Fe. 3 — 5,26% V,
4— 2,14% V
136
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРЧЧЦИИ НАСТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
тангенсов углов. Поэтому по истинному физическому уширению
линий может быть непосредственно рассчитана величина неодно-
родных микроискажений (II рода). В этих условиях данные
рентгеноструктурного анализа можно считать достоверными.
Величина растет с увеличением степени деформации,
но интенсивность этого роста замедляется при степенях пла-
стической деформации более 25% (рис. 87). Насыщение металла
дислокациями в процессе холодной пластической деформации
и создание устойчивых механических конфигураций (ячеистых
стен) заканчивается в основном при этих степенях деформации.
Ход кривой изменения искажений II рода от степени деформа-
ции является общим для различных сплавов и хорошо согла-
суется с данными других исследований 11211.
Легирование железа вольфрамом, ниобием, никелем, мо-
либденом увеличивает величину микроискажений после воло-
чения со степенью деформации 75%, в то время как легирование
железа ванадием и хромом понижает величину . В сплаве
Fe + 3,10% (ат.) Со после волочения со степенью деформации
75% .микроискажения примерно такие же, как и у нелегирован-
ного железа, а в сплаве Fe + 5,33 (ат.) % Со лишь несколько
превосходят уровень искажений у железа.
Зависимость величины микроискажений после деформации
(X = 75%) от состава легированного феррита представлена
на рис 88 Сравнивая кривые для сплавов с одинаковым
атомным содержанием элементов, можно сделать вывод о том,
что по степени воздействия на величину микроискажений, воз-
никающих после волочения (X - 75%), элементы можно распо-
ложить в следующий убывающий ряд. вольфрам, ниобий, ни-
кель, молибден, кобальт, хром, ванадий.
Эти данные хорошо согласуются с данными о влиянии леги-
рующих элементов на твердость сплавов в отожженном, а также
в наклепанном состоянии (рис. 89). Имеется связь между вели-
чиной -у- и прочностными характеристиками (табл. 11). Эле-
менты, повышающие твердость железа в наклепанном и в отож-
женном состояниях, повышают уровень микроискажений, воз-
никших после деформации (X = 75%). Такие элементы, как
ванадий и хром, приводят не только к уменьшению величины
микроискажений, но и разупрочняют железо как в наклепан-
ном, так и в отожженном состояниях.
Как известно, величина микроискажений характеризует
свойства кристалликов сплава в микрообъемах. Различная
величина микроискажений, достигаемая на исследованных спла-
Содержание легирующих
эленентод, 7, (ат )
а
Содержание легирующих элементов % (ат)
Рис. 88 Влияние легирующих элементов на
величину искажений II рода в феррите после
волочения со степенью деформации 75%
Содержание легирующих эленентод.Х(ою)
S
Рнс. 89 Влияние легирующих элементов на твердость феррита
а — в отожженном состоянии. 6 — после волочения (>. = 75%)
138
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
вах после одной и той же обработки, может быть связана с влия-
нием легирующих элементов на свойства кристалликов в микро-
объемах.
Представляет интерес тот факт, что наблюдается корреля-
ция между величиной микроискажений и твердостью в ото-
жженном, а также в наклепанном (X = 75%) состояниях.
Более высокие механические характеристики различно ле-
гированных сплавов в упрочненном (наклепанном) состоянии,
соответствующие большему уровню микроискажений, обуслов-
ливаются не этими искажениями, а тем, что кристаллики этих
сплавов уже в отожженном состоянии обладают более высоким
сопротивлением протеканию элементарного акта пластического
течения (движению дислокаций). Величина микроискажений
в наклепанном сплаве является показателем способности кри-
сталликов данного вещества сопротивляться пластической де-
формации, а не специфическим признаком упрочнения, создавае-
мого наклепом. Вновь можно сделать вывод об относительности
сведений, касающихся интенсивности упрочнения, полученных
на основе анализа уширения рентгеновских интерференций.
Нельзя согласиться с одним из выводов работы [122] о том,
что «присутствие растворенных элементов особенно сильно ска-
зывается на способности феррита к упрочнению» Присутствие
растворенных элементов существенно изменяет свойства кри-
сталлов феррита в равновесном состоянии (табл. 10). Интенсив-
ТАБЛИЦА 10 ЗНАЧЕНИЕ ТВЕРДОСТИ. ИСКАЖЕНИЙ II РОДА
И ПАРАМЕТРА РЕШЕТКИ СПЛАВОВ
Сплав Твердость в равновесном состоянии HV Период решетки а Твердость в наклепанном состоянии 10’ после а волочения (>=75%)
Fe армко 85 2,861 189 1,65
Fe- k0,65% V 66 2,861 —•
Fed 1-2,14% V 81 2,861 167 1.40]
Fed 1-5,26 % V 96 2,863 180 1.54
Fe- 1-9,40% V 142 2,870 — —
Fed 1-2,04 % Cr 77 2,861—2,862 170 1.51
Ped F6,46% Cr 92 2,863—2,864 — —
Fed F3. io% Co 94 185 1,65
Fed 1-5,33% Co 97 2,861—2,862 207 1,72
Fed 1-9,65% Co 110 2,861 ___> —
Ped г 1,84% Ni 125 2,861—2,862 243 2,04
Ped 1-4,18% Ni 151 2,862—2,863 — —~—
Ped f-7,28% Ni 176 2,862—2,863 __
Fe- 1-0,49% Nb 105 — 195 1.72
Fe- F 1.21 % Nb 132 240 2,01
Fe- F 0.82 % Mo 104 — —
Fe- F 1,41 % Mo «3 2,863 —
Fe- F2,48% Mo 119 2,864 201 1,83
Fe- F0,17% W 93 2,862—2,863 —
Fe- F 0,51 % W 107 2,863 225 1.81
Fe- F 1,38% W 135 2,864 248 2,18
НАКЛЕП ЖЕЛЕЗА И ЛЕГИРОВАННОГО ФЕРРИТА
139
ность же упрочнения за счет наклепа изменяется для различ-
ных сплавов незначительно.
Поэтому угол наклона прямой 2 на рис. 90 лишь немного
меньше угла наклона прямой /, т. е. разница между минималь-
ной и- максимальной твердостью у сплавов в упрочненном со-
стоянии незначительно больше такой же разницы у сплавов
70 85 100 115 130 «5 160 175 190 205 220 W
Рнс 90 Связь между величиной искажений II рода и твердостью
легированного феррита в отожженном (/) и наклепанном (К =
= 75%) волочением (2) состояниях Состав сплавов указан
в табл 8 (цифры иа кривых — номера сплавов)
в отожженном состоянии. Таким образом, наиболее наглядной
является прямая /, показывающая соответствие между вели-
чиной микроискажений после холодной пластической деформа-
ции 1 = 75%, отражающей свойства кристалликов данного ма-
териала, и твердостью сплавов в равновесном состоянии, также
определяемой свойствами кристалликов данного материала.
ЭЛЕКТРИЧЕСКИЕ I ИАГИИТНЫЕ
СВОЙСТВА
Изучение электрических и магнитных свойств было проведено
в нашей работе с Г С. Книжником на образцах технически чи-
стого железа, вырезанных из холоднокатаных (вдоль, поперек
и в вертикальной плоскости прокатки) и волоченых заготовок,
подвергнутых деформации со степенями обжатия (по логариф-
мической формуле) 5, 10, 25, 50 и 100%. При изучении этих
свойств на образцах легированного феррита их подвергали
термической обработке (отжигу) для получения примерно
одинакового зерна (балл 3—5), а затем холодному волочению
на 5, 25 и 75%.
140
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
Влияние характера текстуры на величину электросопротив-
ления можно проследить, сопоставляя кривые (рис. 91) для
прокатанных и волоченых образцов. Электросопротивление
волоченых образцов оказалось ниже, чем прокатанных, что
Рис 91 Влияние на-
клепа и а удельное
электросопрот и влей не
технически чистого
железа
/—поперечные образ
цы. 2 — продольные
образцы. 9 — верти-
кальные образцы,
4 — волочение про
дольное(ан б—испы
танин при комнат-
ной температуре,
а—испытания при не-
прерывном нагреве)
возможно, связано с различным характером образующейся
текстуры. Измерения при непрерывном нагреве показали, что
электросопротивление прокатанных образцов остается все время
более высоким, чем волоченых (особенно при 800—1000° С).
НАКЛЕП ЖЕЛЕЗА И ЛЕГИРОВАННОГО ФЕРРИТА
141
По-видимому, это объясняется устойчивым сохранением тек-
стуры при сравнительно быстром непрерывном нагреве. Это
подтверждается также дилатометрическими исследованиями
(рис 92) попарно нагреваемых в дилатометре образцов: прока-
танного и волоченого. В прокатанном образце сохранение
текстуры и соответственно иного коэффициента линейного рас-
ширения наблюдается до более высоких температур, чем в во-
лоченом. По мере увеличения степени текстурования загиб
кривой происходит более резко, что видно из сопоставления кри-
вых для обжатия 50 и 100%.
Результаты магнитных измерений на образцах технически
чистого железа (рис. 93) показывают, что степени деформации
5—25% не оказывают существенного влияния на положение
кривых р. (Н). Следует отметить, что в условиях затрудненной
деформации (образцы, вырезанные в вертикальном и попереч-
ном направлениях) с увеличением степени деформации отме-
чается уменьшение магнитной проницаемости. При переходе
к большим обжатиям, определяющим возникновение текстуры,
значительное влияние приобретают микронапряжеиия. Так,
при обжатии 50 и 80% наибольшие напряжения будут в по-
перечных и вертикальных образцах. Кривые р (Я) для этих
степеней деформации располагаются значительно ниже кривых
для недеформированных и деформированных, но нетекстурован-
ных образцов Для продольных образцов, в которых можно
ожидать меньшие микронапряжения в связи с более свободным
течением металла, эти кривые идут выше, чем для поперечных
и вертикальных
Для волоченых образцов кривые р (Я) располагаются выше
на поле диаграммы, чем для прокатанных. Известно, что при
волочении образуется простая аксиальная текстура, когда вдоль
(вблизи) оси течения металла располагаются плоскости и на-
правления наилегчайшего сдвига. При прокатке образуется
ограниченная, или несовершенная текстура, когда вдоль на-
правления течения металла выстраиваются две плоскости и два
направления, одно из которых не является плоскостью и на-
правлением наилегчайшего сдвига. Такая разница в текстуро-
образовании связана и с различной степенью плотности дисло-
кации при одной и той же величине обжатия по разным схемам
формоизменения.
Было показано 1123], что прокатанные текстурованные об-
разцы технически чистого железа обладают более высоким пре-
делом текучести, чем волоченые. Учитывая, что начало течения
металла непосредственно связано с дислокационным механизмом
деформации, можно установить связь между формоизменением:
прокаткой и созданием повышенного уровня искажений кри-
Рис. 92. Дилатометрические кривые попарно ис-
следуемых прокатанных и волоченых образцов
технически чистого железа (слева 100%. справа
50% обЖиТНЯ)
0.2 0.k 06 0:8 1.0 1.2 l.a 02 0k 0.6 08 1.0 1.2 l.a 0.2 Ok 0.6 0.8 1,0 1.2 l.a
160 220 282 350 k20 Hc.3
4>H
21 -
0.2 0,k 0.6 0,8 1,0 1,2 1,0 0,2 O.k 0.6 0.8 1.0 1,2 l.a
Рнс. 93 Влияние накле-
па на магнитную прони-
цаемость технически чис
того железа:
а—прокатка, вертикаль-
ные образцы, 6 —то же.
поперечные, в — то же.
продольные, г — волоче-
ние, поперечные, д— то
же, продольные образцы,
/ _ л = 5%. 2 - 10%.
3 - 25%. 4 - 50%. 5-
100%
Нс 3
Рис 94 Влияние наклепа на коэрцитивную силу технически
чистого железа
/ — прокатка, поперечные образцы 2 — то же, вертикальные
образцы, 3— то же. продольные образцы, 4 — волочение, попе
речные образцы, 5 — то же, продольные образцы
а / — 7.28 Ni. 2—4,18 Ni, 3—9,65 Со. 4 — 5,33 Со 5 —1,84 N1, 6 — 3.1 Со. 6
/—I 38 W, 2 — 1.21 Nb, 3 — 0,51 W. 4—0,49 Nb, 5—0,17 W, б—железо
Армко, в I — 9.40 2 - 5,26. 3 - 0.65 V
JaO.lt 06 08 1.0 12 U 16 IB 2,01 a Oh 06 0.8 1,0 1.2 l.h 16 1.8 20 l.a O.h 0.6 0,8 1.0 1.2 l.h 1,6 1.8 20
Н.Э 220 282 350 h20 483 550 615 680Н.Э 220 282 350 h20 h83 550 615 680 Н,э 220 282 350 Ь20 h83 550 6>5 680
10 Бернштейн
Iff Off 06 Off Iff Iff Iff Iff Iff 2ffI,a0ff 06 Off 1.0 Iff Iff Iff 1.8 2ff Iff Off 0.6 Off 1.0 Iff Iff 1.6 Iff 2.0
Off 220 282 350 ff20 483 550 615 680Off 220 202 350 IffO 483 550 615 680 Off 220 282 350 420 483 550 015 680
Рис 96 Влияние наклепа на изменение магнитной проницаемости технически чистого железа и его сплавов с хромом, никелем, кобаль-
том, ниобием я вольфрамом.
/ — отжиг, 2 — 5; 3 — 25, 4 — 75% деформации
146
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
сталлической решетки. В соответствии с этим и отмечается
более низкое положение кривых р. (Н) для прокатанных об-
разцов на поле диаграммы, чем для волоченых.
Измерения коэрцитивной силы показали, что в прокатанных
образцах Нс заметно выше, чем в волоченых (рис. 94), что яв-
ляется еще одним доказательством справедливости тех сооб-
ражений, которые были высказаны при обсуждении кривых
Н#) U243
Исследование влияния холодной пластической деформации
на электросопротивление легированного феррита (рис. 95) пока-
зало, что только на нелегированном железе наблюдается моно-
тонный ход кривой повышения электросопротивления с уве-
личением степени наклепа. В сплаве Fe 4- 1,38% W, в котором
существенно затруднены диффузионные процессы, холодная
деформация даже со степенью обжатия до 75% практически не
изменила значения электросопротивления. Во всех остальных
сплавах отмечен немонотонный ход кривых—снижение электро-
сопротивления (по сравнению с отожженным состоянием) при
небольших степенях обжатия, а затем его возрастание при боль-
шей деформации. С увеличением содержания легирующих
элементов такой аномальный ход кривых становится более от-
четливо выраженным По-видимому, значения электросопро-
тивления в исходном состоянии до наклепа (после нагрева на
880—940° С и медленного охлаждения) являются как бы по-
вышенными В соответствии с данными других исследователей
[122] в твердых растворах на основе железа в определенном
температурном интервале происходят изменения во взаимном
расположении атомов различных элементов (изменения по типу
сегрегаций) Создание такой неоднородности твердого раствора
экспериментально обнаруживается по повышению электро-
сопротивления, характеристической температуры и твердости.
Последующая холодная деформация с умеренными обжатиями
приводит к разрушению неоднородностей и соответственно
к падению электросопротивления (рис. 95). Только после на-
клепа с большими степенями обжатия наблюдается обычное
повышение электросопротивления в связи с созданием иска-
жений кристаллического строения.
Обычное изменение магнитной проницаемости при наклепе
выражается в ее понижении с увеличением степени обжатия
Это происходит в связи с тем, что поле внутренних напряже-
ний уменьшает намагничиваемость, фиксируя форму и положе-
ние доменов Действительно, такое влияние наклепа наблю-
дается и при исследовании легированного феррита (рис. 96).
Только для сплава Fe 4 1,38% W (в соответствии с ранее ска-
занным) не отмечается четкое влияния наклепа,
НАКЛ1П ЖЕЛЕЗА И ЛЕГИРОВАННОГО ФГРРНТА
147
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
На рис. 97—100 приведены результаты испытаний механи-
ческих свойств технически чистого железа и легированного
феррита после наклепа (волочением) со степенями обжатия 5,
25 и 75%. Наиболее интенсивное упрочнение наблюдается при
сравнительно небольших степенях деформации. Это находится
в соответствии с найденными изменениями тонкой структуры
при обжатии с различными степенями (см рис 86). Таким об-
Рис 97 Влияние наклепа
на изменение механических
свойств технически чистого
железа (2, 4) и сплава Fc +
+ 0,82% Мо (/. 3) I, 2-HV.
3. 4 -6
разом подтверждается определенная связь между тонкими из-
менениями, происходящими в микро- и субмикрообластях,
и свойствами в макрообъемах.
Легирование не оказывает существенного влияния на интен-
сивность и характер упрочнения, определяемого холодной пла-
стической деформацией, некоторое исключение составляет
только сплав железа с вольфрамом Если из значений твердости
и предела прочности двойных сплавов, полученных после де-
формации со степенью обжатия 75%, вычесть эффект упроч-
нения от легирования, то получится величина, близкая к твер-
дости или пределу прочности нелегированного железа после
обжатия на 75% (табл И).
Следует отметить, что наклеп не изменил и характера влия-
ния различных элементов на упрочнение, например и после
деформации с обжатием 75% прочность сплавов с 2,04% Сг или
0,65% V осталась ниже прочности нелегированного и наклепан-
10*
Рис 98 Влияние наклепа на изменение предела прочности (а), предела текучести (б)
удлинения (а, а—нижние кривые) и твердости (в, г — верхние кривые) феррита,
легированного ванадием и хромом (%)
/ — 9 4 V, 2 — 6,46 Сг. 8 — 5,26 V, 4 — 2,04 Сг, S — 0,65 V
Рис 99 Влияние наклепа на изменение предела прочности (а), предела текучести (б),
удлинения (в. г—нижние кривые) и твердости (в, г —верхние кривые) феррита,
легированного никелем (%)
' - 7,28; 2-4,18, 3 - 1,84 и кобальтом (%) 4 — 9,65; 5 - 5,33; б — 3,10
Рис 100 Влияние наклепа на изменение предела прочности (а), предела текучести (б),
удлинения (в, г — нижние кривые) и твердости (в, г—верхние кривые) феррита,
легированного вольфрамом (%)
/ — 1,38, 2 — 0,51, 4 — 0,17, и ниобием 3 — 1,2, 5 — 0,49
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СВОЙСТВА ТИТАНА
151
ТАБЛИЦА II ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРОВАНИЯ И НАКЛЕПА
НА УПРОЧНЕНИЕ ИССЛЕДОВАННЫХ СПЛАВОВ НА ЖЕЛЕЗНОЙ
ОСНОВЕ
Сплав 1 40в
0,65% V 5,26% V 9,40% V 2,04% Сг 6,46% Сг 3,10% Со 5,33% Со 9,65% Со 1,84% Ni 4,18% Ni 7,28% Ni 0,49% Nb 1,21% Nb 0,82% Mo 0,17% W 0,51% W 1,38% W Технически чистое же лезо Примечание упрочнения феррита о прочности легироваин рованкого феррита, легирования на эффек — 19 11 57 —8,0 7 9 12 25 40 66 97 20 19 8 22 50 Здесь дНл т ле( нроваиия. ого феррита, } ГИБКОСТЬ упро’ 196 179 191 178 198 183 195 182 200 198 177 175 193 196 194 203 198 189 = — Нф’ Нл. ол — зш 7ф* °в — TBe₽J ’Г ~ ->°в “ к' тения — 1 4 3,7 15,6 —о,з 7,8 2*8 5,2 9,0 17,5 26.0 4,2 15,7 3,0 2,8 3,7 8,5 *°в=°в - °; 1чение твердост тость и прочно ритерий оцени 50,2 49,8 53,8 50,0 49,3 51,0 53,0 53,2 53,2 52,7 54 6 51,5 53,8 54.5 57,7 59,0 64,5 50,5 * — эффект и и предела сть нелегк- ий влияния
ного феррита; было найдено аналогичное изменение неоднород-
ных микроискажений.
Из приведенных данных видно, что создание субмикроско-
пической неоднородности строения в результате деформации
технически чистого железа с обжатием на 75% оказывается
значительно эффективнее для повышения прочности (твердо-
сти), чем легирование следующими элементами: 1,21% Nb;
1,38% W; 2,48% Мо или 7,28% Ni.
Характеристики пластичности уменьшаются при неболь-
ших степенях обжатия, а затем они сближаются для различных
сплавов по мере роста степени деформации.
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ
И СВОЙСТВ* ТИТАНА
МЕХАНИЗМ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ
Понимание природы деформационного упрочнения титана
и его сплавов возможно с учетом кристаллографии скольжения
в металлах с г. п. у. решеткой Наименьшим вектором Бюргерса
152
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
в таких кристаллах является вектор типа [2110] Единич-
ная дислокация с таким вектором, лежащая в плоскости базиса
(0001), может диссоциировать на две параллельные ей частич-
ные дислокации:
-|-[2110] = -у [П00] +-£-[1010].
В г. п. у. металлах единичные и растянутые дислокации лежат
в плоскости базиса, поэтому пластическое скольжение в них
обычно осуществляется именно по этим плоскостям. Дефект
упаковки представляет^собой как бык прослойки из г. ч. к.
Рис 101 Растянутая дислокация в кристаллах с г п у ре-
шеткой
решеток (рис. 101). Если до сдвига порядок чередования базис-
ных плоскостей был АВ АВ АВ. . , то после продвижения
частичной дислокации Ьр — [1100], которая смещает атомы А
в позиции типа С, возникает новая последовательность чере-
дования: А В АВ СА СА. Таким образом, в области дефекта
упаковки слои чередуются в порядке АВ С А, характерном для
г. ц к. решеток.
Деформационное упрочнение металлов с гексагональной ре-
шеткой изучено недостаточно; это, в частности, объясняется
тем, что отношение — в различных гексагональных металлах
обычно отличается от значения 1,633. Так, в магнии оно равно
1,624, в цинке 1,856, в кадмии 1,886, в титане 1,587.
Гексагональные кристаллы обычно деформируются путем
скольжения по базисной- плоскости (0001) в направлении плот-
ной упаковки типа [2110]. Когда же затруднено базисное
скольжение, то скольжение может происходить по плоскостям
призмы (ОНО) в направлении [2710], а таюке по плоскостям
пирамиды I рода (0111) в направлении [2П0] и пирамиды II
рода (2112) в направлении [2Т13]. Призматическое скольже-
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СВОЙСТВА ТИТАНА
153
ние наблюдается обычно при повышенных температурах, а пи-
рамидальное — при комнатных.
При металлографических исследованиях обнаружено, что
в цинке, кадмии, магнии скольжение идет по базисной плос-
кости в направлении плотной упаковки (0001) (1120). В магнии
критическое скалывающее напряжение в плоскости скольжения
при пирамидальном скольжении составляет 52кПмм2, а при
базисном 46 кПмм\ В работе 11251 показано, что при дефор-
мации монокристаллов магния при температурах выше 498° К
может проходить скольжение по плоскости пирамиды по си-
стеме {1011} 111201. При 630° К в условиях скольжения по
плоскости пирамиды величина т0 составляет 400 Пмм2 по
сравнению с 66 Пмм* в случае скольжения по плоскости ба-
зиса. При растяжении, параллельном направлению (10101,
скольжение по плоскости базиса подавлялось, и при 298 и 77° К
обнаружили скольжение по плоскости призмы {1010} [1120].
При 423 и 599° К происходит скольжение по плоскости призмы
{1011}. Кроме того, наблюдали скольжение по плоскостям
{1122} после сжатия монокристалла параллельно плоскости
базиса при комнатной температуре.
В цинке скалывающее напряжение в плоскости скольжения
при растяжении равно 1050—1600 Пмм2 — при пирамидальном
скольжении и 35 Пмм1 при — базисном 11261
В случае более тугоплавких гексагональных металлов дефор-
мация протекает иначе. Скольжение не по плоскостям базиса
является преобладающим, так как благодаря меньшей величине
отношения -£• вторичные плоскости являются более плотно-
упакованными. В рении и цирконии преобладает скольжение
по системе {1010} 11120]. Возможно скольжение и по другим
плоскостям. Для бериллия также наблюдается скольжение по
небазисным плоскостям [1271. При этом линии скольжения
приобретают волнистый характер. При скольжении по базис-
ным плоскостям выявляются хорошо очерченные прямолиней-
ные полосы скольжения с наличием множества признаков по-
перечного скольжения.
При комнатной температуре чистый титан с содержанием
кислорода и азота около 0,01 % деформируется путем скольже-
ния по плоскостям {1010} с заметным упрочнением В менее
чистых монокристаллах с содержанием кислорода и азота 0,1 %
пластическая деформация начинается при более высоких на-
пряжениях. Такне кристаллы упрочняются в меньшей степени.
При*нспытании монокристаллов обоих степеней чистоты при
90° К на кривых растяжения появляется зуб текучести, но мо-
154
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
нокристаллы упрочняются незначительно. В работе 11281 по-
казано, что при деформации титана чистотой 99,77% при комнат-
ной температуре т0 — 4,9 кПмм\ а коэффициент деформацион-
ного упрочнения достигает 25,9, что во много раз превышает эти
величины для цинка и кадмия.
Наряду со скольжением, в титане может происходить и двой-
никование по плоскостям (1012), (1121), (И22), (1123), (1124).
Двойникование по плоскостям (1012), (1121) наблюдается до-
вольно часто, тогда как двойники типа (1122) встречаются зна-
чительно реже. Это, вероятно, зависит от ориентировки кри-
сталла. По мере того, как плоскость базиса становится более
сильно наклоненной к оси образца, двойники типа (1121)
заменяются двойниками (1СИ2). Двойникование типа (1122)
наблюдалось только при сжатии 11291.
Анализ возможных векторов Бюргерса и экспериментальные
данные позволили сделать вывод 11301, что в гексагональных
структурах имеется следующая система векторов Бюргерса.
шесть векторов ±а, (где i = 1, 2, 3), лежащих в пло-
скости базиса,
два вектора ±с, лежащих в плоскости призмы;
двенадцать векторов ±с, ±а, лежащих в плоскостях пира-
миды II рода
Первые шесть векторов ответственны за скольжение в пло-
скости базиса (0001), за скольжение по плоскости призмы (0110),
а также по плоскостям пирамиды I рода (0111). Последние две-
надцать векторов связаны со скольжением в пирамидальных
плоскостях II рода.
При движении дислокаций с различными векторами Бюр-
герса происходит их взаимодействие. В гексагональных кри-
сталлах из 21 возможной дислокационной реакции могут быть
реализованы только следующие пять 11301:
1. -1-[2П0| + 4-П2Т0] =-1-11120).
2. ^-[2ИЗ] +-1-|Г2Г0) = -1-[1123].
3. -j- [2113] + -1- [21131 -= 4 12110).
4. -4-I21T3] + 4-U213] =4-11120].
5. 4121131 +4-11213] = ||l°0l.
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СВОЙСТВА ТИТАНА
155
В результате взаимодействия 1 в плоскости (0001) воз-
можно образование скользящей дислокации. Это взаимодей-
ствие приводит к расщеплению и образованию дислокационных
сеток в плоскости базиса Кроме того, при реализации этой
реакции возможно образование скользящих порогов
При реализации уравнения 2 происходит взаимодействие
двух дислокаций, одна из которых располагается в плоскости
пирамиды II рода (2112), а другая — либо в плоскости базиса,
либо в плоскости призмы, либо в плоскостях пирамиды I рода
(1011) и (1011) При взаимодействии дислокаций, лежащих в пло-
скости пирамиды II рода и плоскости базиса, вдоль линии пере-
сечения этих плоскостей образуется нескользящая дислокация.
При взаимодействии дислокаций, лежащих в плоскости (2112)
и плоскости призмы, а также при взаимодействии дислокаций
в плоскостях пирамиды I и II рода вдоль линии пересечения
(2751) тоже образуются сидячие дислокации.
В результате взаимодействия 3 образуется скользящая ди-
слокация, которая может диссоциировать на две, в результате
чего образуется источник Франка—Рида, способный генериро-
вать дислокации. В результате взаимодействия дислокаций по
реакциям 4 и 5 образуются сидячие дислокации.
Максимальное упрочнение за счет пересечения дислокаций
должно наблюдаться при пирамидальном скольжении II рода,
когда возможно образование сидячих дислокаций. При базисном
же скольжении упрочнение мало, так как скользящие пороги не
являются существенным препятствием для движения дислокаций.
При изучении кривых напряжение—деформация для гекса-
гональных металлов было обнаружено, что коэффициенты упроч-
нения очень малы на первой, а также на второй стадиях и не за-
висят от ориентировки, но сильно зависят от температуры
Предполагают, что главная причина упрочнения гексагональ-
ных металлов при деформации состоит в разрезании дислокаций,
движущихся по базисным плоскостям, лесом дислокаций, пере-
секающих эти плоскости. В гексагональных металлах винтовые
дислокации образуют барьеры, препятствующие движению дру-
гих винтовых дислокаций по базисным плоскостям Винтовая
дислокация становится барьером, если она приобрела доста-
точно уступов (порогов) на линии скольжения, чтобы дальней-
шее ее движение приостановилось ИЗО] Вероятно, в гек-
сагональных металлах существует большая концентрация
неподвижных дислокаций, параллельных гексагональной оси
Упрочнение можно объяснить увеличением плотности сколь-
зящих дислокаций и последующим увеличением числа груп-
пировок нагроможденных винтовых дислокаций
156
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
Большие коэффициенты упрочнения были найдены у кри-
сталлов, ориентированных так, что базисное скольжение у них
может происходить в двух направлениях [1311. Однако нельзя
ожидать, чтобы действие двух направлений определяло большую
устойчивость барьеров. Высокие коэффициенты упрочнения,
по-видимому, следует приписывать взаимодействию между
дислокациями или группами дислокаций. Когда гексагональ-
ные кристаллы деформируются простым сдвигом по одной си-
стеме скольжения, то перемена знака напряжения вызывает
деформацию в обратном направлении при несколько меньшем
напряжении. Это указывает на то, что вероятно, существуют
нагромождения у барьеров, которые существенно влияют на
упрочнение и активизируют соседние вторичные источники [24 ].
В гексагональных металлах коэффициент упрочнения не
зависит от температуры и скорости деформации, пока вызы-
ваемые деформацией изменения в расположении дислокаций и
их плотности остаются независящими от температуры или ско-
рости деформации Этот вывод вполне согласуется с экспери-
ментальными данными; величина напряжения течения для
монокристаллов чистого магния при температурах ниже 300° К
изменяется в 1,5—3 раза, а при более высоких температурах не
изменяется (см. рис. 31). Упрочнение монокристаллов титана
[35] заметно изменяется в интервале 100—500° К. Величина
упрочнения зависит в значительной степени от содержания кис-
лорода и азота. В области температур, при которых происходит
отдых, плотность дислокаций понижается, и поэтому при этих
температурах конкурируют процессы отдыха и упрочнения.
При более высоких температурах отдых преобладает, коэффи-
циент упрочнения мал и не зависит уже от температуры и ско-
рости деформации М. А. Штремелем и Г. С. Книжником был про-
веден анализ геометрии пластической деформации технически
чистого титана (ВТ-1) и двухфазного (а |- 0) сплава ОТ-4.
После стабилизирующего отжига (в вакууме) при 700° об-
разцы подвергали деформации с различной скоростью (табл. 12).
Деформация сплава ВТ-1 протекала в основном за счет двой-
никования. Возможно, что скольжение в технически чистом
титане просто не выявляется из-за грубой двойниковой струк-
туры, видимой после деформации
В сплаве ОТ-4 пластическая деформация начинается с обра-
зования мелких двойников в a-фазе в промежутке между пла-
стинами 0-фазы Эти двойники растут от фазовой границы,
образуя на 0-пластинах нечто вроде бахромы (рис. 102), которая
при увеличении степени деформации исчезает и вместо нее
появляется небольшое количество более крупных двойников
упирающихся концами в соседние 0-пластины (рис. 103),
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СВОЙСТВА ТИТАНА
157
ТАБЛИЦА 12. РЕЖИМЫ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ
ИССЛЕДОВАННЫХ СПЛАВОВ ВТ I И ОТ 4
Сплав Скорость деформа цнн м/сек К. % Метод деформации Сплав Скор >сть деформа- ции м/сек X. % Метод деформации
ОТ 4 0,000167 1 6 22 30 Осачка под прессом ОТ-4 412 50 Удар (из пушки) ста чьным цилиндром
ВТ-1 412 4
0,00167 1 7
ОТ 4 6000 - Деформация взрывом
ВТ-1 0,000167 0,00167 6 8 ВТ-1 6000 -
Так как пластины 0-фазы являются препятствием для
процесса деформации, то с ростом внешнего напряжения плот-
ность дислокаций между пластинами увеличивается, пока от-
дельные пачки скольжения не начинают прорываться через
Рис 102 Двойникование в титановом сплаве ОТ-4. Начальная стадия бах-
рома вдоль 5-пластин Скорость деформации 0,000167 м/сек
а — X 400, б — Х2500
0-пластины (рис 104) Из-за того, что остальные дислокации
остаются по-прежнему «запертыми» пластинами 0-фазы, в про-
рвавшихся пачках скольжения сосредоточивается большая
часть всей деформации, а затем развивается трещина.
Увеличение скорости деформации увеличивает долю двойни-
кования для тех же степеней деформации и определяет некото-
рое увеличение степени деформации при разрушении. Так, при
осадке со скоростью 0,000167 м!сек образец разрушился при де-
Рис. 104 Прорыв пачки скольже-
нии через 0-пластины при дальней-
шем (по сравиенню с рис. 102 н 103)
увеличении степени деформации
сплава ОТ-4 Х2500
Рис. 105 Движение дислокации и плас-
тины 0-фазы в титановом сплаве ОТ-4
после его деформации взрывом. X 12 000
Рис. ЮЗ Двойникование в тнтано
вом сплаве ОТ-4, дислокации, ско-
пившнеси у пластин 0-фазы (степень
деформации больше, чем в случае
рис 102) X 12 000
ВЛИЯНИ1 ДЕФОРМАЦИИ НА СВОЙСТВА ТИТАНА
15»
формации 30%, а при осадке ударом со скоростью 412 м!сек он
разрушился при деформации 50%. Объясняется это тем, что
при ударе осуществляется одновременный прорыв через p-пла-
стины большего числа пачек скольжения, чем при статической
деформации, т. е. наклеп распределяется по объему более рав-
номерно. Деформация материала с практически звуковой ско-
ростью (—6000 м!сек) приводит к образованию равномерно на-
клепанной структуры Незаметно, чтобы пластины 0-фазы пре-
терпевали какое-либо искажение, не говоря уже о их разруше-
нии (рис. 105). Возможно, это объясняется тем, что ударная
взрывная волна движется со скоростью, соизмеримой со ско-
ростью движущихся дислокаций Когда дислокации останавли-
ваются у препятствий, фронт волны в это время продолжает
распространяться и приводит в движение новые источники гене-
рации дислокаций
Данные о влиянии скорости и величины деформации на
степень участия различных систем кристаллографических пло-
скостей в двойниковании представлены в табл. 13 Увеличение
степени деформации приводит к увеличению количества кристал-
лографических систем, участвующих в двойниковании Увели-
чение скорости деформации, наоборот, — к уменьшению числа
систем. Однако при практически звуковой скорости деформации
количество систем вновь возрастает Возможно, в условиях
весьма мощного и динамического наклепа в процессе деформа-
ции начинают участвовать все возможные (а не только наиболее
выгодные) плоскости двойникования.
160
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
Характер движения дислокаций в титане сходен с характе-
ром движения дислокаций в о. ц к. металлах: а) направление
вектора Бюргерса дислокаций во всех системах скольжения
11120], б) при скольжении дислокации легко переходят из пло-
скости в плоскость, при этом плоскостями скольжения являются
плоскости, принадлежащие к зоне, осью которой служит на-
правление, параллельное направлению вектора Бюргерса I пло-
скости (0001), (ЮТО) и (lOll) J.
Отмечается более сильное деформационное упрочнение ти-
тана по сравнению с такими гексагональными металлами, как
цинк и кадмий По-видимому, растянутые дислокации, лежащие
в плоскостях базиса, взаимодействуют с дислокациями пирами-
дальной и призматических систем и образуют при этом сплете-
ния, сильно затрудняющие движение дислокаций Тот факт,
что механическое двойникование титана протекает не по базис-
ным плоскостям, является косвенным указанием на возможность
расщепления дислокаций в титане и не в базисных плоскостях
ИЗМЕНЕНИЕ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ ВРИ НАКЛЕПЕ
Изучение влияния холодной деформации на механические
свойства технически чистого титана ВТ-1 в первой серии опытов
проводили в условиях волочения и прокатки в гладких валках,
что обеспечивало получение различного напряженного состоя-
ния при деформации и соответственно различных текстур До
наклепа заготовки подвергали обычной термической обработке:
нагрев 650° С, выдержка в течение 2 ч, охлаждение на воздухе
Холодная деформация титана сопряжена со значительными
трудностями, вызванными резкой потерей пластичности в про-
цессе наклепа Неоднородность деформации, приводящая,
в частности, к расслоению, ограничивала толщину заготовок,
которые для волочения имели диаметр 5,8 мм, а для прокатки
толщину 7 мм.
В объеме материала, претерпевшего упрочнение в процессе
холодной пластической деформации, можно наметить поверх-
ности (ограничивающие определенные объемы), по которым
упрочнение достигло наибольшей величины Эти поверхности
совпадают с поверхностями максимальных касательных напря-
жений. Тогда при ориентированном наклепе в текстурованном
материале наибольшее повышение прочности будет наблюдаться
в том случае, если поверхности максимальных касательных на-
пряжений в данном («рабочем») напряженном состоянии совпа-
дают с поверхностями максимальных касательных напряжений
при предшествующей холодной деформации, создавшей данную
текстуру.
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СВОЙСТВА ТИТАНА
161
При таком совмещении «рабочих» плоскостей максимальных
касательных напряжений с плоскостями и направлениями лег-
чайшего сдвига, по которым уже протекало скольжение при
предшествующей пластической деформации и которые уже пол-
ностью упрочнены, должно повышаться сопротивление пласти-
ческой деформации. В этом случае последующие сдвиги проте-
кают по другим плоскостям легчайшего сдвига, но более уда-
ленным от поверхности максимальных касательных напряжений
или по плоскостям, хотя и близко расположенным к поверхности
максимальных касательных напряжений, но не являющимся
плоскостями легчайшего сдвига В обоих случаях будет отме-
чено дополнительное упрочнение материала.
Можно повысить прочность, учитывая определенную ориен-
тировку. Так, при заданном виде напряженного состояния
можно изменить положение текстурованного металла таким
образом, чтобы плоскости и направления легчайшего сдвига
были наиболее удалены от поверхности максимальных касатель-
ных напряжений. Если задано определенное положение плоско-
стей и направлений легчайшего сдвига, то следует изменить
схему напряженного состояния, т. е. изменить положение и
форму поверхности максимальных касательных напряжений.
Когда известны условия работы детали и, следовательно,
форма и расположение поверхности максимальных касательных
напряжений, то можно заранее сказать или опытным путем
определить, какого рода ориентировка кристаллов в детали,
изготовленной из текстурованного металла, обеспечивает ее
наибольшую прочность и долговечность.
Выбор текстуры с оптимальной ориентировкой можно про-
извести, применяя различные виды холодной пластической де-
формации, применяя материалы, образующие различную тек-
стуру, используя при изготовлении детали различные направле-
ния в текстурованном материале.
Следует отметить, что влияние ориентировок на механиче-
ские свойства металлов будут тем значительнее, чем ниже сим-
метрия кристаллической решетки, т. е. чем меньше число воз-
можных систем скольжения.
Из рис. 106 следует, что при испытаниях на растяжение
прочность прокатанного титана выше прочности волоченого, при
испытании на кручение установлена обратная зависимость
Для титана взаимное расположение эпюр тмакс и полюсных
фигур показано на рис 107 При прокатке плоскость наилегчай-
шего сдвига (1010) устанавливается частично параллельно на-
правлению прокатки и частично под углом 45° к нему. При воло-
чении плоскости призмы располагаются перпендикулярно к оси
проволоки Из сопоставления полюсных фигур и положения
11 Бернштейн
162
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
поверхностей тмакс видно, что прокатанный материал должен
лучше работать на растяжение, а волоченый — на кручение.
Это и подтверждается полученными результатами (см. рис. 106).
Рис 106 Влияние схемы напряженного
состояния при испытании на проч-
ность технически чистого титана после
прокатки (/) и волочения (2)
Рис 107 Сопоставление полюсных фигур
и эпюр максимальных касательных напря*
жений для технически чистого титана
после прокатки (Пр) и волочения (В)
Сравнительно небольшая разница в значениях свойств объяс-
няется недостаточной степенью текстурованности титана, достиг-
нутой в данных условиях опыта.
wo г Полученные на титане ре-
0 Ю0 200 300 400 3G0 wore
Рис 108 Сравнение пределов текуче-
сти при растяжении образцов железа
Армко после прокатки (/) и волоче-
ния (2)
зультаты представляли опреде-
ленный интерес и послужили
основанием для продолжения
этих исследований на других
металлах. Так, оказалось, что
характер текстуры влияет на
прочность железа при различ-
ных видах нагружения следу-
ющим образом (рис. 108—111):
1) пределы текучести волоче-
ных и катаных образцов техни-
чески чистого желаза при испы-
тании на растяжение выше, чем
пределы текучести при испытании на кручение;
2) пределы текучести при растяжении и кручении образцов
из катаного технически чистого железа выше соответствующих
пределов текучести образцов волоченого материала при оди-
наковой степени пластической деформации.
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СВОЙСТВА ТИТАНА
163
Рассмотрение текстуры катаного и волоченого железа пока-
зывает, что под углом 45° к направлению вытяжки (т. е. в зоне
действия наибольших касательных напряжений) располагается
плоскость (100). По этой плоскости происходит интенсивное
0 100 200 300 600 500 000 t'C Рис 110 Сравнение пределов текучести
при растяжении (/) и кручении (2) об
Рис 109 Сравнение пределов текучести разцов железа Армко после волочения
при кручении образцов железа Армкс а — текстурованныс, б — отожженные
после прокатки (/) и волочения (2) иедеформированные образцы
упрочнение в процессе создания текстуры и, оказавшись вновь
на поверхности максимальных касательных напряжений при
растяжении, она определяет значительное сопротивление пла-
стической деформации. При
кручении поверхность макси-
мальных касательных напря-
жений не совпадает с поверх-
ностью максимальных каса-
тельных напряжений при
обработке давлением, и по-
этому в плоскости (ПО) со-
противление пластической
деформации меньше, чем при
растяжении.
Обычно при испытании не-
деформированных (отожжен-
ных) образцов предел теку че-
рне 111 Сравнение пределов текучести
при растяжении (/) и кручении (2) образ-
цов железа Армко после прокатки
сти при испытании на круче-
ние также оказывается ниже, чем при растяжении (рис. 110).
Однако в данном случае оказалось возможным проверить влия-
ние текстуры, если сравнить при комнатной температуре степень
повышения предела текучести (%) прокатанных и волоченых
образцов, испытанных на растяжение и кручение Так, при ис-
пытании на растяжение предел текучести прокатанных образцов
повысился с 27 до 91 кПмм2, или на ~340%, а волоченых — до
73 кПмм\ или на 270%. При испытании на кручение предел
11*
164
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
текучести (в отожженном состоянии 14 кПмм*) повысился для
прокатанных образцов до 42 кПмм\ или на 300% (при рас-
тяжении 340%), и для волоченых образцов до 31 кГ!мм\ или
на 200% (при растяжении 270%). Таким образом, при испытании
текстурованных образцов выявляется влияние способа нагру-
жения для данного типа текстуры.
Текстуры железа после волочения и прокатки очень похожи:
в обоих случаях вдоль направления вытяжки устанавливается
направление [ПО] или [ОН ], но текстура после прокатки огра-
ничена тем, что параллельно плоскости прокатки устанавли-
вается плоскость (100) или (112) и редко (111).
Таким образом, в прокатанных образцах технически чистого
железа на поверхности максимальных касательных напряжений
окажется меньшее количество активных плоскостей скольжения,
чем у волоченого образца (особенно, если учесть сложность
текстуры прокатанного железа). Это, по-видимому, и определяет
увеличение сопротивления начальной пластической деформации
в прокатанных образцах по сравнению с волочеными.
Полюсные фигуры волочения и прокатки нихромового сплава
ХН60 были построены после деформации закаленных (с 1080° С)
прутков со степенью обжатия 50%. Затем образцы после старе-
ния (ниже температуры рекристаллизации) и без старения
подвергали испытаниям на растяжение (табл. 14), кручение
(табл. 15) и изгиб (табл. 16)
ТАБЛИЦА 14 РЕЗУЛЬТАТЫ ИСПЫТАНИЙ НА РАСТЯЖЕНИЕ
РАЗЛИЧНО ОБРАБОТАННЫХ ОБРАЗЦОВ СПЛАВА ХН60
Темпера тура Закалки °C Вид холодной деформа- ции Температура старения. °C °в кГ/мм* °т кГ/мм* б % Ф %
П Беа старения 120,5 104,0 7,6 48,4
500 126,5 116,6 8,9 46,6
600 111,4 105,0 9.8 41,2
В Без старения 113,6 108,2 6.9 24,4
1050 500 124,2 120.0 8,7 48,5
600 123,3 112,2 10,8 38,6
Н Без старения 69,1 32,5 35,8 67,0
500 69,3 33,8 35,1 66,0
600 68,1 33,4 39,2 65,5
П Без старения 116,7 104,0 7,6 47,8
500 125,1 120,0 11,9 47,2
600 118,8 112,0 8,6 37,2
В Без старения 113,5 107.0 7,5 47,1
1200 500 124,7 122,0 8,0 47 7
600 124,4 119,0 8,9 38*4
н Без старения 60,0 30,1 45,1 56,7
500 68,3 30,2 47,2 62,0
600 66,2 32,0 44,0 64,6
Прим е ч а и и е П — прокатка; В — волочение; Н — без li |аклепа
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СВОЙСТВА ТИТАНА
165
ТАБЛИЦА 15. РЕЗУЛЬТАТЫ ИСПЫТАНИЯ НА КРУЧЕНИЕ
РАЗЛИЧНО ОБРАБОТАННЫХ ОБРАЗЦОВ СПЛАВА ХН60
Темпера- тура за- калки. °C Вид хо- лодной деформа- ции Без старения Старение 500° С Старение 600° С
кГ/мм* Ч •ч л V Ч кГ/мм* V Ч кГ/мм* V
П 55,5 51,9 3,4 62,1 55,0 3,5 59,1 47,7 5,2
1050 В 51,7 46,7 13,0 56,0 49,4 5,3 57,1 46,7 5 4
н 46,4 14,5 28,7 47,7 15,7 29,6 46,7 14,3 27*6
П 59,0 52,4 8,3 65,4 53,8 6,1 65,1 51,1 5,8
1200 в 56,6 50,0 15,4 63,4 50,5 9,2 63,1 44,8 7,0
П р н и м е ч 1 46,0 1 н и е 12,8 Обозна 31,2 чения т 44,8 е же, ч 13 4 ТО И В ' 27,4 габл 14 43,0 11,9 23,6
ТАБЛИЦА 16 РЕЗУЛЬТАТЫ ИСПЫТАНИЙ НА ИЗГИБ
РАЗЛИЧНО ОБРАБОТАННЫХ ОБРАЗЦОВ СПЛАВА ХН60
Темпера- тура за- калки. °C Вид хо- лодной деформа- ции Без старения Старение 500° С Старение 600° С
кГ/лм* ат кГ/мм* кГ/мм* Or кГ/мм* ств кГ/мм* ат кГ/мм*
1050 П В Н 224/215 232 146 204/200 212 73 156/246 271 166 228/225 232 ‘2 241/199 251 162 204/187 214 89
1200 П р мена трал прок П В Н н м е ч а । теле — з» ьиая ось, :атки) 245/241 254 120 и и я* 1 О 1ачения, пс изогнувш! 197/188 218 60 бозначения щученные нсь, остаеп 266/258 268 149 те же, что при изгибе :я в плоск< 246/234 250 7J и в табл 1 в плоское хтн, парал 258/246 260 146 4 2 Цифр) :ти прокат» лельной ш 234/228 240 75 м в зна- си (ней- IOCKOCTH
Предел текучести прокатанного нихрома при растяжении
оказывается ниже, чем волоченого. Эта закономерность сохра-
няется и для предела прочности образцов, подвергнутых после
наклепа старению при 600° С, но не сохраняется для образцов,
подвергнутых после наклепа старению на 500° С или вовсе не
прошедших старения. Объяснение этому следует искать в боль-
шей стабильности структуры после старения на 600° С, так как
у несостаренного (или состаренного при 500° С) нихрома наблю-
дается склонность к интенсивному упрочнению в самом процессе
растяжения после достижения предела текучести. Чем ниже
предел текучести, тем раньше начинается скольжение и тем
интенсивнее упрочняется материал при подходе к пределу
прочности.
166
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
finl (Ш/
Угол закручивания до разрушения у прокатанного мате-
риала оказался меньшим, чем у волоченого Эта закономерность
сохраняется для всех режимов закалки и старения. Во всех слу-
чаях, когда наблюдалась ббльшая пластичность, отмечалось
падение прочности. Заслуживает внимания меньшая, в сравне-
нии с результатами испытаний на растяжение, разница в пре-
деле прочности до и после наклепа при испытаниях на кручение,
но большая разница пре-
делов текучести для этих
же условий испытаний
Это объясняется тем, что
плоскости, подверженные
при кручении сдвигу, до
самого разрушения оста-
ются в зоне максимальных
касательных напряжений,
благодаря чему упрочне-
ние в ходе самого процесса
испытания на кручение
достигает больших разме-
ров, чем при растяжении.
Кручение оказывается бо-
лее чувствительным видом
испытаний к способу тек-
стурования, чем растяже-
ние. На характеристики
прочности вид текстурова-
ния оказывает при кру-
чении противоположное
влияние, чем при растя-
жении.
Для сплава ХН60 пределы прочности и текучести при изгибе
в плоскости проката оказываются ниже, чем пределы прочности
и текучести для изгиба в перпендикулярной плоскости Это
объясняется различием в текстуре крайних волокон, а также
неоднородностью структуры по сечению прокатанной заготовки.
Влияние вида текстурования аналогично отмеченному для испы-
тания на растяжение.
Для объяснения влияние схемы холодной пластической де-
формации на механические свойства в условиях различного
напряженного состояния необходимо сравнить построенные
полюсные фигуры прокатки и волочения с эпюрами, описываю-
щими направление наибольших касательных напряжений в ис-
пытуемом образце (рис. 112).
а
Рис 112 Сопоставление полюсных фигур i
эпюр максимальных напряжений для ни
хрома XH60.
в —растяжение и изгиб, б —кручение, / — про
катка, // — волочение
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СВОЙСТВА ТИТАНА
167
ДЕФОРМАЦИЯ ПРИ ПОВЫШЕННЫХ
ТЕМПЕРАТУРАХ
В последующих экспериментах, проведенных совместно
с Л. П Фаткуллиной, образцы из сплава ВТ1-1 деформировали
осадкой под молотом при комнатной температуре, а также при
600, 800, 920° С, в последнем случае проводили деформацию
р-фазы.
Холодная деформация была проведена также прокаткой и
волочением; было установлено возрастание пределов прочности
и текучести с увеличением степени деформации (рис. 113).
Рис 113 Влияние степени обжатия при прокатке (а) и волочении (б) на пределы проч*
иости и текучести тнтана при различных температурах (плавка Б).
2_ат
Примерно такое же изменение свойств наблюдается и в слу-
чае деформации при 600° С; большее относительное упрочнение
наблюдается после закалки с температуры осадки, чем при ох-
лаждении на воздухе. Так, в первом случае возрастание проч-
ности наблюдается уже при степени деформации 20%, тогда как
при охлаждении на воздухе с температуры деформации упроч-
нение наблюдается при обжатии более 45—50% (рис. 114)
С увеличением степени деформации значения относительного
удлинения и поперечного сужения повышаются незначительно.
После деформации при 800° С в случае охлаждения на воз-
духе, а также после закалки практически не было обнаружено
упрочнения (рис. 115). Относительное удлинение закаленных
образцов с повышением степени осадки изменяется мало, а по-
перечное сужение растет. При охлаждении на воздухе относи-
тельное удлинение сначала (до степени обжатия 15%) повы-
шается, а далее, с увеличением степени деформации, вновь сни-
жается.
Рис 114 Влияние степени деформации
при 600° С иа свойства сплава BTI-1
(плавка Л)
I — <тв. 2—ат. 3 — охлаждение в воде,
4 — охлаждение на воздухе
Рис. 115. Влияние степени деформации
при 800" С иа свойства сплава BTI-1
(плавка Л) Обозначения см на рис 114
6в,пГ/ммг
Температура деформации *С
Рис. 117 Зависимость свойств сплава
ВТ1-1 от температуры деформации при
ТМО (плавка Л)
/ — X = 0%. 2 - 20%, 3 - 40%
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СВОЙСТВА ТИТАНА
169
Деформация в ^-области (рис 116) при 900° С (незначительно
превышающей температуру фазового превращения) определяет
экстремальный характер изменения прочности со степенью
обжатия. При оптимальной степени обжатия наблюдается сбли-
жение свойств прочности образцов закаленных, а также охлаж-
денных на воздухе с температуры деформации. Весьма суще-
ственным является резкое повышение пластичности при значи-
тельной деформации (—55%), обнаруженное на закаленных
в воде и охлажденных на воздухе образцах Относительное удли-
нение увеличивается на 10%, поперечное сужение на 27%.
Анализ хода кривых на рис. 117, где представлена зависи-
мость механических свойств сплава BT1-I от температуры дефор-
мации, позволяет сделать заключение, что значительного упроч-
нения технически чистого титана можно достичь только в резуль-
тате холодного наклепа, но при этом получают пониженные зна-
чения характеристик пластичности. Деформация при 600° С
с последующей закалкой обеспечивает значительно более высо-
кую пластичность при прочности 60—65 кПмм*. Таким образом,
варьируя температуру деформации, можно получить различные
сочетания свойств сплава ВТ 1-1, выбор которых определяется
условиями службы изделий.
Изучение структуры показывает, что при холодной деформа-
ции происходит измельчение зерен и увеличивается текстуро-
ванность.
Аналогично деформация при 600° С приводит к измельчению
исходной структуры, однако наблюдается уже протекание на-
чальных стадий рекристаллизации. Повышение степени дефор-
мации незначительно влияет на величину зерна, но способствует
увеличению степени рекристаллизации. Закалка в воде не по-
давляет полностью рекристаллизацию, но заметно снижает ее
интенсивность по сравнению с охлаждением на воздухе.
Деформация при 800° С также сопровождается измельчением
зерна с повышением степени обжатия, но в этом случае процесс
рекристаллизации протекает полнее, чем при 600° С.
При охлаждении после деформации в р-области (920° С) про-
текает собирательная рекристаллизация и при 60% наблюдается
грубозернистая структура превращенной р-фазы.
Таким образом, данные по изучению влияния наклепа при
различных температурах на структуру и свойства технически
чистого титана показывают, что:
1) только холодная деформация значительно повышает проч-
ность (с 49 до 78 к.Пмм*), значения пластичности при этом пони-
жаются;
2) деформация при 600° С повышает и прочность (с 50 до
65 кПмм*) и пластичность (поперечное сужение с 50 до 62%)
170 ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ
при комнатной температуре. Повышение уровня механических
свойств в сочетании с данными по изучению структуры указы-
вает на то, что создаваемые полугорячим наклепом несовершен-
ства устойчиво сохраняются, а начинающаяся рекристалли-
зация проходит лишь в самой начальной стадии и, по-видимому,
способствует равномерному распределению несовершенств
в объеме металла, что определяет повышение пластичности,
3) при повышении температуры деформации до 800° С ре-
кристаллизация в процессе осадки протекает уже в большей сте-
пени, однако она еще не переходит в стадию собирательной;
зерно сохраняется довольно мелким, направленным в соответ-
ствии с течением металла Охлаждение в воде способствует сохра-
нению созданных при деформации несовершенств, а начальные
этаны рекристаллизации — более равномерному их распреде-
лению. 11оэтому и после деформации с 800° С наблюдается рост
пластичности, хотя прочность существенно не изменяется. При
охлаждении на воздухе несовершенства в большей степени исче-
зают в процессе охлаждения, что и сказывается на свойствах;
4) при температуре деформации 920° С протекает собиратель-
ная рекристаллизация, причем повышение степени обжатия уси-
ливает интенсивность рекристаллизационных процессов; в ре-
зультате происходит понижение механических свойств.
ЛИТЕРАТУРА
171
ЛИТЕРАТУРА
2
3
4
5
6
7
8
9
10
12
13
14
15
16
17
18
19
20
21
22
23
24
25
26
27
28
29
30
31
32
33
34
35
36
37
38
39
40
41
42
43
44
45
46
47
48
49
50
51
52
Taylor G 1, Quinney Н. Proc Roy Soc , 1934, v 43, p 307
Хоткеиич В. И и др, ФММ, 1955, т. 1, вып 2, с 206
II а в л о в В А Физические основы пластической деформации металлов Изд-во
АН СССР, 1962
Корифея ьд М. А Веб <Реитгенография в применении к исследованию
металлов» М Л 1936, с. 341
St a ub wasser N. Acta metallurgica, 1959. v. 7. p 43
Dehlinger V, Kochendorfer A, Z Metallkunde, 1939. В 31, S. 217.
Лысак Л И Веб «Вопросы физики металлов и металловедения» Изд-во
АН УССР. 1952, с. 28.
Ровииский Б М, Рыбакова Л. М Изв АН СССР, ОТН, 1952,
№ 10. с. 1483
Голубков В М . Ильина В А. и др Веб «Проблемы металловедения
и физики металлов» ’Металл ургиздат, 1958, вып 5, с 433.
Кордоиский В М. Курдюмов Г В и др Веб. «Проблемы металло-
ведения и физики металлов» Металлургнэдат. 1962, вып 7, с 7
Мороз Л. С Тонкая структура и прочность стали Металлургиздат, 1957
Gay Р . Kelly А , Acta Grystallographica. 1953. v 6. № 2. р ИЗ.
wood w А . Rachinger W A J. Inst Metals. 1949, v 7o, p 571
Garrod R I, Auld I M Acta Metallurgica, 1955, v. 3. p 2
Williamson G К . Small man R Phil Mag . 1956, v I, p 34
Hirsh P В Progr in Met Phys , 1956, v 6, p 12.
Кордоиский В M. Перкас М Д ФММ, 1960,
................. „ .................. „ .......... . 19, вып 1. с. 112
Жданов Г. С. Уманский Я С Рентгенография металлов, ч II, Метал-
лу ргнздат, 1938
М н р кин Л. И. Уманский Я С Научные доклады высшей школы
Металлургия, 1959, № 1, с 178
Алешина Л А. Кулманеи Э В, Шиврин О Н, ФММ, 1964,
т 18. вып 6. с 840
Смирнов Б И. ЖТФ. 1958, т XXVIII. вып 12. с 2693
Орлов Л Г, Усиков М. 11. Утевский Л М Успехи физических
наук. 1962, т 76, вып 1. с 109
Bergh
Сб «Не-
лургия».
ter J. W Proc. Roy Soc, 1956, v. A236. p 119
n a n J J Metals, 1956, № 8, p 998.
rhezan A. Fourdeux A J Appl Phys , 1956. v 30, p 12.
1епосредственное наблюдение несовершенств в кристаллах» Изд-во «Метал-
я». 1965
• • - ' " • - - — •• — 1959. у 4. № 44. р 912
Partridge Р G Philos Mag .
, Hirsch Р В. Phil Mag . 1960. . _. ... ...
W । е d е г s 1 с h H. J. Metals. 1964. v 16. № 5. p 488.
Whelan M J Proc Roy Soc, 1958, v 249, p 114
Thomson w Proc Roy Soc, 1953, v 70. p 533
Hirsch P. B. Partridge P, Tomlinson H M. IV Intern Kon-
gress fur Elektronenmikrosk Berlin, 1958, Springer, 1960. S 536
''-----------> v Дислокации и пластическое течение в кристаллах Метал-
е Н Zs Metallkunde, 1952. В 43, S 55
.. „...... _ Влияние температуры и легирующих элементов на дефор-
мацию монокристаллов Изд-во «Металлургия», 1964
Сб «Дислокации н механические свойства кристаллов» ИЛ, 1960
Seeger А в о Phil Mag., 1957. v. 2. р 323
Swann Р, Nutting J J Inst Metals. 1959-1960, v 88. p 475
Bakish R, Robertson w. D Acta metallurgica, 1955, v 3, p 513
Mott N. F Trans Met Soc AIME, I960, v 218, p 962.
Cottrell A H. Stokes R 1. Proc Roy Soc, 1955, v A233. № 1192.
Сб «Механизмы упрочнения твердых тел» Изд-во «Металлургия», 1965.
” - - --------- Дефекты в кристаллах. ИЛ. 1963
и др ФММ. 1964, т 17, вып 5. с 789
de Е N, Henderson С Phil Trans, 1951-1952, v А244.
В L .
лургиэдат. 1958
Йе н
. Ф
Middin R, Chen N К Trans AIME. 1950, v 200, p 288
Л о у Дж P В сб «Структура металлов и свойства» Металлургиздат. 1957.
Р f е I I L В Carnegie Memoirs. Iron and Steel Institute. 1926, v. 15, p. 319—380.
Pell-Walpole w. T J Inst Metals. 1943, v. 69, p 131 — 146
Уманский Я С, Златоустовский Д М Металловедение и терми-
ческая обработка металлов, 1958, № 3, с. 11.
Z а у Jeffries Trans American Institute of Mining and Metallurgical Engi-
neers. 1919, v. 60, p 474-576
Yamaguchi К Tokyo Inst of Phys and Chemie. Research Scientific Papers.
1925, № 6, p 271-278
172
ЛИТЕРАТУРА
53 . Chalmers В Proc Roy Soc . 1937, v A162. p 120.
54 Me Lean D J J Inst Metals, 1952—1953, v 81, p 293
55 Edwards C A, Pfei) LB J Iron and Steel Inst . 1925, v 112, p 79-110
56 Яковлева Э С , Сюткина В. И ФММ. 1957, т 5, вып 3. с. 501
57 Chang Н С. Grant N Y. J. Metals. 1952, № 6. р. 619-625.
58 G 1 f k 1 n s R C Nature. 1952, v 169, p. 238-239, Cottrell A H. A у t e -
k I n V J Inst Metals. 1950, v. 77. p 389-422
59 Schell E Z. Melallkunde. 1935, В 27, S 199—208
60 Коттрелл A X Веб «Структура металлов и свойства». Металл ургиздат.
1957, с. 134
61 Von G 611 er G Z. Sachs G. Z Physik, 1929, B. 55. S 581.
62 Sachs G , weerts J Z. Physik, 1930, B. 62. S. 473.
63 Suzuku H. Ikeda S. Takeuchi S. Dislokations and mecanical
properties of crystals. John Wiley. 1957, p 384
64 Levin E D . Sheely w F . Hash R R Trans A1ME, 1959. v 215,
p 521.
65 L 1 n d e J. O.. Edwardson. Ark. Fys , 1954, v. 8(51), p 511.
66 Cottrell A. H. Meeh Engrs, 1957. Nov., p 448.
67 . Tiller W A. J Appl Phys 1958, v. 29, p 611
68 Dorn J E.. Pietrokovsky P. Tietz T. E. Trans AIME, 1950,
v 188, p 933.
69 Allen N P.. Schofield T H. Tate A E. L Nature. 1951, v. 168.
p. 378
70 Cottrell A. H. Hunter S C.. Nabarro F. R N Phlllos Mag ,
1953, Nt 44. p 1064.
71 S u z u k i H Science Reports Research Institute. Tohoku University. 1952. v A4.
p. 455.
72 . A a r t s w. H . Jarvis R K- Acta metallurgies. 1954. v 2. p 87
73 Fischer J. C. Physical Review. 1953, v. 91. p. 232
74 Ardley G. Cottrell A H Proceedings Royal Society. 1953, v A2I9,
p. 328
75 . О г о w a n E. Symposium on Internal Stresses In Metals and Alloys. The Insti-
tute of Metals, London, 1948, p. 451
76 Mott N F, NabarroF R N Report of a Conference on Strength of Solids
The Physical Society. 1948. p I.
77 Johnston W G.. Gilman J. J J Appl Phys , 1959, v 30, p 129
78 Колесников Г H. и др. ЖТФ, 1949, т 19, вып I, с 62.
79 Haase п Р Phil Mag. 1958, v 3. р 384
80 Seeger А, Вег пег a A, wolf Н Z. Phys . 1959. В. 155, S. 247
81 Dorn J Е., Goldberg М, Tietz Т Е Trans А1М(М)Е. 1950, V 188.
р 205
82 О г о w а п Е J W Scot Iron St. Inst., 1947. v. 54. p 45
83 Paterson H Acta metallurgica. 1954, v 2, p. 823.
84 В a s i n s k i Z. S Phil Mag . 1959. v. 4, p. 393.
85 Conrad H. Robertson w. D. Trans AIM(M)E. 1957, v 209, p 503
86 Brown A F., Honeycombs R w. К Phil Mag . 1957. v 42. p 1146
87 Koehler I. S Acta metallurgica. 1953, v 1. p 508.
88 Kuh 1 m a n - Wi Isdorf D Phil Mag.. 1958. v 3. p. 125
89 Dew-Hughes D Acta metallurgica. i960, v. 8, p. 816
90 Venables J. A Phil Mag . 1962, v. 7. № 73. p 35.
91 Lagneborg R Acta metallurgica, 1964. v 12, № 7, p 823.
92 Рахштадт А Г. Пружинные сплавы Иэд-во «Металлургия». 1965
93 Smallman R Е, Westacoft Н Н. Phil. Mag. 1957, v. 2. p 669
94 Broom T Proc Phys. Soc. B. 1952. v 65, p. 851
95 Suzuki H J Phys Soc Japan, 1962, v 17. № 2. p 322.
96 Масленков С. Б, Скаков Ю А. Уманский Я С ФММ, 1959,
т. 7, вып I, стр. 137
97 Бочвар А А, Свидерская 3 А Изв АН СССР. ОТН. 1945, № 5.
с. 821.
98 Коиобеевскнй С Т ЖЭТФ. 1943. т. XIII, вып 5-6. с. 200
99 . С м и т М К Основы физики металлов Металлургиздат, 1959
100 Зейтц Ф Физика металлов Гостехнздат, 1947
101 . Н а да и А Пластичность и разрушение твердых тел ИЛ. 1954.
102 Andrade С, Hutchings PJ Proc Roy Soc London 1935, Ser A 148,
p. 347.
103 Schmidt und Fahrenhorst. Z Physik. 1932. В 78. S 383
104 Г о p e л и к С С. В справочнике «Металловедение и термическая обработка»
Металлургиздат, 1961. с 710
105 ^Ч^е р^и о в /V К Записки русского императорского технического общества,
106 Лившиц Б. Г. Металлография Металлургиздат, 1963
107 Diilamor I L, Roberts W Т Acta metallurgica, 1964, v 12, № 3,
p 281—293
108 . Л и в ш и Ц Б Г Физические свойства металлов и сплавов Машгиз, 1956
109 . Гудремон Э Специальные стали, т 1. Металлургиздат, 1966
ЛИТЕРАТУРА
173
*11
112
113
114
115
116
117
1 *19
120
121
122
123
124
125
126
127
128
129
130
131
132
133
Бернштейн М. Л. Свистунова 3 В Сталь. I960. № 4. с 358
Курдюмов Г В. Явление закалки и отпуска стали Металлургиздат.
Зубов В Я. и др Веб «Упрочнение сталей» Металлургиздат, 1960, с 47
К э В сб «Прямое наблюдение несовершенств в кристаллах». Изд-во «Метал-
лургия», 1964, с 160.
Brandon D G.NuttingJ J Iron and Steel Inst.. 1960, v 196. p 160.
Carrington w. Hale К F, Me. Lean D Proc. Roy Soc 1960,
v. A259. p. 230
Kelly A, Roberts W T Acta Metalurgica. 1954, v 2, № 6. p 823
Л н Дж CM В сб «Прямое наблюдение несовершенств в кристаллах» Изд-во
«Металлургия». 1964. с 179
Crus sar d Ch Comptes Re nd us. 1961, № 2, v 252. p 113.
Ta ke ya ma T.. К о e pel F. J Phil Mag , 1963. v 8; № 96, p 2103-2108,
wever F. Pfarr B. Mitt K-W Inst fur Eisenforsch. 1933. Bd XV*
№ 238. S 378
Перкас M Д Металловедение и термическая обработка металлов, 1958.
№ 5. с 8
Бернштейн М Л., Гринберг М Л. Веб «Металловедение и терми-
ческая обработка*. Металлургиздат, 1958, с 65
Бернштейн М Л. Книжник Г. С Научные доклады высшей школы
Металлургия, 1958. № 4, с 214
В a k а г i а п Р. N, Mathewson С Н Trans. AIME. 1952. v 226. р 1043
Bell R L. Cahn R w. Rroc. Roy. Soc.. 1957, v. A 239, p. 494
Lee H. T, Brick R M. Trans ASM., 1956. v. 48, p. 1003
Ros I F D Trans AIME. 1954, v 200. p. 1009
Anderson E. A. Jilson D. C, Dubar S R. Trans. AIME, 1953,
v 197, p 191
Предводителев А А Кристаллография. 1962. т. 7, вып 6, с. 938
Клербро Л М, Харгривс М. Е. Успехи физики металлов, 1963,
т. 1, с 7.
Mott N. F Phil. Mag. 1952. v. 43. p. 1151.
Горелик С С Рекристаллизация металлов н сплавов Изд-во «Металлур-
гия», 1967.
Farren W , Taylor G 1 Proc Roy Soc , 1925, v. A 107, p. 422.
2
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ-
ХОЛОДНОДЕФОРМИРОВАННЫХ
СПЛАВОВ ПРИ НАГРЕВЕ
ПОСЛЕДОВАТЕЛЬНОСТЬ
СТРУКТУРНЫХ
ИЗМЕНЕНИЙ
Механизм пластического течения, предусматривающий посте-
пенное участие в процессе деформации атомных группировок,
определяет локализацию деформации в малых объемах, очер-
ченных различного рода препятствиями для движения дислока-
ций. Аналйз формы линий рентгеновских интерференций, полу-
ченных при исследовании наклепанных образцов, показал,
что созданная при пластическом течении деформация решетки
неоднородна на расстояниях более десяти межатомных.
При переходе к другим масштабам — в пределах зерна —
также показано, что и в этом случае имеется неоднородное
распределение скольжения — его скопление в полосах дефор-
мации и отсутствие астеризма, когда рентгеновский микропучок
попадает (в зерне) на участки между полосами деформации.
Как уже было сказано (гл. I), образование полос скольжения
происходит в результате перегруппировки скоплений дискло-
каций (их восхождения), и, таким образом, по своей природе
эти полосы характеризуют неоднородность деформации в объеме
металла.
По представлениям Мотта, размещение дислокаций в поло-
сах деформации таково, что скопление отрицательных краевых
дислокаций искривляет решетку в одну сторону, а скопление
положительных дислокаций (приходящих справа на рис. 118),
вызывает соответствующий изгиб по другую сторону полосы.
Число дислокаций в полосе деформации можно оценить по кри-
визне решетки: обычно после деформации сдвига, равной 0,4, ра-
диус кривизны составляет около 5«10_’ см, и на одной стороне
полосы деформации скапливается 1010 см~2 дислокаций одного
знака. Дальнейшие расчеты показывают, что более половины
всех дислокаций, движущихся в плоскости, скапливается у по-
лосы деформации (11.
Естественно, что вокруг таких группировок дислокаций
будет создано поле больших напряжений, оказывающее тормо-
зящее влияние на движение других дислокаций в соседних пло-
скостях скольжения. Энергетически эти группировки неустой-
чивы и при нагреве будут, очевидно, перестраиваться.
176
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
Исследованиями [2, 3] установлено, что в наклепанном ме-
талле сохраняется от 1 до 10% энергии, затраченной на пласти-
ческое деформирование. Например, в сильно холоднодеформи-
рованной меди накопленная энергия деформации соответствует
—30 кал/моль, что составляет примерно 1 % от теплоты плавле-
ния. Несмотря на то, что накопленная энергия сравнительно
мала, она указывает на нестабильность деформированного со-
стояния. Как результат этой нестабильности, деформированный
металл имеет тенденцию к возвращению в низкоэнергетическое
Рис 118 Дислокации в полосах деформации до (а) и
после полигонизации (б) [1]
состояние, наблюдаемое после смягчающего нагрева при темпе-
ратурах, достаточных, чтобы обеспечить необходимую подвиж-
ность атомов.
Различными стадиями приближения холоднодеформирован-
ного металла к более стабильному состоянию в результате
последующего нагрева являются: возврат, изменения в субзсрен-
ной структуре (полигонизация); рекристаллизация. Раньше
процессы полигонизации включали в общее явление возврата.
Однако истинный возврат характеризуется своей кинетикой,
предусматривающей отсутствие миграции поверхностей раз-
дела х. Кроме того, что кинетика роста субзерен отличается
от кинетики истинного возврата, для роста субзерен (по данным
микроскопического и рентгеновского анализов) требуются срав-
нительно более высокие температуры (или более длительные
выдержки), чем для протекания возврата Поэтому обозначения
всех явлений, предшествующих рекристаллизации, общим тер-
мином— возврат, является неточным [4].
* Во всяком случае отсутствием такой миграции при исследовании с помощью совре-
менных методики и аппаратуры
ВОЗВРАТ
177
ВОЗВРАТ
ВОЗВРАТ ДЕФОРМАЦИОННОГО
УПРОЧНЕНИЯ
В монокристаллах цинка, когда они деформированы на
стадии легкого скольжения (использована одна система сколь-
жения, без изгиба) деформационное упрочнение 1 быстро умень-
шается при вылеживании этих кристаллов при комнатной тем-
пературе Это явление было описано Полани и Шмидтом (5, 101],
а затем изучено Хаазе и Шмидтом [6], которые показали, что
* 28
| 7
О 0.01 002 0.03 0.06 005 0.06 007 0.08
Дефоопаиия сдвига
Рис 119 Кривые напряжение—деформация, снятые с одного и
того же монокристалла чистого цинка, иллюстрирующие проте-
кание полного возврата в результате промежуточных нагревов
в течение часа на 260° С 17]
возврат деформационного упрочнения в растянутых монокри-
сталлах при комнатной температуре протекает примерно за
один день.
Подобные результаты на монокристаллах цинка были полу-
чены затем Ли, Уошборном и Паркером [7], которые девять раз
повторяли циклы деформации легкого сдвига и полного воз-
врата в течение одного часа при 260° С. Для этих экспериментов
характерно то, что в условиях полного возврата монокристаллы
приобретают состояние, позволяющее вернуться к первичным
значениям напряжения течения (рис. 119). Как отмечает Ма-
зинг (8 J, процесс возврата не предусматривает миграцию ка-
ких-либо поверхностей раздела. Хотя и не известны детали
строения дефектов решетки, отвечающих за деформационное
упрочнение при чистом единичном сдвиге, ясно, что они отно-
сятся к дефектам «легковозвратного» типа.
Следует отметить, что при некоторых условиях деформации
растяжением Хоникомб [9] не нашел рентгеновского астеризма
* Измеренное по возрастанию результирующего напряжения сдвига по действующим
системам скольжения.
12 Бернштейн
178
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
в монокристаллах кадмия после удлинения даже на 100% и
больше Когда же деформация совершалась изгибом и наблю-
дался рентгеновский астеризм, конечное деформационное упроч-
нение, во-первых, было больше, и, во-вторых, только часть
этого упрочнения оказалась возвратимой Такое явление харак-
терно для поликристаллических металлов, где в связи с взаимо-
действием соседних зерен деформация происходит особенно
сложно Это иллюстрируется результатами Тиетца, Андерсена
и Дорна 110], которые исследовали образцы поликристалличе-
ского высокочистого алюминия Эти образцы были подвергнуты
деформированию растяжением при трех различных температу-
рах при одном и том же напряжении течения, равном 8,5 кГ1мм\
измеренном при 78° К Возврат напряжения течения после раз-
личного времени нагрева при 305° К был измерен при 78° К.
Величина степени возврата при 305° К была соответственно
5,7, 10, 14% от общего деформационного упрочнения образцов,
деформированных при 273, 194 и 78° К. Эти результаты показы-
вают, что легковозвратимая компонента упрочнения представ-
ляет собой различную долю от общей величины деформацион-
ного упрочнения и эта доля уменьшается при повышении темпе-
ратуры деформации. Если экстраполировать эти результаты,
то можно придти к выводу, что, деформируя высокочистый поли-
кристаллический образец алюминия при повышенных темпе-
ратурах, например при 60 или 100° С, можно получить деформа-
ционное упрочнение, в котором не будет вообще возвратимой
части.
Друард, Уошборн и Паркер [11] изучали изотермический
возврат при различных температурах в монокристаллах цинка,
деформированных при 78° К чистым сдвигом по первичной си-
стеме скольжения, без изгиба. Величину возврата измеряли по
уменьшению напряжения течения (в процентах от разницы
между напряжениями течения в деформированном и полностью
отожженном состоянии). Изотермические кривые при различ-
ных температурах приведены на рис. 120 Эти данные показы-
вают, что кинетика типична для возврата вообще: при всех тем-
пературах скорость процесса вначале велика, а затем затухает
с увеличением времени возврата. Следует отметить, что кине-
тика возврата отлична от кинетики других процессов, преду-
сматривающих зарождение и миграцию граничных поверхностей;
скорость этих последних вначале мала, затем возрастает до ма-
ксимума, а затем вновь уменьшается.
Кинетика возврата в изотермических условиях показана
также на рис. 121, где возврат, выраженный в доле от общего
возвратимого деформационного упрочнения, изучен в зависимо-
сти от In 9, где в величине 9 связана и температура, и t — время
ВОЗВРАТ
179
возврата In 0 = In t—Центральная часть кривой имеет
точку перегиба и может быть с известным допущением пред-
ставлена в виде прямой линии. При незначительном времени
Рис. 120 Зависимость величины остаточного деформационного упроч-
нения в монокристалле чистого цинка от времени нагрева при раз-
личных температурах, деформационное упрочнение было создано
предварительной сдвиговой деформацией на 8% при —50® С [4]
нагрева полученные при прямом эксперименте данные будут
больше, а при большом времени — меньше, чем при экстраполи-
ровании прямой линии. Очень похожая кинетика была найдена
Рис 121 Зависимость
характеристики воз-
врата R, выраженной
в доле от общего воз-
вратимого деформа-
ционного упрочнения,
от величины In в, объе-
диняющей температу-
ру и время возврата
(обработка данных,
представленных иа
рис 120) 14]
Мазингом и Рафельзипером [121 на монокристаллах алюминия,
деформированных растяжением при комнатной температуре.
В этих опытых установлена логарифмическая зависимость ки-
нетики возврата (что отвечает прямой линии в средней части
12*
180
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
графика рис. 121), и такая кинетика согласуется с разработан-
ной ими теорией возврата. Как показал Кульман 113], предпо-
ложение, что энергия активации возврата линейно уменьшается
с прогрессированием самого возврата, непосредственно при-
водит к линейной зависимости между возвратом и логарифмом
времени нагрева. Отклонение от этой зависимости наблюдается
только при очень непродол-
Т.пин
Рис 122. Температурная зависимость вре-
мени. необходимого для достижения опре-
деленной степени (доли) возврата R в де-
формированном чистым сдвигом моиокри
сталле цинка [4J (обработка данных,
представленных на рнс 120)
1 - R = 0.4; 2 - 0.3. 3 — 0.25, 4 - 0.2;
5-0,15. 6 - R - 0.1 111]
жительном или очень дли-
тельном нагреве, что согла-
суется с основными теорети-
ческими положениями Куль-
мана, Мазинга, Рафельзипера.
В соответствии с данными
работы [111, температурная
зависимость скорости воз-
врата в монокристаллах цин-
ка, подвергнутых сдвигу при
78° К и нагретых в интервале
от минус 20 до плюс 10° С,
дает среднее значение энер-
гии активации 20 ккал!моль
(рис. 122). Это значение на-
ходится в хорошем согласии
с энергией активации само-
диффузии в монокристаллах
цинка вдоль гексагональной
оси. Можно было бы сделать
вывод, что элементарные про-
цессы возврата подобны тем,
которые наблюдаются при диффузии. Однако независимость
энергии активации от степени развития возврата, найденная
в этих экспериментах, как бы противоречит положениям Куль-
мана, Мазинга, Рафельзипера. Правда, их экспериментальные
данные (на алюминии), которые свидетельствуют о линейном
уменьшении энергии активации с развитием возврата, были
получены в менее благоприятных условиях, чем в опытах
Друарда, Уошборна и Паркера [11], гак как в растянутых
монокристаллах алюминия значительная часть деформацион-
ного упрочнения оказывается невозвратимой.
ВОЗВРАТ НАКОПЛЕННОЙ ЭНЕРГИИ
ХОЛОДНОЙ ДЕФОРМАЦИИ
Установлено, что кинетика низкотемпературного (60 или
100° С) изотермического «высвобождения» накопленной энергии
деформации в холоднокатаных поликристаллических образцах
ВОЗВРАТ
181
меди и алюминия подчиняется логарифмическому закону (в соот-
ветствии с работами Борелиуса, Берглунга и Сьёберга [14]).
Скорость процесса выделения тепла изменяется в обратной про-
порциональности от времени отдыха (рис. 123) по уравнению
Р RT 1
b т ’
где Р — скорость высвобождения энергии за время т.
Эти результаты свидетельствуют о тесной аналогии между
высвобождением энергии и возвратом напряжения течения,
Рис 123 Зависимость величины высвобождении накопленной энергии
деформации от времени возврата при 100° С, медные образцы, предва-
рительно прокатанные с двойным увеличением длины [13J
а также о том, что процессы, связанные с этим высвобождением
энергии, изученные Борелиусом и сотр., не предусматривают
миграцию граничных поверхностей. Этот вывод во всяком слу-
чае вполне вероятен для условий низкой температуры нагрева
и короткого времени выдержки после холодной деформации.
Следует также рассмотреть связь между температурой де-
формации и высвобождением накопленной энергии дефор-
мации По аналогии с влиянием температуры деформации на
возврат предела текучести можно было бы, например, считать,
что с понижением температуры деформации скорость высвобож-
дения накопленной энергии, а также количество (доля) высво-
божденной энергии в процессе возврата будет увеличиваться.
Также вполне вероятно, что пластическая деформация при срав-
нительно высоких температурах (60—100° С для алюминия)
вообще может не привести к накоплению той части энергии,
которая потом должна высвобождаться при возврате, и та энер-
182
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
гия, которая накапливается при этих условиях деформирова-
ния, будет высвобождаться только при рекристаллизации.
Возврат в металлах с о. ц. к. решеткой — железе и сплавах
железа с 5,5—6% (ат) Si — изучался в работе Таока, Сузуки,
Иошин а ва и Окамито. Высвобождение накопленной энергии
деформации в прокатанных поликристаллических образцах
кремнистого феррита происходит в двух дискретных темпера-
турных интервалах (в процессе нагрева со скоростью
2,5 град!мин). В первом интервале, между 100 и 300° С выде-
ляется 1,0—1,6 кал!г и наблюдается при этом возрастание элек-
тросопротивления, микротвердости и напряжения течения, тогда
как параметр решетки падает Предполагают, что это выделение
связано с быстрым разу пор ядочением, вызванным переориен-
тацией избыточных вакансий, созданных наклепом. Второй
интервал, между 300 и 750° С, сопровождается выделением энер-
гии 2,3—6,3 кал!г и связан с падением электросопротивления,
микротвердости и напряжения течения; возможно, что при этих
температурах происходит аннигиляция дислокаций, образова-
ние субзерен и их рост. В железе наблюдаются только процессы,
характерные для второй стадии, тогда как в кремнистом фер-
рите—обе стадии.
ВОЗВРАТ УШИРЕНИЯ
РЕНТГЕНОВСКИХ ЛИНИЙ
Кинетику изотермического уменьшения ширины рентгенов-
ских линий Бюргерс и Ван Аркель [151 изучали на вольфраме.
Было найдено, что в холоднотянутой проволоке из сплава
W + Th существенное сужение рентгеновских линий наблю-
дается еще до рекристаллизации, и что кинетика этого процесса
качественно подобна той, которая была рассмотрена в случае
возврата напряжений течения и возврата накопленной энергии.
Ряд исследователей считает, что возврат уширения (утоне-
ние) линий при нагреве до рекристаллизации наблюдается лишь
в металлах с высокой температурой плавления, например в мо-
либдене и вольфраме. Для других металлов, например для
холоднодеформированных меди, никеля, а-латуни и стали,
Вильсон и Томассен [161 обнаружили, что уменьшение ширины
линий при нагреве наблюдается одновременно со смягчением
(возможно, обусловленным уже начавшейся рекристаллиза-
цией). Авербах [17] также нашел, что в напиленном порошке
латуни утонение линий есть результат рекристаллизации, а не
результат возврата, который протекает ранее и раздельно от
рекристаллизации. Однако исследования изотермического уто-
нения ширины линий при возврате в чистом монокристалле алю-
ВОЗВРАТ
183
миния, выполненные Латсом и Беком 118], установили, что уто-
нение линий и смягчение протекают раздельно во времени; сле-
дует отметить типичный возвратный характер утонения линий
(рис. 124). Хотя кинетика сама по себе не говорит еще о том,
что наблюдающееся-утонение линий действительно отвечает яв-
лению возврата (понимая под возвратом процессы, не связанные
с миграцией субграниц), но важно, что возврат уширения линий,
предшествующий рекристаллизации, несомненно, наблюдается
в металлах с низкой температурой плавления, так же как он
наблюдается и в металлах с высокой температурой плавления.
Рис 124 Зависимость
остаточного уширения
рентгеновских линий В
и твердости по Виккерсу
(HV) от времени нагрева
прн 350° С монокристал-
лов чистого алюминия,
предварительно холодно-
катаных на 81)% по плос-
кости (110) в направле-
нии (112) [18]
При определенных условиях можно наблюдать уменьшение
ширины линий в зависимости от интенсивности развития воз-
врата, а также от развития рекристаллизации. В отдельных
экспериментах на алюминии, упомянутых выше, рекристалли-
зация, которая определялась зарождением участка с новой опре-
деленной ориентацией, была заторможена при использовании
монокристалла, ориентированного (НО) 1112]. Тогда возврат,
который не предусматривает зарождение или миграцию поверх-
ностей, оказался легко обнаруживаемым. Соотношение скоро-
стей возврата и рекристаллизации зависит также от присут-
ствия и влияния дисперсных частиц второй фазы Это обстоя-
тельство может объяснить результаты Ван Аркеля и Бюргерса
1151, которые нашли более четкое разделение явлений возврата
и рекристаллизации в проволоке из сплава W—Th, а не в воль-
фрамовой. Тонкие дисперсные торийсодержащие частицы тормо-
зят миграцию границ зерен, необходимую для рекристаллиза-
ции, тогда как влияние этих частиц на процесс возврата не-
сравненно меньше. В соответствии с этими соображениями
результаты, полученные на латуни, можно понять с тех пози-
ций, что при образовании твердого раствора цинка в меди не
184
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
происходит большего замедления рекристаллизации, чем воз-
врата, так как отсутствует вторая фаза.
Так же как и возвратимая часть деформационного упрочне-
ния, уширение линий в холоднодеформированном состоянии
возрастаете понижением температуры деформации [19]. Исходя
из общих соображений, можно считать, что все уширение линий,
во всяком случае потенциально, возвратимо (т. е. все уширение
может быть снято по механизму возврата, и протекание рекри-
сталлизации для этого не является обязательным). Результаты
Патерсона и Орована [19] показывают, что хотя отмечается не-
сомненное влияние температуры деформации, наблюдаемое
различие в величине уширения линий не может быть объяснено
согласно представлениям о том, что появляются возможности
для протекания возврата уже при повышенных температурах
деформации. В связи с этим интересно рассмотреть, действи-
тельно ли большее уширение линий на вольфраме по сравнению
с алюминием может быть приписано большей скорости возврата
при данной температуре деформации, наблюдаемой в более лег-
коплавком металле, или это различие определяется другими
причинами.
ВОЗВРАТ ЭЛЕКТРИЧЕСКОГО
СОПРОТИВЛЕНИЯ
В работе [20] было найдено, что возросшее после холодной
пластической деформации электросопротивление поликристал-
лической меди не возвращается после нагрева (при существую-
щей технике эксперимента) вплоть до рекристаллизации.
Однако Моленаар и Артц [21] показали, что если проводить
пластическую деформацию при различных температурах (ниже
комнатной, при комнатной и несколько более высокой), то
электросопротивление тем выше, чем ниже температура дефор-
мации. Это означает, что существует возврат электросопротив-
ления, так как во всех исследованных случаях деформации
не было обнаружено рекристаллизации и не было отмечено
изменения соответствующих механических свойств. Эффект по-
вышения электросопротивления при понижении температуры
деформации был затем обнаружен на ряде других металлов [22 ];
для никеля этот эффект показан на рис. 125. Следует отметить,
что общее количество возвратимой части электросопротивления
повышается при понижении температуры деформации; также
повышается при этом и невозвратимая часть. Эглестон [23]
нашел (рис. 126, а), что электросопротивление меди, деформи-
рованной при ~4° К, возвращается в процессе отдыха в течение
минуты при повышении температуры от —150 до 0° С, а затем
ВОЗВРАТ
185
изменяется незначительно при дальнейшем нагреве до 100° С.
Однако общее падение электросопротивления в исследованном
интервале: от —150 до +100° С определяет возврат этих значе-
ний примерно на 50%. Следует иметь в виду, что при низких
температурах и таком малом времени выдержки не может про-
исходить процесса миграции граничных (и субграничных) по-
верхностей раздела и наблюдаемая кинетика является чисто
возвратной. Невозвращаемая рынком см
часть электросопротивления ’ **
была снята только при рекри-
сталлизации в результате нагре-
ва на более высокие темпера-
туры По аналогии с влиянием
температуры деформации на воз-
вращаемую часть деформацион-
ного упрочнения представляет-
ся, что пластическая деформа-
ция при повышающихся темпе-
ратурах также снижает вели-
чину возвращаемой компоненты
электросопротивления до вели-
чины, при которой вообще элек-
тросопротивление не будет из-
меняться вплоть до рекристал-
лизации, что и наблюдается
в случае с медью, деформиро-
ванной при 60 и 100’ С.
Шарп, Митчелл, Кристиан
изучали явление возврата в ме-
таллах с гексагональной кристаллической решеткой — кадмии,
магнии, цинке и кобальте. Основной методикой исследования
было определение электрического сопротивления при 90° К
в процессе изотермического и изохронного нагрева В кадмии и
магнии было отмечено три стадии процесса возврата: при повы-
шенных температурах (0,4Тпл), когда энергия активации близка
к энергии активации самодиффузии и соответствует процессу
переползания дислокаций; возврат при более низких температу-
рах (примерно 0,25 ТПл), связанный, по-видимому, с миграцией
вакансий, наконец, еще более низкотемпературный возврат, ме-
ханизм которого неясен. Кроме того, были изучены возврат меха-
нических свойств и дислокационная структура под просвечиваю-
щим микроскопом, что позволило уточнить такие особенности
процесса возврата, как перестройка дислокационной структуры.
Результаты Моленаара и Артца 121 ] указывают на то, что
скорость возврата электрического сопротивления больше, чем
Об -
0,1» -
0,2 -
Деформация, In у
Рнс. 125 Изменение электрического
сопротивления никеля в зависимости от
истинной деформации при различных
температурах
I—МОО’С
3
2
О
0
186
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДГФОРМИРОВXННЫX СПЛАВОВ
скорость возврата напряжения течения. Это может служить
основанием для заключения, что эти два свойства связаны
с различным типом дефектов, созданных холодной деформацией.
Тем не менее низкотемпературное падение электросопротивле-
ния обнаруживает такую же кинетику [23] (рис. 126, б), как и
возврат напряжения течения, а также возврат уширения линий
и низкотемпературное высвобождение накопленной энергии
4 00
300
130
120
НО
100
-SO'
Ч 360
* 3.50
* 3.40
^3.30
320
деформации. Изменение всех
этих свойств в зависимости
от температуры и времени
возврата не связано с мигра-
цией внутренних поверхно-
стей раздела (границ), кото-
рую могли бы наблюдать ми-
кроскопически или с помощью
рентгеновской методики. Та-
ким образом, все перечислен-
ные наблюдаемые явления
нужно описывать как воз-
врат, понимая под этим пере-
мещение дислокаций из неста-
Рис 126 Возврат элек-
трического сопротивле-
ния в функции от тем-
пературы (а) и времени
(б) нагрева меди, предва-
рительно деформирован-
ной при 4,2е К [22]
/ — выдержка в течение
1 мин, 2 — полностью
отожженное состояние
бильных высоконапряженных их группировок, созданных при
холодной де&ормации
Тамман [24] наблюдал, что возврат различных свойств
может протекать с различной скоростью, и на холоднодеформи-
рованном образце можно наблюдать как бы полный спектр яв-
лений возврата 1 Если бы это было связано с различными эле-
ментарными процессами, то должны быть найдены различия не
только в количественных деталях кинетики, но и различные
значения энергии активации Вместе с тем можно себе предста-
вить, что различные проявления возврата являются развива-
ющимися стадиями одного единого процесса, имеющего одно
определенное значение энергии активации
* В некоторых ранних работах различные скорости связывали с различными механиз-
мами, так как не имели четкого представления о разнице между возвратом и рекри-
сталлизацией
СУБЗЕРЕННАЯ СТРУКТУРА ПОЛИГОНИЗАЦИЯ
187
Таким образом, при изучении явления возврата можно
сделать следующие выводы:
1) в общем случае часть некоторых свойств, которые ме-
няются в результате холодной пластической деформации, на-
пример деформационное упрочнение, может быть возвратимой
при таких температуре и времени возврата, при которых отсут-
ствует миграция внутренних поверхностей раздела (границ,
в том числе и субграниц). В случае монокристаллов, деформи-
рованных чистым сдвигом (без изгиба), возврат протекает наи-
более полно, а отсутствие миграции поверхностей раздела или
переориентации в условиях возврата является очевидным в усло-
виях, когда наблюдается восстановление исходных (до дефор-
мации) свойств;
2) возвратимая часть деформационного упрочнения, а также
возросшего после наклепа электрического сопротивления и
некоторых других свойств увеличивается с понижением темпе-
ратуры деформации Величина уширения рентгеновских линий,
значительная часть которого полностью возвратима, также воз-
растает при понижении температуры деформации,
3) скорость возврата в изотермических условиях каждого
из свойств оказывается больше в начале процесса, а затем по-
степенно уменьшается с развитием возврата. Кроме того, в опре-
деленных условиях величина возврата напряжения течения и
накопленной энергии деформации является линейной функцией
логарифма времени возврата,
4) кинетика возврата различных свойств одинакова между
собой (в пределах точности существующих экспериментов).
Однако скорость возврата существенно различна для каждого
из свойств. Так, например, возврат электрического сопротивле-
ния протекает быстрее, чем возврат уширения линии, а послед-
нее протекает быстрее, чем возврат твердости.
ИЗМЕНЕНИЯ
В СУБЗЕРЕННОЙ СТРУКТУРЕ.
ПОЛИГОНИЗАЦИЯ
Еще в XVIII столетии 125] возникло представление, что
кристаллы с кажущимся монокристаллическим строением
состоят в действительности из большого числа «субкристаллов».
Позднее появился термин «субзерна» — объемы внутри кри-
сталла, в пределах которых можно говорить о примерно одина-
ковой ориентировке решетки.
188
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
Понятие «мозаичной структуры» возникло при рентгеновском
исследовании тонкого строения кристалла в связи с необходи-
мостью объяснения различия между измеренной интенсив-
ностью и теоретически рассчитанной для совершенного кри-
сталла. Так как измеренная интенсивность была намного больше,
чем рассчитанная, приняли, что кристалл, который хотя и
казался совершенным (в видимом свете), в действительности
несовершенен и состоит из маленьких субкристаллов, которые
слабо разориентированы друг относительно друга и располо-
жены мозаично [26, 102, 103].
В работе Джеймса [27], па механически полированной по-
верхности кристаллов после их нагрева (для устранения нару-
шений, вызванных процессом полирования) были найдены (при
измерении интенсивности рентгеновских отражений) явно выра-
женные мозаичные структуры. Согласно современным пред-
ставлениям, это означает, что небольшой поверхностный наклеп
с последующим нагревом привел к фрагментации кристалла,
являющейся именно тем, что сейчас называют полигониза-
цией.
Таким образом, можно сказать, что еще в опытах Джеймса
(в 1930 г.) наблюдалась полигонизация с помощью рентгенов-
ской методики, хотя явление как таковое не было еще из-
вестно.
Такую же фрагментацию обнаружил Круссар в монокри-
сталлах и в крупнозернистых поликристаллических образцах
алюминия после небольшой деформации (волочение 1—2%)
с последующим нагревом [28].
Дженкинс и Мелор [29] наблюдали при исследовании ползу-
чести железа и стали фрагментацию исходных зерен на субзерна,
различимые микроскопически. На образцах из алюминия Крус-
саром [30] также была показана (рентгенографически и микро-
скопически) фрагментация при ползучести. Исследования тон-
кой структуры показали, что образуются субзерна с небольшой
разориентировкой; подобное явление наблюдали также Вуд и
Тапселл [31 ].
Таким образом, имеется два вида опытов, в которых неболь-
шая деформация и нагрев проводятся либо одновременно, либо
последовательно, и в обоих случаях получают характерную
структуру, состоящую из слабо разориентированных суб-
зерен.
Наблюдаемая фрагментация представляет собой особое
явление, отличное от образования мозаичной структуры при
затвердевании. Поэтому при характеристике этого явления
представляется необходимым учитывать всю механическую и
термическую предысторию металла.
СУБЗЕРЕННАЯ СТРУКТУРА ПОЛИГОНИЗАЦИЯ
189
ДАННЫЕ РЕНТГЕНОВСКИХ
ИССЛЕДОВАНИЙ
Как показал Кан [32], структурные изменения при полиго-
низации, зафиксированные с помощью рентгеноструктурного
анализа после определенного нагрева деформированного об-
разца, состоят в том, что хотя пятна астеризма на лауэграммах
остаются в том же положении, но они расщепляются на многие
отдельные маленькие пятна с небольшим затемнением пленки
между ними или с полным отсутствием затемнения. Получаемые
лауэграммы отличаются от лауэграмм после первичной рекри-
сталлизации монокристаллов, когда образуется ряд пятен, не
имеющих закономерного распределения относительно исходных.
Данные рентгеновского анализа свидетельствуют, что формиро-
вание структуры полигонизации происходит постепенно, по
мере увеличения продолжительности нагрева. Лауэграммы,
сделанные после ряда последовательных нагревов с увеличива-
ющейся выдержкой, показывают, что пятна, становившиеся
постепенно все отчетливее (острее), затем уменьшаются в числе,
но всегда расположены в пределах площади исходного (до на-
грева) пятна астеризма. Представляется, что отдельные поли-
гоны растут в результате миграции субграниц, но не изменяют
своей ориентировки. Круссар, обнаруживший это явление,
назвал его «рекристаллизацией на месте» и показал, что в каж-
дом субзеренном объеме сохраняется первоначальная ориента-
ция решеток (как и после деформации), но при этом наблюдается
в них значительное освобождение части упругих искажений.
Такое поведение рентгеновских рефлексов по мере развития
полигонизации совершенно не похоже на то, которое наблю-
дается при образовании новых зерен путем образования заро-
дышей. В этом последнем случае лауэ-пятна появляются как бы
внезапно и увеличиваются в размере до тех пор, пока новые
зерна не заполнят весь объем, после чего их размер остается
постоянным. Рекристаллизация этого типа, т. е. обычная рекри-
сталлизация, наблюдается в большинстве случаев после рекри-
сталлизации на месте. Последняя сопровождается постепенным
(и незначительным) уменьшением предела упругости, тогда как
обычная рекристаллизация через образование зародышей (цен-
тров) сопровождается резким падением предела упругости.
В согласии с изложенным, Лакомб (33) предложил придать
терминам «полигонизация» и «рекристаллизация на месте» раз-
личные значения. Термин «полигонизация» должен быть приме-
нен для описания структуры из очень мелких субзерен, найден-
ной, например, в работе Гинье и Теневена [34], и которую можно
обнаружить только особым методом фокусирования при рент-
геновской съемке. Термин «рекристаллизация на месте» должен
190
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
быть применен для описания более поздних стадий процесса,
когда субзерна и углы между ними увеличиваются настолько,
что изменения в субзеренной структуре могут быть зафикси-
рованы на обычно снятых лауэграммах.
Это деление, конечно, условно, так как зависит не только
от применяемой рентгеновской методики (техники), но также и
от размеров образцов и их способности поглощать рентгенов-
ские лучи. Кроме того, Кан [351 показал, что границы субзерен,
характерные для стадии полигонизации, в ряде случаев могут
быть выявлены травлением, в то время как по лауэграмме не
было признаков этого явления. Однако все же стоит сделать
различия в терминологии хотя бы из-за того, что, выбрав за кри-
терий изменения в виде рентгенограмм, можно установить раз-
ницу между полигонизацией и рекристаллизацией и подчерк-
нуть определенную связь между полигонизацией и возвратом.
Вероятно, первое систематическое рентгеновское наблюде-
ние явления полигонизации и при его развитии рекристалли-
зации на месте было сделано Конобеевским и Мирер 136], кото-
рые снимали лауэграммы с сильно изогнутого, а затем нагретого
кристалла каменной соли. Затем полигонизация и рекристалли-
зация па месте наблюдались при различных обстоятельствах
в ряде исследований. Так, Бунгардт и Освальд (37] сняли дебае-
граммы со слабо прокатанного образца крупнозернистого алю-
миния. После нагрева на умеренные температуры (недостаточ-
ные для того, чтобы вызвать первичную рекристаллизацию)
грубые пятна, составляющие дебаевские кольца, приобретали
более тонкое строение. Использование монохроматического
излучения, вероятно, помешало наблюдать весь диапазон при-
сутствующих ориентаций. На дебаеграммах растянутой и пов-
торно нагретой низкоуглеродистой стали был обнаружен такой
же эффект, но он был менее заметен [38].
Маддин обнаружил полигонизацию и рекристаллизацию
на месте в сильно растянутом кристалле а-латуни, имеющем
(несмотря на значительную деформацию) лишь незначительные
внутренние искажения, о чем свидетельствовали острые (четкие)
рефлексы. Эти четкие маленькие лауэ-пятна начали еще больше
измельчаться при нагреве и можно было обнаружить лишь ло-
кальные слабые признаки зародышеобразования. Этот резуль-
тат согласуется с наблюдениями Круссара и Обертина [39],
которые показали, что на монокристаллах цинка даже после
сильного растяжения проявляется только очень слабый асте-
ризм и что после соответствующего нагрева в них происходит
рекристаллизация на месте, предшествующая обычной рекри-
сталлизации с образованием зародышей. Позже это оказалось
справедливым также и для поли кристаллического цинка.
СУБЗЕРЕННАЯ СТРУКТУРА ПОЛИГОНИЗАЦИЯ
191
В работе 1401 наблюдалась рекристаллизация на месте в кри-
сталлах свинца, подвергнутых деформации ползучести при повы-
шенных температурах; Данн [41) обнаружил это явление на
лауэграммах, снятых с деформированного кремнистого феррита.
В случае ползучести полигонизация и рекристаллизация
на месте обычно проявляются в образцах, подвергнутых испыта-
нию (деформации) при умеренно высоких температурах; в этом
случае для развития этих процессов нет необходимости в каких-
либо последующих нагревах. Так, на лауэграммах крупнозер-
нистого алюминия, снятых после длительной ползучести при
200° С, получили ясно расщепленные пятна астеризма 139].
В большинстве рассмотренных экспериментов рентгеновские
данные не были дополнены измерениями свойств, хотя такие
измерения помогли бы глубже изучить природу полигонизации и
рекристаллизации на месте. Исключение составляет работа
Круссара [43] на алюминиевых кристаллах, в которой он уста-
навливал связь между изменениями в виде лауэграмм и темпе-
ратурной зависимостью предела упругости По-видимому, ре-
кристаллизация на месте может сопровождаться некоторым раз-
упрочнением образцов; однако разупрочнение на тех стадиях,
на которых становятся заметными изменения лауэграмм, отли-
чается от разупрочнения, вызванного возвратом. Круссар заме-
чает: «Создается впечатление, что наблюдаемое явление связано
как бы с появлением внутри исходного кристалла новых мелких
кристалликов, имеющих такую же примерно ориентировку,
как и исходный кристалл».
Тогда представляется целесообразным искать подтвержде-
ние существования новых мелких кристалликов микроскопиче-
скими методами исследования и попытаться связать между
собой различные условия получения данной микроструктуры и,
в частности, различный характер применяемой деформации и
кристаллографии образцов. Для этого Кан [35] выполнил ряд
принципиальных экспериментов, в процессе которых стало
ясно, что больше всего сведений может быть получено при ис-
пользовании в качестве объекта исследования изогнутых моно-
кристаллов (по методу Конобеевского и Мирер, которые выпол-
нили первый оригинальный эксперимент). Дробление пятен
(рефлексов) астеризма было продемонстрировано с полной оче-
видностью на изогнутых монокристаллах цинка, магния и алю-
миния, так же как и в случае каменной соли. Так, кристаллы
цинка, имеющие форму пластинок, единственная плоскость
скольжения в которых была наклонена под углом 45° к поверх-
ности пластинки, были изогнуты таким образом, что по одной
системе скольжения происходил чистый пластический изгиб
с вектором Бюргерса, перпендикулярным к оси изгиба.
192
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
ДИСЛОКАЦИОННЫЙ МЕХАНИЗМ
ПОЛИГОНИЗАЦИИ
Схема на рис. 127 иллюстрирует поведение краевых компо-
нент дислокаций, возникающих, как бы при идеальной дефор-
мации. В общем случае принимают, что дислокации имеют оди-
наковый знак и движутся в наиболее напряженных зонах (на-
пример, А и Д') под влиянием растягивающих (в Д) и сжима-
ющих (в Д') напряжений (знак определяется относительно ней-
тральной оси); в процессе своего движения дислокации группи-
руются в соответствии с имеющимся градиентом напряжений
Однако на самом деле в каждой половине полоски имеются
а ~ S
Рис 127. Схема расположения краевых компонент дислокаций в кристалле
после изгиба (а) и после изгиба с последующим нагревом (б)
дислокации обоих знаков, ибо дислокационные петли (по ме-
ханизму Франка—Рида) образуются почти повсеместно. Со-
гласно схеме, должен оставаться избыток краевых дислокаций
одного знака, обеспечивающий пластический изгиб кристалла;
эти дислокации и показаны на рис. 127, а Тогда количество
дислокационных линий в полоске должно увеличиваться по мере
удаления от нейтральной оси к периферии. Винтовые компо-
ненты дислокаций перемещаются поперек, пока не выйдут из
кристалла или не встретят другие винтовые дислокации с об-
ратным знаком и не аннигилируют при поперечном скольжении
или будут сгруппированы с образованием дублетов, не при-
водя к макроскопическому изгибу.
Таким образом, пластический изгиб характеризуется при-
сутствием избыточных дислокаций одного знака, расположен-
ных на поверхности полос (пачек) скольжения. Эти дислокации
обеспечивают непрерывность решетки между смежными поло-
сами (пачками) потому, что решетки на поверхности раздела
двух полос скольжения в одной пачке растянуты, в другой
сжаты; такое положение справедливо для решеток по обе сто-
роны от линии дислокации. Величина (количество) скольжения
или сдвига на каждой плоскости скольжения изменяется от
нуля до положительного или отрицательного максимального
значения в зависимости от направления продвижения от ней-
тральной оси образца к внешним или внутренним слоям соот-
СУБЗЕРЕННАЯ СТРУКТУРА ПОЛИГОНИЗАЦИЯ
193
ветственно Так как элементарный сдвиг (скольжение) осуще-
ствляется при перемещении дислокаций по плоскости скольже-
ния, то очевидно, что описанный градиент определяется при-
сутствием дислокаций, как бы застрявших в плоскостях сколь-
жения. Итак, требуется, чтобы был избыток дислокаций одного
знака над количеством дислокаций другого знака Эти особен-
ности и характерны для рассматриваемого случая изогнутого
кристалла
Если теперь избыточные дислокации перемещаются по пло-
скости скольжения и скапливаются с определенным интервалом,
то тогда эти скопления дислокаций разделяют между собой
неизогнутые области кристалла, слегка разориептированные
друг относительно друга Брэгг 143] показал, что любая гра-
ница между двумя слегка разориентированными областями
кристалла является фактически рядом линий дислокаций, кото-
рые могут быть либо краевыми, либо винтовыми, либо сме-
шанными.
Под влиянием нагрева дислокации могут перемещаться и
образовывать другую конфи!урацию, размещаясь в стенки,
ориентированные перпендикулярно вектору Бюргерса (рис
127, б) Равномерно изогнутые линии скольжения заменяются,
таким образом, прямыми (ломаными) линиями (образующими
полигоны), отсюда и название — полигонизация. Идея таких
дислокационных стенок введена впервые Бюргерсом 144] и
развита далее Ридом и Шокли 1451 для описания структуры
всех видов границ в кристалле Однако такими простыми, со-
стоящими из одного вида дислокаций, стенками (рис 127, б)
хорошо описываются только те границы, которые ограничивают
субзерна с небольшой разориентировкой, т е когда поворот
одной решетки относительно другой происходит только по одной
оси с углом разориентировки не более 10°, причем ось направ-
лена по дислокационной линии и расположена в плоскости
границы. Это и соответствует тому типу субграниц, о которых
было сказано выше (границы между двумя субзернами полиго-
низоваиной структуры, которые также называют границами
наклона)
Подобные перегруппировки дислокаций наглядно показаны
микроскопическими исследованиями При этом были использо-
ваны способы травления, выявляющие следы дислокационных
линий на поверхности. В частности, следует указать на опыты
Кана 1321 с монокристаллами алюминия и опыты Данна 141],
которые были проведены на тонких пластинках монокристалла
кремнистого железа. После изгиба травление выявляет на бо-
ковых поверхностях распределение дислокаций в плоскостях
скольжения (рис. 128), а затем после нагрева — их перегруп-
13 Бернштейн
194
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
пировку в виде вертикальных стенок. Перегруппировка начи-
нается с образования коротких участков стенок (рис. 129, а),
которые затем удлиняются до тех пор, пока они не разгра-
ничивают кристалл на параллельные слои субзерен (рис.
129, б и в).
При повышении температуры нагрева стенки могут погло-
щать друг друга и, таким образом, субзерна увеличиваются
В частности, Данн подробно исследовал этот механизм сраста-
ния стенок (рис 129, г) и установил, что по мере уменьшения
Рнс 128 Изогнутый
кристалл кремнисто-
го феррита, поверх
ность (211) изогнута
относительно осн [211]
по радиусу 2,55 см,
после электролитиче
ского травления вид-
ны следы дислока-
ций [41| Х750
числа стенок растет плотность дислокаций в стенках, а также
угол наклона между соседними субзернами. По этой причине
поверхностное натяжение (поверхностная энергия) субграниц
увеличивается и расположение параллельных стенок становится
нестабильным, субграницы стремятся объединиться, как из-
вестно, в тройном узле под углом в 120°, т е. субзерна стре-
мятся к округлению (рис. 130).
Эта последняя стадия срастания субграниц и увеличения
субзерен морфологически подобна стадии роста зерен при ре-
кристаллизации; по этой причине термин «рекристаллизация
на месте» можно считать удачным
Очевидно, механизм данной стадии поздней полигонизации
в этом простом случае состоит из комбинации скольжения дисло-
каций и их переползания, предусматривающего определенное
развитие диффузии При этом можно различить следующие
стадии явления:
1) перемещение дислокаций в плоскости скольжения Это —
активируемый процесс в связи с тем, что дислокации задержи-
ваются либо по эффекту Коттрелла или Сузуки, либо различ-
ными препятствиями (выход части дислокационной петли на
Рнс 129 Развитие полигонизации в изогнутом (рис 128) кристалле крем
иистого феррита после нагрева в течение часа [41]
а — 700. б — 850, а — 875, е — 975° С
13’
196
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
поверхность, порогами, участками винтовых компонент в пло-
скостях поперечного скольжения) и поэтому не могут спон-
танно перегруппировываться в стенки. Для перегруппировки
необходим подвод тепловой энергии;
2) при определенных условиях деформации и нагрева воз-
можно одновременное скольжение и переползание дислокаци-
Рис 130 Кристалл
алюминия, растяну-
тый на 7%, а затем
нагретый при 590° С
в течение 36 ч, начало
рекристаллизации на
месте [35] X 400
онных пакетов Они в разных участках кристалла группируются
в небольшие участки коротких стенок, которые потом увели-
чиваются (растут), присоединяя к себе другие дислокации;
3) срастание образовавшихся стенок (в результате скольже-
ния в субзернах) и последующее их перераспределение (в ре-
зультате развития переползания).
ОБРАЗОВАНИЕ СТЕНОК (СУБГРАНИЦ)
ПРИ ПОЛИГОНИЗАЦИИ
Как показано расчетами Рида и Шокли 146], собирание
дислокаций в стенки, определяющее полигонизацию, соответ-
ствует уменьшению энергии в кристалле По схеме рис. 131
дислокация А является закрепленной, а дислокация В скользит
по соседней плоскости Плоскость чертежа перпендикулярна
линиям обоих дислокаций и ордината Y = d дислокации В
остается постоянной Изменение энергии взаимодействия А и В
(как функции от X) WAR (X) изображается кривой на рис 131
По простому подсчету (приведенному в работе 146]), компо-
нента силы по оси х, действующей в упругом поле дислокаци-
онной линии А на линию В, равна
Р Gb2 X (X2 — d2)
г* - 2л (1 — v)‘ (X24-d2)2 *
СУБЗЕРЕННАЯ СТРУКТУРА ПОЛИГОНИЗАЦИЯ
197
где G — модуль сдвига;
b — вектор Бюргерса;
v — коэффициент Пуассона.
Интегрирование этой функции дает изменение энергии.
Однако для этого нужно знать постоянную интегрирования, что
требует рассмотрения комплекса условий, зависящих от выбран-
ной пространственной области интегрирования.
Как следует из схемы рис. 131, дислокация В стремится
устанавливаться перпендикулярно над Л; иначе говоря, две
идентичные краевые дислокации, свободно перемещающиеся
в своих плоскостях, стремятся занять такое положение, чтобы
их вектор Бюргерса был перпендикулярен к плоскости, проходя-
щей через их ядра х.
Если рассматривать не только две изолированные дислока-
ции, а конец стенки, образованной в области нижней полупло-
скости (проекция этой стенки Y'А на рис. 131), то для дислока-
ции В, продвигающейся по соседству, действительны те же
рассуждения. Так как влияние дислокаций полуплоскости сум-
мируется, то дислокация В втягивается большими силами в по-
ложение В 0 (рис. 131), что объясняет сравнительно быстрый рост
участков стенок на концах.
Образование стенок со строго выстроенными дислокациями
описывается количественной теорией. Но и приведенное выше
качественное рассмотрение показывает, что образование стенок
есть переход к стабильному состоянию, так как при их наличии
упругие искажения от отдельных далеко отстоящих дислока-
1 Отталкивание между краевыми дислокациями одного знака должно уменьшаться,
если дислокации расположены с равномерными интервалами в плоскости границы,
и решетки по обе стороны от этой плоскости наклонены под соответствующими углами
Тогда упругие поля, обусловленные дислокациями, сужены в ближайших к границе
областях, в то время как упругие поля вокруг изолированных дислокаций распро-
страняются на большие объемы (это справедливо, когда граница перпендикулярна
плоскости скольжения, т е для ориентации, характерной для полигонизации).
198
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
ций будут частично компенсироваться. Так как в реальных
условиях возможно нарушение строгого порядка в выстраива-
нии дислокаций в связи с влиянием различных препятствий,
то возможно только частичное выстраивание, приводящее к рас-
пределению дислокаций, близкому к тому, которое должно быть
в строгой стенке. Однако и в этом случае происходит компенса-
ция упругих искажений и стенки неполной (несовершенной)
полигонизации также будут стабильными. Из изложенного
вытекает, что такие стенки приобретают наибольшую устойчи-
вость (стабильность), когда их толщина будет порядка среднего
Рнс 132 Модель слоистой
границы (по Тесье де Кроз)
расстояния между дислокациями вну-
три стенки
В реальных условиях возможно
образование скоплений (группировок)
дислокаций в связи с тормозящим влия-
нием различных препятствий (напри-
мер, частиц выделений). Скопления дис-
локаций могут образоваться также при
их встрече в процессе множественного
скольжения.
Возникает вопрос — наблюдается ли
стремление дислокаций в таких скоп-
лениях к образованию стенок. Этот случай очень важен для
практики, но из-за сложности он теоретически мало исследо-
ван. В этой связи можно указать на важные теоретические
исследования Тесье де Кроз [471, который оценил условия
существования и устойчивости для слоистых границ. Послед-
ние состоят из расположенных друг над другом рядов скопле-
ний дислокаций, разделенных упруго изогнутыми пластинками
(рис. 132). Представляется, что такое распределение дислока-
ций является наиболее устойчивым при условии, что разница
в разориентировке соседних зерен составляет не более 10°.
Следует отметить, что в случае слоистых границ толщина
границ зерна может быть значительно больше толщины пласти-
нок (как видно на рис. 132) Можно предположить, что эти осо-
бенности строения справедливы и для стенок неполной полиго-
низации. Исследования с помощью чувствительной рентгенов-
ской методики на кристаллах, подвергнутых чистому неболь-
шому изгибу, обнаружили существование областей большой
интенсивности отражения, разделенных зонами, дающими отра-
жения меньшей интенсивности. Можно предположить, что уже
один изгиб в данных условиях приводит к несовершенной
полигонизации: образуются субзерна с мало искаженной
структурой, разделенные сильно искаженными зонами, напо-
минающими слоистые границы. Очевидно, что схема рис. 127, а
СУБЗЕРЕННАЯ СТРУКТУРА. ПОЛИГОНИЗАЦИЯ
199
слишком упрощена Распределение дислокаций с самого начала
деформации не всегда равномерное, даже при чистом изгибе
В процессе деформации, при которой накладываются две
системы винтовых дислокаций, лежащие в одной и той же
плоскости скольжения, кристалл разделяется по плоскости
сеткой из винтовых дислокаций, причем неизбежен поворот
обоих частей кристалла относительно друг друга Образуется
субграница, называемая субграницей скручивания, так как
Рис 133 Строение (съемка на просвет) алюминиевою кристалла
после деформации и полигоннэирующего нагрева при 400° С
X 40 ООО
вращение производится вокруг оси, перпендикулярной стенке.
Такие границы могут возникнуть, в частности, при кручении.
Можно прийти к еще более сложным моделям субграниц,
комбинируя изгиб и кручение или многократный изгиб по
разным осям Однако условия для возникновения и существо-
вания таких стенок со сложной структурой трудно предсказать
и теоретически рассчитать При рассмотрении деформирован-
ных и отпущенных кристаллов в световом (в случае галогенидов)
или электронном микроскопе (в случае металлических фолы)
можно хорошо различить сетки переплетенных (смятых) дисло-
каций, образующих стенки. Чаще всего сетки имеют вид шести-
гранников или ромбов (рис. 133). Это означает, что они созданы
дислокациями, пришедшими из двух или трех систем скольже-
ния, и, таким образом, стенки приобретают большую устой-
чивость.
Сложную деформацию часто можно наблюдать при растяже-
нии монокристалла, когда по условиям испытания захваты
препятствуют повороту образца Тогда явление усложняется
200
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ ГСПЛАВОВ
и пространственное распределение единичного скольжения
будет неравномерным Образуются 1руппировки деформацион-
ных полос. Некоторые из этих полос из-за их характерного вида
получили название «полос сброса». Следует отметить, что
1) полосы возникают в условиях, когда сказывается преиму-
щественное влияние какой-то одной системы скольжения, вызы-
вающей поворот всего кристалла. При этом на лауэграммах
появляется астеризм. Направление астеризма и вид полсс
сброса показывают, что в данном случае возникают пары не-
совершенных границ наклона. Ино1да часть кристалла, ограни-
ченная субграницами, поворачивается и возникает местное
(локализованное) вторичное скольжение;
2) при одинаковой интенсивности влияния двух или больше
систем скольжения следы скольжения распределяются по
взаимно разделенным различным пространственным областям
(вторичные полосы скольжения) или образуют сложные перепле-
тения. В этом случае не наблюдается ни макроскопического
изгиба, ни искажения (искривления) всего кристалла. Не будет
даже астеризма при рентгеновском исследовании всего образца,
но будут наблюдаться только очень О!раниченные местные
повороты в областях около линий скольжения, имеющие свои
особенности. Оси их расположены не в плоскости скольжения,
как при астеризме сброса, а перпендикулярно ей Иначе говоря,
не образуются границы наклона, перпендикулярные плоскости
скольжения, а, наоборот, сами плоскости скольжения как бы
представляют собой границы скручивания.
Таким образом, полигонизация в растянутых кристаллах
в общем случае похожа на полигонизацию в изогнутых кристал-
лах. Установлено, что полигонизация должна быть связана
с некоторым отклонением от однородной деформации во время
удлинения, т е некоторые области решетки должны быть изо-
гнуты, потому что полигонизация может возникнуть именно
в этих областях (в связи с необходимостью иметь избыточное
количество дислокаций одного знака). Идеальный кристалл
после пластического удлинения находится в таком физическом
состоянии, которое рентгеновски неразличимо от его первона-
чального состояния (исключая области вблизи зажимов, в ко-
торых имеется скольжение с изгибом). Это идеальное состояние
оказывается приблизительно справедливым применительно к не-
которым металлам Так, Хоникомб не обнаружил астеризма
в кадмии, растянутом более чем на 100%, а Круссар и Обертин
отмечают 139], что после удлинения кристалла цинка на 260%
лауэ-сбратное отражение обнаруживает поворот только на 4°
Принципиальные эксперименты были сделаны Каном 1351
на тонких кристаллах высокочистого (99,99%) алюминия (име-
СУБЗЕРЕННАЯ СТРУКТУРА ПОЛИГОНИЗАЦИЯ
201
ющих форму пластинки), которые были получены путем ориен-
тированной кристаллизации с затравкой, такой образец показан
па рис 134 Верхняя поверхность X и боковая поверхность Y
были хорошо отшлифованы и тщательно электролитически от-
полированы Кристаллы были
деформированы растяжением
со степенями от 7 до 27%
Ориентация была выбрана
так, что большая часть общей
деформации могла быть осу-
ществлена в пределах области
единичного скольжения, а из-
гиб в процессе течения, ха-
рактерный для множествен-
ного скольжения, проявлялся
в связи с поворотом вокруг
оси ОР. Образец был изогнут
только относительно его тол-
Рис 134 Ориентация алюминиевого кри-
сталла в опытах Кана 135]
щины, и искажения вслед-
ствие этого были относительно слабыми После растяжения были
сняты микрофотографии линий скольжения на обеих указан
ных поверхностях (линии скольжения на боковых поверхностях
рис 135 Алюминиевый кристалл
а— Х-поверхность, растяжение 7% X 120, б—/-поверхность, растяжение
25% Х126 [35]
естественно, не параллельны направлению скольжения) На
рис 135, а показаны линии скольжения на Х-поверхности кри-
сталла, растянутого на 7%, на рис 135, б — линии скольже-
ния на /-поверхности другого образца, растянутого на 25%
С некоторых образцов были сняты сопряженные между собой
202
ИЗМ1НЕКИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
фотографии, для подтверждения того, что. 1) линии скольжения
на верхней поверхности прерываются в результате поперечного
скольжения подобно явлению, найденному в а-латуни в работе
148]; поперечное скольжение на боковых поверхностях практи-
чески не было обнаружено; 2) на этих последних поверхностях
было обнаружено целое скопление (семейство) плоскостей сколь-
жения, которые претерпели слабый изгиб. Линии этого изгиба
проявлялись более отчетливо, если образец был протравлен
и освещен косым светом так, что неизогнутая матрица казалась
Рнс 146 Алюминиевый
кристалл, растянутый
на 20% н нагретый на
435°С (макротравле-
ние) Косое освеще-
ние, видны обе поверх-
ности (X и Y) XII
(обозначения см иа
рнс 134)
светлой. Эти изогнутые участки лучше видны в сильно растя-
нутых кристаллах, но они существуют даже и в слабо растяну-
тых. Было найдено, что образцы содержали много таких линий
изгиба или полос деформации в сечениях, приблизительно
параллельных к плоскостям скольжения. Линии (полосы) ста-
новятся более заметными и многочисленными с увеличением
удлинения. На рис. 136 показано, что значительный контраст
имеется между изогнутыми полосами (линиями) и смежными
объемами в кристаллах, растянутых на 20%, а затем протрав-
ленных После измерений образцов на гониометре было найдено,
что объемы кристалла в полосах повернуты около оси ОР,
ось также меняет направление посредством изгибающего сколь-
жения (обнаруженный поворот был связан с изгибающим сколь-
жением). Ясно, что эти полосы обусловлены негомогенным рас-
тяжением кристалла; они образуются, когда некоторые части
(объемы) кристалла скользят первыми, а затем за ними следуют
другие части, и это повторяется до самой последней стадии
скольжения Негомогенное (неравномерное) растяжение кри-
сталла было подтверждено прямым измерением расстояния
между рядами царапин на его поверхности; на схеме рис. 137
СУВЗЕРЕННАЯ СТРУКТУРА ПОЛИГОНИЗАЦИЯ
203
показано, как образуются эти изогнутые полосы дефор-
мации.
В кристаллах, подвергнутых затем нагреву на 450—550° С
(температуру выбирали в зависимости от степени удлинения),
обнаруживали политонизацию и рекристаллизацию на месте.
Подробное изучение лауэграмм показало, что имеющийся асте-
ризм обусловлен возникающими изогнутыми полосами дефор-
мации, а также рекристаллизацией на месте, которая и опреде-
лила разложение сплошного рефлекса на отдельные пятна.
— ими- °
Рис 138 Алюминиевый кристалл,
растянутый на 31% и нагретый на
450° С в течение часа У — поверх-
ность переполироваиа и растянута
на 3% X 260
Рнс 137 Образование деформационных
полос в результате растяжения кри-
сталла [35 Г
в — до растяжения, б—после локаль-
ного течения, в — после дальнейшего
растяжения
На рис. 138 видны на поверхности Y (растяжение 31%, нагрев
450° С, 1 ч, переполировка и повторное растяжение 2—3%)
вновь образованные линии скольжения, претерпевающие рез-
кий изгиб при прохождении через полиговизованную полосу
деформации, а не плавное искривление, как это показано на
рис. 135, б. По-видимому, полигонизация и рекристаллиза-
ция на месте в растянутых кристаллах связаны в первую очередь
с наличием резкой кривизны (с изгибом) решетки в полосах
деформации. Эти наблюдения дают возможность объяснить
установленный факт 141), что рекристаллизация на месте в крем-
нистом феррите встречается вблизи полос деформации.
ПОЛИГОНИЗАЦИЯ В ПОЛИКРИСТАЛЛАХ
В случае поликристаллических образцов из-за взаимодей-
ствия между зернами деформация не будет однородной и ее
можно приближенно рассматривать как сложную (комплекс-
ную). В этих условиях только деформация (без последующего
нагрева) при комнатной температуре в определенных условиях
может вызвать нечто подобное полигонизации. Как показал
Жауль, во многих металлах при растяжении может развиваться
фрагментация при условии превышения некоторых критических
значений удлинения, называемых точками перехода. При соот-
204
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
ветствующем удлинении в алюминии разной чистоты — от 1,5
до 5% напряжение достигает значений, при которых возможна
активация поперечного скольжения 1501. Таким образом,
смысл этих пороговых (критических) значений удлинения и
напряже|/ия состоит в том, что создаются условия для перегруп-
пировки дислокаций, скопившихся до этого у препятствий.
Можно полагать, что они распределяются в виде более или менее
совершенных стенок, разделяющих мало разориентированные
субзерна.
Деформация при несколько повышенной температуре (но
близкой к комнатной) приводит уже к отчетливой фрагментации
на субзерна, которые могут содержать эквивалентное коли-
чество положительных и отрицательных дислокаций и, таким
образом, не вызывать в целом изгиба или искажения формы
образца. Эти субзерна разделены несовершенными субграни-
цами, в которых собирается локальный избыток одноименных
дислокаций Это и есть несовершенная, или начинающаяся
полигонизация
При nai реве такого деформированного металла, который, как
было показано, уже в исходном состоянии является фрагменти-
рованным, будет наблюдаться развитие более совершенной по-
лигонизации (если не происходит рекристаллизации путем об-
разования зародышей и их роста). Стенки становятся более
тонкими, а в объеме субзерен происходит взаимное уничтожение
дислокаций разных знаков, определяющее явление возврата;
однако возврат может происходить при температурах ниже,
чем те, при которых наблюдается утонение стенок.
ВЛИЯНИЕ ВИДА ДЕФОРМАЦИИ
Характер развития процесса полигонизации зависит от вида
деформации В случае чистого изгиба стенки являются сравни-
тельно тонкими в результате собирания дислокаций в строго
определенных плоскостях. Затем стенки срастаются при сохра-
нении общей ориентации субзерен и перегруппировываются
так, что происходит рекристаллизация на месте
В монокристалле (когда после растяжения образуются по-
лосы сброса) при нагреве микрополосы сброса постепенно рас-
творяются, так как две утолщенные сложные субграницы,
ограничивающие эти микрополосы, притягиваются, ибо они
изогнуты в разные стороны Этот процесс мало тормозится
препятствиями В результате умеренного нагрева происходит
взаимное уничтожение субграниц. Вместе с тем микрополосы
сброса сильнее блокированы в результате вторичного сколь-
жения и полигонизуются как бы «слоями» Такая структура
СУБЗЕРЕННАЯ СТРУКТУРА. ПОЛИГОНИЗАЦИЯ
205
довольно устойчива, если средняя часть полосы не очень
сильно разориентирована, иначе эта часть может служить заро-
дышем рекристаллизации Если оказывается возможным пред-
отвратить зародышеобразование, то и при сравнительно высо-
ких температурах можно наблюдать рекристаллизацию на месте
В монокристаллах, в которых при деформации происходит
множественное скольжение, но не образуются полосы сброса
(и особенно в поликристаллах), более вероятным является
возникновение зародышей рекристаллизации Если деформа-
ция меньше критической, то при нагреве образуется явно вы-
раженная тонкая полигонизованная структура, которая затем
может «грубеть» в результате срастания субзёрен
В крупнозернистых поликристалличсских телах в отдельных
больших кристаллах могут образоваться полосы сброса; в этом
случае проявляется тенденция к полигонизации При этом
наблюдаются субграницы, параллельные полосам скольжения
(субграницы скручивания), а также другие виды субграниц
По-видимому, и при полигонизации поликристаллов одновре-
менно или последовательно протекает несколько элементарных
процессов
1) возникающие при чистом изгибе или при смешанной де-
формации стенки становятся более тонкими и образуют хорошо
выраженные субграницы, легко выявляемые микроскопически.
Это сопровождается исчезновением некоторых дислокаций,
выпрямлением линий дислокации под влиянием линейного на-
тяжения и переползанием отдельных дислокаций, распределя-
ющихся более равномерно вдоль стенки,
2) субграницы, параллельные плоскости скольжения, стре-
мятся к исчезновению при нагреве Это означает, что субграницы
скручивания уничтожают друг друга в результате движения
винтовых дислокаций (по механизму поперечного скольжения)
или соединяются с субграницами наклона с образованием сме-
шанных субграниц. В указанных случаях большую роль играет
такой фактор, как расщепление дислокаций. Чем меньше ширина
расщепления дислокаций, тем легче происходит поперечное
скольжение и переползание и тем легче происходит полигони-
зация,
3) образованные в результате ряда процессов стенки затем
перемещаются как целое (скольжением) и сливаются; кроме
тою, возможно сращивание субзерен путем переползания дисло-
кации внутри стенки, приводящее к изменению угла Это
приводит к своеобразному росту субзерен (рекристаллизация
иа месте)
При всех этих явлениях большую роль играют примеси.
Чем чище металл, тем легче происходит срастание субзерен
206 ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
Этот факт впервые наблюдал Гинье [34] на алюминии, а затем
Шодрон с сотрудниками [51 ] на алюминии и железе. Однако,
по-видимому, в металлах с сильно расщепленными дислока-
циями, как например в меди, некоторые примеси могут способ-
ствовать полигонизации (если они соответствующим образом
меняют энергию дефекта укладки).
П0ЛИГ0НИЗЩЯ И РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ
Рекристаллизация путем образования зародышей и их роста
может помешать или даже подавить конечную стадию роста
субзерен Кан [35] полагал, что зародыши в действительности
являются сильно разориентированными субзернами, враста-
ющими в полигонизованную структуру х; в данном случае поли-
гонизация (или определенный ее этап) предшествует образо-
ванию зародыша В этой связи следует учитывать, что пово-
роты вокруг осей (перпендикулярных плоскостям скольжения),
оказывают влияние на образование зародышей По-видимому,
это влияние выявляется в тот момент, когда еще не исчезли
субграницы скручивания. Отсюда следует, что в образовании и
ориентации зародышей большую роль играет отношение ско-
ростей перемещения субграниц наклона и скручивания. При
этом должно также учитываться влияние различной плотности
порогов на винтовых и краевых компонентах дислокаций
(определяющей скорость переползания)
Субзерно, окруженное другими субзернами, может расти
только тогда, когда возможно перемещение субграниц Это
означает, что в итоге они теряют характер стенки или «слои-
стой границы» и превращаются в нормальную границу, т е
становятся плоскими скоплениями несовершенств, практически
не содержащими свободных от дефектов участков. Эти границы
разделяют сильно разориентированные области, встречающиеся
обычно только в небольших объемах кристалла при достаточно
сильной деформации.
Следовательно, определенные стадии полигонизации пред-
шествуют образованию зародышей рекристаллизации; только
последние стадии полигонизации как бы конкурируют с ре-
кристаллизацией (они могут ее тормозить при умеренных тем-
пературах нагрева).
Рассматривая соотношение между процессами образования
зародышей рекристаллизации и полигонизацией, следует иметь
в виду, что не существует только полигонизованное или только
рекристаллизованное состояние, а в большинстве случаев
* Экспериментально »то было показано Боллманом на никеле [99]
СУЬЗЬРЕННАЯ СТРУКТУРА ПОЛИГОНИЗАЦИЯ
207
встречается наложение этих процессов и отсюда как бы непре-
рывный ряд промежуточных состояний Ч Так, имеются заро-
дыши рекристаллизации, растущие за счет полигонизованной
структуры, и в то же время наблюдаются определенные участки
полигонизованной структуры с большими субзернами (т. с
рекристаллизованные на месте), найденные Шодроном 1511,
которые обладают свободной энергией, более низкой, чем энер-
гия хорошо рекристаллизованных зерен.
ПОЛИГОНИЗАЦИЯ ПРИ ПОЛЗУЧЕСТИ
До сих пор была рассмотрена полигонизация, вызванная
последовательно деформацией и нагревом. Значительный ин-
терес представляет случай их одновременного воздействия,
т. е. ползучесть, при которой наблюдается в ряде случаев
интенсивная полигонизация. Ползучесть приводит к образова-
Рис 139. Полосы
сброса и фасетки
иа алюминиевом
кристалле, под-
вергнутом ползу-
чести [30] X50
нию четких, сильно разориентированных субзерен, если на-
гружение проводят при температурах около 0,4Тпл°К.
Полигонизация при ползучести может происходить различ-
ными способами При крупном зерне или больших напряжениях
полигонизованная структура будет иметь сложный вид В част-
ности встречаются: 1) полосы сброса, возникающие при изгибе
большей частью вблизи границ зерен. Эти полосы сброса имеют
часто вид полигонов и чешуек (рис. 139); 2) широкие полосы
скольжения, в большей или меньшей степени пересеченные по-
, Полигоннзованное, а также рекристаллизованное состояния тем совершеннее, чем
слабее предшествующая деформация Рекристаллизация устраняет не все дефекты
металла, а только ббльшую часть. Это положение, высказанное Круссаром [42].
позволяет в известной мере объяснить сохранение высокого уровня свойств стали
после ВТМО с начинающейся рекристаллизацией (см гл 5)
208
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
лосами сброса Внутри полос образуется тонкая полигонизован-
ная структура, субграницы которой часто расположены парал-
лельно линиям скольжения в соответствии с описанной моделью
для случая полигонизации при деформации с последующим
нагревом Между полосами постепенно вырисовываются кон-
туры сравнительно грубой полигонизации
При мелком зернен небольших напряжениях полигонизация
в общем случае развивается по всему объему примерно так же,
как было описано для полигонизации, происходящей между
широкими полосами скольжения В этом случае в начале про-
цесса всегда микроскопически наблюдается случайное распре-
деление дислокаций Затем они стремятся собираться в стенки,
что чаще всего сопровождается образованием небольших участ-
ков стенок, растущих с двух концов; затем происходит сраста-
ние путем собирания в толстые слои, которые все более уто-
няются. Наблюдения говорят о том, что в процессе затухающей
ползучести (стадии I) полигонизация начинается в расплывчатом
виде и выявляется более четко лишь в конце ее, к моменту на-
чала установившейся ползучести (стадия II) Сопротивление
ползучести, по-видимому, существенно зависит от размера об-
разовавшихся субзерен 1521 В этой связи приобретает зна-
чение не решенный до сих пор вопрос- увеличивается или
уменьшается поле внутренних напряжений при утонении сте-
нок и как такие изменения влияют на ползучесть По-видимому,
это зависит, кроме всего, от распределения дислокаций в стен-
ках (наличия или отсутствия скоплений) и от расположения
активных источников дислокаций (в стенках и внутри субзерен)
Как будет сказано дальше, источники при ползучести могут
перемещаться.
Полигонизованная структура при ползучести образуется
сравнительно легко и четко, в частности более четко, чем
при деформации с последующим нагревом. Это можно объяснить
совместным влиянием напряжений и температуры на перерас-
пределение дислокаций, приводящее к полигонизации При
нагреве деформированного металла движущей силой для пере-
мещения и переползания дислокаций являются внутренние
напряжения. При меньшей величине этих напряжений (что соот-
ветствует случаю малых деформаций) полигонизация разви-
вается только под влиянием линейного натяжения дислокаций
При ползучести же напряжение действует всегда Каждая
дислокация, освобожденная от препятствий переползанием,
заменяется другой, которая идет затем таким же путем, и т д
Освобожденные дислокации скапливаются в стенки, поэтому
при больших плотностях дислокаций получаются очень боль-
шие разориентировки (до 10—20° и более).
СУБЗЕРЕННАЯ СТРУКТУРА ПОЛИГОНИЗАЦИЯ
209
Имеется заметная разница между ростом субзерен и обычным
ростом зерен, особенно в случае одновременного влияния
внешнего напряжения, приложенного в процессе нагрева,
т е. в условиях ползучести. В работе [38] установлено, что
скорость роста субзерен значительно увеличивается при при-
ложении внешнего напряжения, способного вызвать неболь-
шую деформацию ползучести в процессе нагрева Показано
[53], что ускорение роста субзерен достигает 100 раз при
деформации ползучести 0,004, вызываемой приложением внеш-
него напряжения в процессе нагрева холоднодеформированного
чистого алюминия при 530е К. Подобный эффект ускоряющего
воздействия напряжения на обычный рост зерна в высоко-
чистом алюминии установить нельзя Это объясняется тем, что
субграницы, имеющие в пластически деформированном поли-
кристаллическом материале обычно неправильную форму, тес-
нее связаны с кристаллографией смежных объемов, чем обыч-
ные границы зерен, миграция которых не обнаружила такой
зависимости от внешнего напряжения Разница между поведе-
нием субграниц и обычных границ зерен, возможно, связана
не только с разницей в степени разориентации, но, скорее всего,
обусловлена также разным типом разориентации
СЕТЧАТЫЕ СТЕНКИ
В случае сложной деформации дислокации должны быть
щраничены в направлениях, перпендикулярных плоскости
(см рис. 131) Стенка обязательно состоит из закрепленных
участков дислокационных линий; это закрепление может быть
осуществлено только дислокационной линией, подобно тому,
как петли сетки закреплены ее краями Возможно, что две или
три системы параллельных дислокаций закрепляются общими
окаймляющими дислокациями, и образуются сетчатые стенки,
как это показано на рис. 133
Полигонизация, возникающая в результате умеренной де-
формации и последующего нагрева, приводит к образованию
субзерен, размер которых того же порядка, что и размеры ячеек
в сетке Франка 154] Таким образом, можно предположить, что
по меньшей мере часть дислокаций этой сетки является окайм-
ляющими дислокациями, удерживающими полигонизованные
стенки Установлено, что неупругие эффекты намного сильнее
в полигонизованном состоянии если Ео — модуль упругости
совершенного кристалла, то наличие сетки Франка, содержа-
щей свободно движущиеся дислокации (без учета закрепленных
узлов), приводит к уменьшению модуля до 0,85£о Если дисло-
кационные линии этой сетки сцепляются с полигонизованными
14 Бернштейн
210
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
стенками, то модуль упругости снижается в большей мере до
значений порядка 0,1 Ео, что действительно и было обнару-
жено 154].
При исследовании внутреннего трения при высоких темпера-
турах наблюдалось, что уменьшенное значение модуля затем
постепенно вновь возрастает Объясняется этот процесс следу-
ющим образом под влиянием небольших напряжений полиго-
низованные стенки воздействуют на дислокационные узлы
с такой силой, что они перемещаются, а сетка окаймляющих
дислокаций приходит в движение и становится более широкой
Можно сделать вывод, что для значительного изменения или
даже уничтожения первичной сетки Франка (которая нахо-
дится в поле напряжений, созданном стенками) в полигонизо-
ванной структуре при высокой температуре достаточно не-
большого напряжения
Этим объясняется также большая стабильность структуры
полигонизации, созданной при высокой температуре, по сравне-
нию со структурой после обычной рекристаллизации 151 ].
Этот факт должен играть важную роль при ползучести. Суще-
ствует разная степень упрочнения в результате деформации при
комнатной температуре образцов, предварительно хорошо по-
лигонизованных, и образцов, обычным образом рекристаллизо-
ванных Кривые растяжения в указанных состояниях имеют
различный вид; это доказывает, что состояние полигонизации
накладывает свою субструктуру на возникающую фрагмен-
тацию.
Следует отметить, что при сильно развитой полигонизации
и большом количестве стенок практически уничтожаются всякие
следы первичной сетки (путем вхождения мелких участков
первичной сетки) или по крайней мере перекрывается влияние
этой сетки.
СТАБИЛЬНОСТЬ ЛОЛИГОНИЗОВАННЫХ
СТЕНОК
Вертикальные стенки дислокаций, образующиеся при поли-
гонизации и являющиеся эффективными препятствиями для
движений других дислокаций, оказываются настолько устой-
чивыми, что в ряде случаев обнаруживаются в наклепанном
металле даже после нагрева на температуры выше обычной
температуры рекристаллизации. Кан указывает, что в моно-
кристалле цинка некоторые субграницы, представляющие со-
бой вертикальные стенки дислокаций, сохранялись при нагреве
до температур, близких к точке плавления; в поликристалли-
ческом никеле субграницы сохранялись при нагреве до тем-
СУВЗЕР8ННАЯ СТРУКТУРА ПОЛИГОНИЗАЦИЯ
211
ператур около 800° С; в однородно деформированном железе
устойчивые вертикальные стенки дислокаций внутри зерна
наблюдаются в ряде случаев при нагреве до температур, близ-
ких к критической точке а -► у-превращения.
Высокая стабильность полигонизованной структуры опре-
деляется низкой энергией стенок, так как напряжения, обус-
ловленные дислокациями, распространяются только на рас-
стояния порядка протяженности дислокаций в границе, а не
по всему кристаллу.
Естественно, что образующиеся при полигонизации стабиль-
ные субграницы определяют повышение прочности (жаропро-
чности) металлов В гл 3 будут рассмотрены практические
результаты по повышению механических свойств, достигнутые
в результате механикотермической обработки, являющейся,
по существу, обработкой для получения структуры полиго-
низации.
Практические приемы получения полигонизованной струк-
туры в результате ползучести, определяющие существенное
повышение жаропрочности, подробнее будут рассмотрены
в гл 3 и 5.
♦ ♦
*
Из изложенного очевидна трудность точного определения
разновидностей структурных изменений, происходящих при
нагревании деформированного металла и, в частности, полиго-
низации, в связи с тем, что уже при комнатной температуре
деформация внутри каждого кристалла весьма гетерогенна и
определяет своеобразное развитие фрагментации. Уже на этой
стадии деформированный металл состоит из объемов или суб-
зерен, более совершенных, чем остальной металл, и отделенных
друг от друга слоями с сильными искажениями Нагрев лишь
усиливает тенденцию к гетерогенизации строения, повышая
совершенство субзерен и утоняя слои (стенки), которые посте-
пенно превращаются в четкие субграницы. В этом процессе
участвуют все виды движения дислокаций (в том числе терми-
чески активируемые), которые протекают последовательно
или одновременно с различной интенсивностью.
Таким образом, под полигонизацией следует понимать про-
цесс изменения строения деформированного металла, в ходе
которого реализуется тенденция к распределению дислокаций
во все более четкие субграницы, причем развитие этой тенден-
ции приводит к образованию все более совершенных и больших
по размерам субзерен.
Общие закономерности изменений в субзеренной структуре
деформированных металлов следующие:
И*
212
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
1) субзерна (понимая под этим термином слегка разориенти-
рованные друг относительно друга области в кристалле) об-
разуются уже в результате пластической деформации при
достаточно низких температурах, составляющих примерно
0,1 Тпл СК. Известен только один вид деформации, который не
сопровождается образованием субзерен — чистый сдвиг (без
изгиба) монокристаллов;
2) размер субзерен, образованных при равных прочих
условиях, тем меньше, чем ниже температура деформации,
выше скорость деформации, степень деформации (до определен-
ных пределов) и степень легирования,
3) нагрев в определенных условиях после деформации может
определить рост субзерен, приводящий к уменьшению общей
энергии на единицу объема, что обусловливает увеличение
термодинамической стабильности. Рост субзерен часто преры-
вается (особенно в деформированных поликристаллических ме-
таллах) рекристаллизацией, которая уничтожает созданную
субструктуру;
4) скорость роста субграниц существенно увеличивается
при одновременном (с нагревом) приложении напряжений,
особенно когда они определяют небольшие деформации Этот
эффект не наблюдается в случае обычного процесса роста зерен;
5) значительная доля упрочнения при пластической дефор-
мации связана с характером образующейся субструктуры.
Рост субзерен при последующем нагреве обусловливает частич-
ное снятие упрочнения Однако полное снятие созданного при
деформации упрочнения наступает лишь при полном развитии
процесса рекристаллизации
РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ
Классическая картина первичной рекристаллизации (в обще-
принятом понятии этого термина в технической литературе)
предусматривает формирование в деформированной матрице
и рост за счет этой матрицы участков с неискаженной решеткой
(так называемых центров или зародышей рекристаллизации),
отделенных от матрицы границами с большими углами разо-
риентировки При этом одновременно могут наблюдаться следу-
ющие изменения, являющиеся результатом роста новых зерен:
1) освобождение накопленной энергии холодной деформации,
пропорциональное превращенному объему холоднодеформи-
рованной матрицы в недеформированные зерна,
2) разупрочнение, поскольку холоднодеформированный на-
клепанный материал сменяется мягким. В частично рекри-
сталлизованном материале наклепанные и разупрочненные
РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ
213
области сосуществуют в близком соседстве, что может быть уста-
новлено измерением микротвердости,
3) изменение ориентации, так как в результате миграции
большеугловых границ деформированные зерна с одной ориента-
цией заменяются рекристаллизованными зернами с другой
ориентацией (рис. 140).
Однако исследования показали, что эти изменения не обя-
зательно должны происходить все вместе Как было указано,
известны случаи, когда разупрочнение может происходить при
Рис 140 Миграция большеугловой границы при рекристаллизации
чистого алюминия Два последовательных положения границы в об
разце, нагретом после прокатки на 7,5% в течение 25 н 32 сек соот
ветствснно Окисная пленка и поляризованный свет X 75
нагреве холодподеформированного металла на температуры,
еще не определяющие изменение ориентации (т е по существу
без миграции болыпеугловых границ) Рекристаллизация
в структуре может наблюдаться при дальнейшем нагреве и
будет проходить уже без разупрочнения. Имеются также при-
меры, когда практически вся накопленная энергия холодной
деформации освобождается в процессе умеренных нагревов, еще
до разупрочнения и переориентации в кристаллах.
В этой связи первичная рекристаллизация как будто не
может быть четко разграничена от вторичной или от собира-
тельной рекристаллизации, при которых освобождение на-
копленной энергии деформации также не играет роли. Это по-
служило основанием для Алтертума 155] и Ван-Аркеля 1561
объединить все явления миграции высокоугловых границ в раз-
упрочняемой деформированной матрице общим термином «ре-
кристаллизация». Однако при микроскопических исследова-
ниях эти процессы могут быть различимы. Если после исчезно-
вения деформированной матрицы и завершения первичной ре-
кристаллизации продолжать нагрев на более высокие темпе-
ратуры, то новые центры (зерна) будут расти за счет друг друга
При этом может наблюдаться 1) либо вторичная рекристалли-
214
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
зация (преимущественное увеличение размеров некоторых зе-
рен, попавших в данных условиях эксперимента в привилеги-
рованные условия для ускоренного роста за счет других зерен);
2) либо собирательная рекристаллизация [равномерное подра-
стание всех образовавшихся в результате первичной рекристал-
лизации зерен (центров)!. По гистограммам распределения
зерен по размерам процессы вторичной и собирательной рекри-
сталлизации могут быть, таким образом, различимы (рис 141).
Рис 141 Схема изменения среднего размера зерна D при нагреве с уве-
личивающимися выдержками (г, <т, < г,) в случае собирательной (а) и
вторичной (б) рекристаллизации (W — удельное число зерен)
Вторичная рекристаллизация может происходить в случае,
если объемная энергия некоторых зерен будет меньше, чем
остальных зерен. Это наблюдается всегда при небольшом по
величине наклепе (критической величины; если даже такой
небольшой наклеп совершен после сильной деформации), опре-
деляющем крайне неравномерное распределение энергии иска-
жений между отдельными зернами (исходя из неоднородности
самого процесса деформации, особенно на начальных стадиях)
Другой причиной различия в объемной энергии отдельных зе-
рен, определяющих возможность развития вторичной рекри-
сталлизации, является образование сразу после окончания
первичной рекристаллизации некоторого числа более крупных
зерен. Это явление может быть результатом влияния местных
скоплений второй фазы (или сильной ее коагуляции) на нерав-
номерный рост зерна при первичной рекристаллизации. В тон-
ких изделиях, когда размеры кристаллов могут оказаться со-
измеримыми с размерами сечения, после первичной рекристал-
РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ
215
лизации зерна могут выходить своими различно ориентирован-
ными плоскостями на открытую поверхность. Известно, что
свободная энергия зерна складывается из суммы его объемной
и поверхностной свободных энергий. В случае, когда зерна
выходят различным^ плоскостями на открытые поверхности,
будет различная ретикулярная плотность (число атомов на
единицу площади в данной плоскости) по этим поверхностям
Чем выше ретикулярная плотность, тем меньше поверхностная
энергия Это определяет различный стимул к росту по-разному
ориентированных к открытой поверхности зерен и позволяет
объяснить сравнительно большую легкость развития вторичной
рекристаллизации в изделиях небольшого сечения
Предполагается, что часть или вся накопленная энергия
холодной деформации высвобождается в процессе первичной
рекристаллизации, и это является движущей силой процесса.
Однако исследования Борелиуса с сотрудниками (14 ] показали,
что, по крайней мере, часть накопленной энергии может высво-
бождаться при относительно низких температурах и за корот-
кий промежуток времени, когда рекристаллизация не про-
исходит Сузуки показал 157], что в меди чистотой 99,96%,
деформированной сжатием на различные величины обжатия
и нагретой со скоростью 2 град/мин, выделение накопленной
энергии деформации практически заканчивается при темпера-
туре 270° С, когда разупрочнение, по данным измерения твер-
дости или по пределу текучести, только еще начинается. Су-
зуки приходит к заключению, что в этом случае выделение энер-
гии связано, очевидно, с экспериментально наблюдающимся
процессом изменения в субзеренной структуре. В работе
Стенсбари 158] (серебро на медной подложке) получено под-
тверждение предположениям Сузуки. С другой стороны, в ра-
боте Клербро, Харгривса, Митчела и Уэста [2] на фосфори-
стой меди различной чистоты установлено, что при нагреве
со скоростью 2 град!мин одновременно с выделением основной
части накопленной энергии деформации происходит разупроч-
нение и микроскопически наблюдаемая миграция границ зерен,
характерная для первичной рекристаллизации
Причиной расхождений между результатами различных
исследователей может быть то обстоятельство, что условия де-
формации, количество примесей в меди и методы исследова-
ния были разными во всех случаях.
В отличие от своих результатов, полученных на меди,
Клербро, Харгривс и Уэст 159] обнаружили, что деформиро-
ванный никель теряет приблизительно 60% накопленной энер-
гии холодной деформации еще до начала рекристаллизации.
Из этого, как будто, следует, что отмеченные аномалии, наблю-
216
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ Д1 ФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
дающиеся в случае меди, могли указывать скорее на действи-
тельные различия в поведении разных образцов, чем на различия
в методике измерения
По-видимому, только в некоторых случаях основное выделе-
ние энергии деформации связано с поглощением деформиро-
ванной матрицы новыми зернами В достаточно многочисленных
случаях при определенных условиях новые рекристаллизован-
ные зерна могут расти в деформированной матрице, которая уже
потеряла большую часть накопленной энергии деформации на
более ранних стадиях нагрева, не сопровождавшихся мигра-
цией границ зерен. Небольшая оставшаяся доля накопленной
энергии деформации (которая в этих случаях играет роль
движущей силы процесса рекристаллизации), вероятно, свя-
зана с энергией образования сетки субграпиц в матрице
Предположение о том, что движущей силой роста зерна
в процессе собирательной или вторичной рекристаллизации
является поверхностная энергия, связанная с границами зерен,
подтверждено работами Смита, а также Барке [601 и др По
оценке величины поверхностной энергии, приходящейся на
единицу внутренней поверхности, и по изменению общей пло-
щади поверхности в единице объема, энергия, выделяемая в про-
цессе роста кристаллов со средним диаметром 10~3 см до сред-
него диаметра, в 10 раз большего, по порядку величины состав-
ляет 0,2 каломель Последняя примерно в сто раз меньше, чем
накопленная энергия холодной деформации, которая выделяется
либо до процесса первичной рекристаллизации, либо в ходе
этого процесса Движущая сила роста зерна при вторичной или
собирательной рекристаллизации, конечно, будет тем меньше,
чем больше исходный размер зерна после первичной рекри-
сталлизации.
В литературе нет данных об измерениях этой энергии,
что, по-видимому, связано с трудностями такого рода экспе-
риментов ввиду малости измеряемой величины
КИНЕТИКА ПРОЦЕССА РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ
Кинетика процесса рекристаллизации определяется стрем-
лением большеугловых границ к миграции в направлении умень-
шения их кривизны, реализация этой тенденции приводит
к уменьшению внутренней поверхностной энергии, связанной
с границами Кроме стремления границ к выпрямлению, при-
ближению к равновесию, термодинамически закономерной
является также миграция большеугловых границ в таком на-
правлении, чтобы уменьшилась результирующая поверхност-
ного натяжения сил, действующих на тройной стык Однако
РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ
217
показано, что реальная миграция при нагреве всегда приводит
к такой системе границ в металле, которая никогда не удовле-
творяет указанным условиям. Истинно равновесное располо-
жение границ зерен в трехмерном пространстве может быть
достигнуто только в том случае, если каждое зерно имеет форму,
аналогичную устойчивой конфигурации мыльной пленки в пене
Смит, а позднее более подробно Барке 1601 уточнили, что от-
клонение от истинно равновесной конфигурации границ в от-
дельных объемах поликристаллического металла должно про-
исходить из-за непрерывной миграции границ во всем образце.
Таким образом, полное равновесие практически недостижимо до
тех пор, пока весь образец не превратится в монокристалл
Как следует из работ Смита, криволинейные границы зерен не-
прерывно мигрируют при нагреве по направлению к их центру
кривизны, вызывая вслед за этим непрерывное изменение углов
в стыке. Этот процесс протекает сравнительно медленно, ско-
рость в каждом случае зависит от местной кривизны границы
и от температуры.
Увеличение среднего размера зерна в зависимости от вре-
мени изотермического нагрева при рекристаллизации опреде-
ляется параболической (эмпирической) зависимостью
Di/« _ Dy« _ ct^
где t — продолжительность нагрева;
Do — средний диаметр исходного зерна,
D — средний диаметр зерна после нагрева,
с, п — параметры, зависящие от температуры, но не за-
висящие от D.
На рис. 142 представлены экспериментальные данные для
латуни высокой чистоты и алюминия 141.
При данной температуре скорость роста зерна зависит
только от исходного размера зерна Начальная скорость роста
Значение п для чистой латуни приблизительно равно 0,5,
независимо от температуры. Для чистого алюминия п изме-
няется от 0,056 при 350° С до 0,322 при 600° С, и если экстра-
полировать к точке плавления, то получается значение п
около 0,5. Поскольку п всегда меньше единицы, то, согласно
приведенной зависимости, получается уменьшение скорости
роста зерна с увеличением размера зерна (рис 143)
Как видно на рис. 144, если отложить логарифм среднего
диаметра зерна по одной оси, а по другой — логарифм времени
нагрева, то для холоднокатаной латуни начальные точки от-
Рис 143 Изменение средней мгновенной скорости роста в зависимости от величины
зерна
а — латуни 70-30 высокой (/) н промышленной чистоты (2), б — алюминия 14]
РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ
219
клоняются от прямолинейного закона. Этого можно было ожи-
дать, исходя из зависимости О1/л — Do/n = ct, поскольку об-
щее время изотермического нагрева включает период собственно
первичной рекристаллизации Время это в общем случае от-
личается от гипотетического значения времени нагрева, которое
требовалось бы для получения определенного (к моменту окон-
чания первичной рекристаллизации) размера зерна, исходя из
Рнс 144 Зависимость среднего размера
(диаметра) аерна от общего времени
нагрева для высокочистой латуни
70-30 [4] после холодной прокатки
/ - X = 17,4%. 2-33.3%. 3 — 85,4%
Рнс 145 То же значение величины зерна ,
что и на рис 144, отложено в зависимости
от времени, необходимого только для роста
зерен (т е. общее время нагрева минус
время для первичной рекристаллизации
плюс время для воображаемого роста зерна
до величины, получаемой после первичной
рекристаллизации)
начального размера недеформированного зерна, равного нулю.
В зависимости от величины деформации и, таким образом, от
времени, необходимого для рекристаллизации, это начальное
отклонение от прямолинейной зависимости может быть раз-
личным (рис 144). Однако если шкалу времени изменить так,
чтобы, откладывая логарифмы времени роста зерен, включить
в него также время предполагаемого роста зерна от нуля до
размера зерна после первичной рекристаллизации, тогда в соот-
dD
ветствии с зависимостью для -^-все точки попадут на прямую
(рис. 145).
Соотношение типа — ncDx~x/a с п = 0,5 может быть
выведено, если принять начальную скорость роста зерна про-
порциональной начальной величине избытка свободной энергии
220
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
на единицу объема (связанного с границами зерна). Так как
эта энергия может быть принята пропорциональной площади
поверхности границ в единице объема, то получим
откуда
D2 — D» — ct.
Барке отметил 160], что зависимость = 6-4- вытекает
1 at и
также из соображений, что начальная скорость роста зерна
пропорциональна средней кривизне границы зерна
Рост зерна при нагреве тонких деформированных поликри-
сталлических образцов замедляется и в конце концов оста-
навливается, когда величина зерна приближается по размерам
к толщине образца.
До сих пор были рассмотрены закономерности, присущие
либо чистым металлам, либо гомогенным твердым растворам
Если в структуре присутствуют тонко диспергированные ча-
стицы второй фазы, то границы зерен имеют тенденцию удержи-
ваться на этих частицах и, таким образом, затрудняется ми-
грация границ зерен. В таких случаях скорость роста зерна
значительно уменьшается (рис 143, а). Показатель степени п,
характеризующий наклон линии, отражающей рост зерен в ло-
гарифмическом масштабе, уменьшается для технически чистой
латуни п — 0,2 по сравнению с п — 0,44-0,5 для латуни вы-
сокой чистоты
Еще один важный эффект влияния дисперсных частиц вто-
рой фазы состоит в том, что рост зерна полностью приостанавли-
вается, если достигается некоторый его предельный размер.
Это объясняется тем, что по мере увеличения размера зерна
в процессе его непрерывного роста энергия, стимулирующая
процесс дальнейшего роста зерна, уменьшается до значений, при
которых сдерживающее влияние дисперсных частиц стано-
вится достаточным для предотвращения дальнейшего роста
160]. Достигаемый при этом предельный размер зерна оказы-
вается устойчивым в течение длительного времени нагрева
Как видно на рис. 146, предельный размер зерна уменьшается
с увеличением числа дисперсных частиц Возрастание размера
зерна происходит с увеличением температуры нагрева, хотя
этот эффект может быть частично связан с уменьшением числа
дисперсных частиц из-за их обратного растворения или коа-
гуляции.
Следует отметить, что даже очень мелкодисперсные частицы
оказывают заметное замедляющее влияние на развитие про-
РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ
221
цесса непрерывного роста зерна, так что особенности кине-
тики роста зерна могут быть одним из чувствительных индика-
торов присутствия таких частиц в структуре.
Кинетика процесса первичной рекристаллизации изобра-
жается типичной сигмоидальной кривой (рис. 147) и резко от-
Рис. 146 Зависимость размера зерна от
температуры нагрева для алюминиевых
сплавов с 0.6% Мп 0.75% Мп
(-1) 1,12% Мп (/) 1,65% Мп (1 -tj
Предпоследний нагрев — на 500 (а).
530 (б) и 600° С (в). Для одной и той
же температуры окончательного нагре-
ва размер зерна уменьшается с уве-
личением числа частиц (увеличение
содержания марганца и уменьшение
температуры предпоследнего нагрева) [4)
личается от кинетики возврата
(см. рис. 123, 126). Как пока-
зано Колмогоровым (составил
общее уравнение) и Мейлом,
сигмоидальная кинетика, в слу-
чае которой скорость реакции
сначала очень мала, затем воз-
растает до максимума и снова
уменьшается, характерна для
превращений, которые формаль-
но могут быть представлены
в виде двух одновременно про-
текающих процессов—зарож-
дения новых зерен и их роста
Рис 147. Первичная рекристаллизация
(изотермическая кривая) чистого алюми-
ния, нагретого на 350° С после растяже
ния на 5.1% [4]
В работах Сузуки [57] показано, что в алюминии высокой
чистоты скорость роста рекристаллизованных зерен после
непродолжительных выдержек уменьшается по мере постепен-
ного роста зерна в деформированной матрице. Это наблюдение
Сузуки интерпретировал в соответствии с ранее высказанным
предположением, что поверхностная энергия границ зерен мо-
жет внести существенную долю в общую энергию, необходимую
для развязывания первичной рекристаллизации в поликри-
сталлическом металле, когда размеры зерен матрицы очень малы
и деформация незначительна. Кроме того, остаточная накоплен-
222
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
ная энергия холодной деформации может постепенно исчезать
в процессе непрерывного роста зерен; участки матрицы, очищен-
ные в результате миграции границ, становятся свободными от
напряжений; в них практически не наблюдается субструктура
По двум этим причинам движущая сила (энергия) для роста
крупных рекристаллизованных зерен будет уменьшаться в ре-
зультате постепенно протекающего роста зерна в матрице
С увеличением деформации число рекристаллизованных зе-
рен становится больше, т. е. размер зерна становится меньше,
вплоть до того, что новые зерна не могут быть более отличимы от
исходных деформированных зерен при помощи такого простого
критерия, как их размер. Так как значительная доля общего
роста каждого нового зерна реализуется внутри отдельных
зерен деформированной матрицы, то скорости образования
зародышей и их роста значительно отличаются в зависимости
от ориентации отдельных зерен матрицы относительно направ-
ления напряжения. Вследствие этого, а также из-за неоднород-
ности самого процесса пластической деформации локальные
различия в скоростях зарождения и роста весьма велики.
Однако общая усредненная кинетика, по которой объемная
доля рекристаллизованного материала является функцией
времени нагрева, позволяет все же описать процесс рекристал-
лизации металлов даже после сильной деформации. Устано-
влено, что и в данном случае получают примерно такую же сиг-
моидальную кинетику, как после малых деформаций. Эти ре-
зультаты позволяют считать, что первичная рекристаллизация
даже после сильной холодной деформации может быть пред-
ставлена как процесс зарождения и роста.
Кинетика вторичной рекристаллизации исследована не так
подробно, как кинетика первичной рекристаллизации. Однако
в ряде работ [60, 98] показана аналогия между кинетикой пер-
вичной и вторичной рекристаллизации Поэтому, в частности,
для процесса вторичной рекристаллизации получают кривую
сигмоидального типа, по крайней мере, для случаев, когда
размеры образца значительно больше размеров образующегося
зерна Полученные данные по вторичной рекристаллизации
серебра Рози, Александером и Дюбе [61 ] свидетельствуют о на-
личии температурной зависимости термически активируемого
типа с энергией активации 28 ккал/моль. В соответствии с рас-
четами Торнбалла свободная энергия активации миграции
границы составляет 21,5 ккал!моль по сравнению с 18,6 ккал!моль
для свободной энергии активации самодиффузии вдоль границ
зерен с высокой энергией. Довольно хорошее совпадение
подтверждает предположение, согласно которому элементар-
ный процесс, определяющий подвижность границы, подобен
РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ
223
процессу, определяющему скорость самодиффузии вдоль гра-
ницы
Рози, Александер и Дюбе 1611 измерили инкубационные
периоды для процесса образования отдельных вторичных зерен
в серебре как функцию температуры. Они обнаружили, что тем-
пературная зависимость обратной величины инкубационных
периодов очень сходна с зависимостью обратных величин ско-
рости роста в том же самом материале. При этом они заключили,
что инкубационный период соответствует «невидимому росту»
в условиях низкой скорости, когда размер вторичного зерна
немного меньше зерна окружающей матрицы и оно даже не
проявляется как вторичное зерно Указанные исследователи
обнаружили, что для того, чтобы такое зерно начало расти
(хотя бы и очень медленно), вторичное зерно должно быть, по
крайней мере, вдвое крупнее своих соседей. Затем, с развитием
вторичной рекристаллизации, скорость роста вторичных зерен
непрерывно возрастает вместе с их размером вплоть до диаметра
зерна, в 13 раз большего, чем средний размер зерен матрицы.
Сверх этого размера скорость роста становится независимой от
размера вторичного зерна
Довольно четкие данные, показывающие, что даже неболь-
шие различия в размерах зерен матриц могут вызвать большие
изменения инкубационного периода при вторичной рекристал-
лизации, были получены при исследовании сплавов А1—Мп [4 1.
Таким образом, развитие рекристаллизационных процессов
происходит в результате миграции большеугловых границ
С. С. Горелик (621 отмечает, что случай коалесценции границ 1,
найденный в работах А. П. Гуляева и Р. П. Лещинской, встре-
чается редко. Указанный случай наблюдается, в частности,
в быстрорежущей стали, содержащей большое количество ди-
сперсных частиц второй фазы, задерживающих обычный про-
цесс миграции большеугловых границ. В этих условиях под
влиянием высокой температуры нагрева большеугловая гра-
ница распадается на отдельные участки малоугловых границ,
которым легче перемещаться по зерну при наличии в структуре
второй фазы.
С. С. Горелик I62J дает следующее определение процесса
рекристаллизация — процесс изменения структуры металлов
и сплавов в пределах данной фазы, связанный с возникновением
и движением (или только с движением) границ с большим углом
разориентировки, который приводит к повышению структур-
ного совершенства и понижению свободной энергии
1 Коалесценция состоит в том, что граница распадается на отдельные малоугловые
границы, а они, двигаясь переориентируют одно зерно по другому
224 ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
МЕХАНИЗМ ПРОЦЕССА РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ
Рассмотрение механизма процесса рекристаллизации сво-
дится по существу к рассмотрению механизма зарождения
центров рекристаллизации. Во всех теориях признается пра-
вильность условий, впервые сформулированных Беккером 1631
еще в 1926 г.: свободный от напряжений зародыш устойчив
и способен к росту в напряженной матрице, если он не меньше
некоторого определенного критического размера.
Согласно флуктуационной теории зарождения, свободные
от напряжений зародыши формируются в результате термиче-
ской активации со скоростью, значительно увеличивающейся
от местных напряжений в решетке Инкубационный период по
этой теории — это время, необходимое для накопления последо-
вательного ряда термических флуктуаций при данной темпера-
туре до тех пор, пока будет достигнута достаточная энергия для
преодоления активационного барьера. Это приведет к возмож-
ности образования в определенном объеме деформированной
матрицы свободного от напряжений зародыша размером не
меньшим, чем критический. Барке и Торнбалл определили, что
для этого необходима местная упругая деформация по порядку
величины около 0,2 или более; такие упругие деформации, как
известно, в макрообъемах реальных кристаллов не наблюдаются.
Для разрешения энергетического противоречия, заключа-
ющегося в том, что если необходимая для образования зародыша
упругая деформация может существовать лишь в весьма малом
объеме (но тогда, в силу этого условия, не будет достаточного
запаса энергии для преодоления активационного барьера)
в теории флуктуационного зарождения принимают, что за-
родыши рекристаллизации возникают в местах максимального
искажения после холодной пластической деформации Тогда
накопленная энергия деформации должна вносить свой вклад
в преодоления активационного барьера процесса создания
зародыша критической величины.
Предполагается, что вначале такой зародыш может иметь
лишь слегка отличающуюся от окружающей матрицы ориен-
тировку. Это обстоятельство позволяет считать, что зародыш
может иметь весьма малый критический размер, облегчающий
его образование. Только по мере дальнейшего роста зародыша
увеличивается разориентировка на мигрирующей поверхности
раздела с окружающей матрицей, граница становится больше-
угловой, а скорость роста становится больше.
Кан 1641 предполагал, что начало рекристаллизации свя-
зано с образованием в результате полигонизации (т. е. на ран-
них стадиях нагрева) очень маленьких субзерен, свободных от
напряжений. Инкубационный период определяется, по его мне-
РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ
225
нию, скоростью, с которой некоторые из полученных субзерен
вырастают до достаточно больших размеров за счет соседних
субзерен приблизительно одинаковой ориентации. Такое под-
растание некоторых полигонизованных объемов требуется для
того, чтобы образовавшийся зародыш мог расти за счет мате-
риала матрицы с сильно отличающейся ориентацией.
Высказанные Каном соображения вместе с положениями
Коттрелла близки к дислокационной теории зарождения, со-
гласно которой центры рекристаллизации формируются при
нагреве деформированного металла в результате перераспреде-
ления и движения дислокаций в малоугловых дислокационных
границах. В результате образуются области, почти свободные
от дислокаций, отделенные от деформированной матрицы гра-
ницами с большим углом разориентировки 1651 В процессе
этого перераспределения — скольжением (в том числе попереч-
ным) и переползанием — наряду с уменьшением плотности
дислокаций за счет аннигиляции части из них происходит фор-
мирование вначале дислокационных, а затем и большеугловых
границ зародышей.
Детали механизма могут различаться в зависимости от
свойств материала и особенностей дислокационной структуры,
возникающей в результате деформации. Дислокационная струк-
тура определяется составом сплава, типом решетки, склон-
ностью к поперечному скольжению, условиями деформации
и др. Общие черты этого механизма состоят в том, что полигоны,
окруженные малоугловыми границами, медленно растут, при-
соединяя к себе дислокации, и границы становятся большеугло-
выми (с углами разориентировки 20—25°). Инкубационный пе-
риод, таким образом, определяет время, необходимое для стока
малоугловых субграниц к границам ячеек (в случае, когда после
наклепа образуется ячеистая структура). В результате такого
стока (миграции субграниц) будет создан некоторый практи-
чески почти свободный от дислокаций объем, а на определенном
участке границы ячейки будет повышена плотность дислокаций
до величины, достаточной для образования большеугловой гра-
ницы. Таким образом, для образования зародыша рекристалли-
зации в определенном объеме деформированной матрицы должно
произойти перераспределение дислокаций. После перераспре-
деления дислокаций происходит миграция малоугловых гра-
ниц скольжением к границам ячеек,а образовавшаяся в резуль-
тате большеугловая граница мигрирует уже по диффузионному
механизму, определяя развитие рекристаллизации.
Если малоугловые (или среднеугловые) границы оказы-
ваются достаточно устойчивыми и их миграция затруднена, то
процесс рекристаллизации задерживается. Это наблюдается
15 Бернштейн
226
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
в случае развития полигонизации, которая, таким образом,
является как бы конкурирующим с рекристаллизацией процес-
сом. Процессы полигонизации и рекристаллизации (для дан-
ного рассмотрения) имеют общее то, что они протекают путем
перераспределения дислокаций. Но это означает, что если
полностью реализован один процесс с определенным перерас-
пределением дислокаций — полигонизация, то соответственно
затруднен другой — рекристаллизация, так как будет задер-
жано другое перераспределение дислокаций, которое опреде-
ляет создание зародыша рекристаллизации. В случае сложных
дислокационных сеток (больших деформаций) и высоких, не-
однородных по объему даль недействующих напряжений трудно
ожидать правильных построений дислокаций. Поэтому в данных
случаях (большой деформации) не наблюдают полигонизацию,
а происходит интенсивное развитие рекристаллизации.
Таким образом, как указывает С. С. Горелик, при малой
плотности дислокаций и малом избытке дислокаций одного
знака формирование зародышей как бы разбивается на две
стадии, вначале (при перераспределении дислокаций) форми-
руются только малоугловые границы, которые затем, в про-
цессе миграции, присоединяя к себе новые дислокации, пре-
вращаются в границы с большим углом разориеитировки
При развитой ячеистой структуре большеугловые границы
могут формироваться непосредственно при сплющивании трех-
мерных дислокационных стенок, в которых велики и плотность
дислокаций, и избыток дислокаций одного знака. В этом слу-
чае возможно также образование зародышей рекристаллизации
путем коалесценции субзерен, образующих ячейки (см стр. 223).
Перераспределение дислокаций становится возможным,
когда в результате термически активируемых процессов (а также
диффузионных с участием вакансий) нарушается упругое рав-
новесие дислокаций, а упругие искажения в местах с макси-
мальной плотностью дислокаций становятся выше предела те-
кучести для данной температуры. Чем выше плотность дисло-
каций после деформации и чем выше температура последую-
щего нагрева, тем большее количество дислокаций одновременно
участвует в перераспределении и тем менее благоприятны
условия для полигонизации, и более благоприятны для ре-
кристаллизации.
Начальные стадии первичной рекристаллизации сопрово-
ждаются увеличением скорости диффузии, что, по-видимому,
объясняется образованием избыточных вакансий в процессе
массового перераспределения и аннигиляции дислокаций,
а также движения границ при формировании зародышей ре-
кристаллизации.
РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ
227
С. С. Горелик отмечает, что рекристаллизация после горячей
деформации и, в частности, рекристаллизация при высокотем-
пературной термомеханической обработке имеют особенности.
Благодаря тому, что непосредственно при горячей деформа-
ции облегчены процессы перераспределения (и аннигиляции)
дислокаций, уже в ходе самой деформации протекают полиго-
низационные процессы. Образование уже в ходе горячей дефор-
мации малоугловых границ определяет своеобразие протекания
рекристаллизации, при которой зародыши возникают, по-види-
мому, в результате коалесценции субзерен. В этом случае вы-
сокоугловая граница зародыша может оформиться, когда
в объеме зародыша, окруженном этой границей, еще сохранится
часть дислокаций и их скоплений. Этим, возможно, объясняется
тот факт, что начальные стадии рекристаллизации при ВТМО
не сопровождаются интенсивным разупрочнением, как в слу-
чае рекристаллизации после холодной деформации.
ОСОБЕННОСТИ СТРУКТУРЫ
РЕКРКСТДЛШОВДИЫХ МЕТАЛЛОВ
Рост образовавшихся зародышей рекристаллизации проис-
ходит диффузионно, причем основной движущей силой про-
цесса образования и роста зародыша на стадии первичной
рекристаллизации является разность объемных энергий (иска-
жений), а рост идет в направлении с наибольшей плотностью
дефектов. Начиная с момента столкновения центров рекристал-
лизации (зародышей), на скорость их роста, помимо диффузион-
ной подвижности, оказывает влияние стремление к уменьшению
зернограничной энергии — термодинамический стимул, регу-
лируемый таким кинетическим фактором, как уравновешивание
поверхностного натяжения в стыках зерен 1651. Если это урав-
новешивание в ряде случаев происходит достаточно полно, то
при нагреве может наблюдаться приостановление роста рекри-
сталлизационных зерен даже на стадии, когда они очень мелки
и, казалось бы, по термодинамическим соображениям должно
наблюдаться их дальнейшее укрупнение.
Из известного условия {621 равновесными являются трой-
ные стыки под углом 120°, что определяет равновесную форму
зерна, приближающуюся к шестиграннику. Это означает, что
границы, например, четырехгранных зерен должны выпучи-
ваться, а восьмигранных — втягиваться, чтобы в результате
(в одном случае увеличения, а во втором — уменьшения угла
до значения 120°) происходило образование равновесного стыка.
Эти процессы будут определять характер миграции границ при
развитии рекристаллизации.
15*
228
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
В условиях образования зародышей рекристаллизации,
когда имеется существенная разница объемных энергий, наблю-
дается рост от центров кривизны; при собирательной рекри-
сталлизации, когда объемные энергии равны, границы мигри-
руют к центрам своей кривизны Тогда, если зерно имеет много
вогнутых граничных участков, оно интенсивно растет за
счет других зерен, реализуя отмеченную тенденцию перемеще-
ния границы к центру своей кривизны. Когда в определенных
случаях кинетические факторы оказываются сильнее, чем диф-
фузионные, в результате рекристаллизации могут возникать
своеобразные структуры, в том числе и сильно разнозернистые.
В работах С. С. Горелика показано, что вторичная рекри-
сталлизация осуществляется за счет предпочтительного роста
отдельных зерен, играющих роль «центров» благодаря одному
из следующих факторов:
а) меньшей, чем у других зерен, концентрации дефектов
в объеме зерен;
б) более высокой, чем у других зерен, подвижности границ,
например у зерна в текстурованной матрице, отличающегося
ориентировкой от окружающих зерен, либо за счет неравномер-
ного растворения дисперсных частиц;
в) больших, чем у других зерен, размеров;
г) меньшей поверхностной энергией (на границе металл—
атмосфера) тех кристаллических граней, которыми эти зерна
выходят на поверхность изделия (листа).
Соответственно движущей силой вторичной рекристаллиза-
ции должно явиться изменение объемной (случай «а»), зерно-
граничной («б», «в») или поверхностной («г») свободных
энергий.
Начальная стадия вторичной рекристаллизации обязательно
сопровождается возникновением разнозернистости, которая мо-
жет исчезнуть только с завершением процесса. При малом числе
центров вторичной рекристаллизации ее завершение может при-
вести к укрупнению структуры и даже к образованию ано-
мально крупных зерен — огрублению.
Случаи «б» и «г» могут привести к изменению структуры
в ходе вторичной рекристаллизации, а случаи «а» и «в» —
к уменьшению или ослаблению текстурованности.
Исходя из основных положений механизма и кинетики про-
цесса рекристаллизации влияние иа него легирования может
быть объяснено с учетом влияния добавок элементов в сплаве
на диффузионную подвижность (через силы межатомной связи),
энергию границ зерен, дислокационную структуру после де-
формации (через энергию дефекта укладки, степень порядка,
сегрегации) [65].
НАГРЕВ ДЕФОРМИРОВАННОГО ФЕРРИТА
229
Если сравнивать различные сплавы по температурному по-
рогу рекристаллизации х, то можно установить, например, что
малые добавки значительно повышают порог рекристаллизации
в связи с их влиянием на энергию границ и на торможение
(блокировку) дислокаций Чем чище исходный металл, тем
сильнее, естественно, проявляется влияние малых добавок
При увеличении содержания добавок (в пределах однофаз-
ного твердого раствора) иногда может наблюдаться понижение
температурного порога рекристаллизации Это определяется
уже не вполне определенным влиянием перешедших в зерно ле-
гирующих элементов, которые могут привести к изменению
дислокационной структуры после деформации из-за различной
интенсивности процессов переползания или скольжения (на-
пример, через изменение энергии дефекта укладки).
Существенное повышение порога рекристаллизации (Tnop)
наблюдается в гетерофазных сплавах в связи с тормозящим
влиянием частиц избыточной второй фазы на миграцию границы.
Определяющим фактором (как и в случае дисперсионного твер-
дения при старении) является устойчивость частиц второй фазы
и оптимальное межчастичное расстояние; несущественным яв-
ляется форма частиц второй фазы Несомненно, существенным
является влияние на процессы перераспределения дислокаций
(с которых начинается рекристаллизация) и концентрационной
неоднородности сплава, которая имеет особое значение как раз
на начальных стадиях старения
Если для чистых металлов остается справедливым соотно-
шение А А. Бочвара, что -Д”пр 0,4, то для однофазных твер-
• пл
дых растворов за счет рационального легирования это отноше-
ние может быть увеличено до 0,6, а для гетерофазных сплавов
при надлежащем размере и расположении второй фазы может
даже достигать 0,8 (а иногда и несколько выше)
ВЛИЯНИЕ НАГРЕВА
НА ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ
И СВОЙСТВ ЛЕГИРОВАННОГО ФЕРРИТА
Совместно с Е. А Шур было проведено исследование спла-
вов (табл 8, гл. 1) различно легированного феррита Со-
хранение при нагреве упрочненного состояния, созданного
1 Что методически более правильно (по температуре интенсивного протекания рекри-
сталлизации после больших деформаций в условиях длительных выдержек), чем срав-
нение по энергии активации процесса Эта последняя характеризует температурную
зависимость скорости рекристаллизации, а сама зависимость чаще всего различна
в разных интервалах температуры Поэтому выбор в качестве критерия рекристал-
лизации величины энергии активации нельзя считать удачныц
230
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
в результате наклепа (применительно к этим сплавам), опреде-
ляется термической устойчивостью неоднородных микроиска-
жений. Представляет интерес изучение влияния различных ле-
гирующих элементов на температурный ход кривых изменения
искажений II рода (неоднородных микроискажений) и, следо-
Рис 148 Зависимость величины искажений
II рода холоднодеформированного (волоче-
ного) легированного феррита от температуры
последующего нагрева
а—сплавы, легированные вольфрамом [1,38%
(ат )1, хромом [2,04% (ат )1, никелем 11,84%
(ат )]. о — сплавы, легированные ниобием
(1,21 % (ат)], вольфрамом [0,51% (ат)], в —
сплав Fe + 2,14% (ат ) V и технически чистое
железо
вательно, на способность сплавов сохранять прочность при
повышении температуры. Кроме того, изучение влияния тем-
пературы на величину искажений II рода может объяснить
некоторые процессы, происходящие при самой пластической
деформации, в связи с сопровождающим этот процесс выделе-
нием тепла
А At*
Анализ полученных кривых зависимости величины — от
температуры нагрева (рис. 148) позволяет заключить, что уже
НАГРЕВ ДЕФОРМИРОВАННОГО ФЕРРИТА
231
с температуры 300° С величина искажений II рода сильно па-
дает. Интенсивность этого уменьшения -у после деформа-
ции 75% выше, чем после деформации 25 и соответственно
5%.
Легирующие элементы существенно изменяют ход кривых
релаксации искажений II рода по сравнению с нелегированным
железом. Легирование вольфрамом, ниобием, хромом (в по-
рядке убывания интенсивности воздействия) делает искажения
II рода более устойчивыми, а никель несколько ускоряет про-
цессы релаксации искажений II рода. Вольфрам, ниобий, в наи-
большей степени усиливающие межатомные связи и затрудняю-
щие диффузионные процессы в a-железе, способствуют повы-
шению устойчивости искажений II рода. Следует отметить, что
если легирование хромом, ниобием и вольфрамом повышает
температуру рекристаллизации феррита, то легирование нике-
лем несколько ее понижает [66]. Влияние легирующих элемен-
тов на теплоустойчивость искажений II рода хорошо согла-
суется с представлениями о механизме релаксации этих иска-
жений [67, 68] как о пластических сдвигах по границам упруго
напряженных участков в местах действия максимальных ска-
лывающих напряжений.
Полученные результаты во многом согласуются с данными
работ М М. Штейнберга [69, 100], который провел система-
тическое изучение структуры и свойств легированного феррита.
Автор приходит к выводу, что упрочнение феррита при леги-
ровании определяется не изменением энергии межатомных свя-
зей, а тем, насколько эффективно эта энергия будет использо-
вана в результате создания субмикроскопических неоднород-
ностей строения в а-растворе в связи с влиянием легирующих
элементов. М. М. Штейнберг считает, что характер субмикро-
скопической неоднородности строения легированного феррита
зависит от различия в размерах атомов (ионов) железа и леги-
рующих элементов и сил химического (и электрического) взаи-
модействия между ними. Хотя в работах автора и была най-
дена (в ряде случаев) корреляция между упрочнением и изме-
нением параметра решетки (что является следствием различия
в размерах атомов), все же полагают, что эта корреляция яв-
ляется ненадежной, и следует уделять основное внимание изуче-
нию строения, дисперсности и распределения областей, в кото-
рых скапливаются примесные атомы
Приведенные экспериментальные данные, полученные в на-
шем исследовании, свидетельствуют о значительной роли пре-
вращений в твердом растворе (не связанных с выделением) иа
свойства легированного феррита.
232
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
Разупрочнение наклепанного феррита М. М. Штейнберг
связывает с развитием рекристаллизации. Нам кажется, что
рекристаллизация завершает процесс разупрочнения деформи-
рованного легированного феррита, а развитие этого процесса
(особенно на его начальных стадиях) представляет собой более
сложное явление, обусловленное перестройкой дислокационной
структуры, изменением конфигурации и плотности областей
концентрационной неоднородности, полигонизацией и, наконец,
миграцией субграниц, предшествующей обычной рекристалли-
зации, связанной с миграцией большеугловых границ.
Таким образом, процесс разупрочнения является весьма
сложным Поэтому нельзя согласиться с мнением М. М. Штейн-
берга, что по данным кинетики разупрочнения легированного
феррита можно косвенно судить о влиянии легирующих эле-
ментов на энергию межатомных связей в решетке феррита при
повышенных температурах. По тем же причинам представляется
неоправданным расчет энергии активации по данным темпера-
турной зависимости твердости при нагреве наклепанного леги-
рованного феррита. Следует отметить, что М. М. Штейнберг,
выполнивший эти расчеты, указывает, что «разупрочнение
феррита, по-видимому, является следствием нескольких одно-
временно протекающих процессов и определяемая энергия акти-
вации представляет собой усредненную величину, не харак-
теризующую элементарные процессы отдельных явлений.
Наблюдаемая в связи с этим в ряде случаев близость значений
энергии активации процессов разупрочнения феррита и само-
диффузии a-железа еще не дает никаких оснований предпола-
гать, что механизм процесса разупрочнения подобен процессу
объемной самодиффузии».
Результаты измерения твердости исследованных в нашей
работе наклепанных сплавов (легированного феррита) после
нагрева в течение 4 ч в соляной ванне на 100—800° С (через
каждые 100° С) приведены на рис. 149. Такие легирующие эле-
менты, как хром, ниобий, молибден, вольфрам, значительно
замедляют разупрочнение Так, сплавы, легированные нио-
бием, практически не изменяют твердости до 500° С, а леги-
рованные вольфрамом — до 600° С. Сплавы, легированные
кобальтом и ванадием, хотя и разупрочпяются медленнее тех-
нически чистого железа, по эффективность влияния этих эле-
ментов невысокая, сплавы же, легированные никелем, раз-
упрочняются даже несколько быстрее, чем нелегированный
феррит
В сплавах, легированных молибденом, ниобием, вольфра-
мом или хромом, в результате длительного нагрева (в тече-
ние 4 ч) на температуры 600—700е С после холодной деформа-
Рис 149. Изменение твердости наклепанных сплавов (7. = 75%) после нагрева до
температуры 100—800° С (выдержка при каждой температуре 4 ч):
а—сплавы, легированные ванадием, б — кобальтом, в — никелем, г — ниобием
и хромом, д — вольфрамом, е — молибденом н технически чистое железо
234
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
ции проходят процессы внутренних превращений, приводящие
к повышению твердости.
Согласно результатам измерения физических свойств (см
стр. 237) тех же сплавов (в частности коэрцитивной силы),
а также данным других исследователей 1681 можно считать,
что подобное изменение твердости связано с изменением степени
порядка. Другим объяснением является протекание процессов
О 200 iOO 600 808 ГС О 200 W ООО 800 ГС
а б
Рнс 160 Температурная зависимость твердости отожженных сплавов при
нагреве образцов в вакууме
/ - 1.38% W. 2—1,21% Nb, 3-0,51% W, 4-0,49% Nb. 5-0,17% Nb.
6 —7,28% Ni. 7-4.18% Ni, 5 — 1,84% Ni, 5-9,65% Co. fO— 5,33% Co.
// — железо Армко
старения (учитывая, что исследуемые сплавы содержат неболь-
шое количество углерода).
По результатам измерений «горячей» твердости (рис. 150)
установлено, что сплавы, легированные кобальтом и никелем,
сохраняют неизменными значения исходной твердости лишь
до 400° С и имеют примерно такую же интенсивность разупроч-
нения, как и технически чистое железо. Сплавы, легированные
ниобием и вольфрамом, сохраняют твердость до 500° С. При
дальнейшем нагреве твердость снижается очень быстро и
при 900° С практически одинакова для всех сплавов.
НАГРЕВ ДЕФОРМИРОВАННОГО ФЕРРИТА
235
Об эффективности влияния легирующих элементов на изме-
нение горячей твердости можно судить по величине темпера-
туры (°C), соответствующей так называемому половинному
разупрочнению сплава (снижению твердости наполовину):
t, вс
Технически чистое железо \
Fe+5.33% Со
Fe-Ь 1,84% Ni 1 600
Fe 1-4,18% Ni
Fe+7,28% Ni J
Fe+9,65% Со • • 620
Fe-1-0,49% Nb . .650
Fe+1,21% Nb . . . . 670
Fe+0,17% W .630
Fe+0,51% W • • 690
Fe-f-1,38% W .720
Исследование влияния нагрева на изменение физических
свойств предварительно наклепанного легированного феррита
позволило установить, что температурный рост электросопро-
тивления сплавов железа несколько меньше, чем технически
чистого железа Кривая охлаждения идет, как правило, выше
кривой нагрева, на сплавах с никелем наблюдается значитель-
ное отставание кривой нагрева от кривой охлаждения (рис. 151).
Аномальный ход кривых для сплавов с никелем наблюдается
в интервале температур 800—600° С и связан, по-видимому,
с у a-превращением. То обстоятельство, что почти во всех
случаях кривая охлаждения была выше кривой нагрева, яв-
ляется некоторым доказательством изменений в состоянии твер-
дого раствора (изменений в степени порядка, а возможно,
и в связи с растворением карбидов)
Результаты измерений коэрцитивной силы наклепанных об-
разцов легированного феррита после нагрева на 100—850° С
приведены на рис. 152. На технически чистом железе и сплавах
железа с кобальтом, хромом или ванадием наблюдается обычное
падение коэрцитивной силы с повышением температуры нагрева.
Наиболее интенсивное падение отмечается в температурном
интервале 300—600° С, когда происходит быстрое снятие иска-
жений строения, вызванных наклепом.
В сплавах с никелем при содержании 1,84 и 4,18% Ni на-
блюдается такое же закономерное понижение коэрцитивной
силы Нс с повышением температуры нагрева; некоторое повы-
шение Нс после охлаждения связано с протеканием полиморф-
ного превращения в никелевых сплавах, сопровождающегося,
как известно, фазовым наклепом. В сплаве с высоким содержа-
нием никеля (7,28%) это явление проявляется более четко.
В ряде сплавов (в частности, с 0,49% Nb или 0,17—0,51 % W)
возрастание Нс после нагрева наклепанных образцов связано
по-видимому, с изменением степени порядка (скорее всего,
ближнего). При увеличении содержания этих элементов
б
Рис 151. Изменение электросопротивления прн непрерывном
нагреве и охлаждении
а — железо Армко, к = 5%. б — Fe + 2,04% Сг, X. = 5%.
в — Fc+ 1,21% (ат ) Nb, к == 25%. г-Fe + 1.84% Ni. Ь=5%.
д - Fe + 1.38% W, X = 25%. е - Fe-r3.1% (ат ) Со X = 5%
WO t ‘C
V
240
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
(до 1,21% Nb или 1,38% W) происходит уже столь значительное
торможение диффузии, что изменения степени порядка практи-
чески не происходит и наблюдается закономерное понижение Нс
при повышении температуры нагрева. Не исключено и влияние
карбидного старения.
В работе Л. Н. Ларикова и Ю. Ф. Юрченко 1 калориметри-
ческое изучение процессов разупрочнения холоднодеформиро-
ванных патентированных углеродистых сталей показало, что
они обладают повышенным запасом скрытой энергии деформа-
ции (порядка 12 кал/г) по сравнению с сильно деформирован-
ными чистыми металлами (не более 1—2 кал!г). Выделение тепла
при нагреве патентированных углеродистых сталей происходит
в два этапа. Высокотемпературный тепловой эффект с макси-
мумом при 650° С имеет величину 1—2 кал!г и связан, как
показали сопоставления тепловых и объемных эффектов и пря-
мые электронномикроскопические исследования на просвет,
с протеканием процессов рекристаллизации.
Более сложна природа процессов, происходящих при пони-
женных температурах (100—500° С), с протеканием которых
связано наиболее интенсивное разупрочнение деформированных
после патентирования сталей.
В интервале температур 100—200° С, по-видимому, проис-
ходят процессы аннигиляции точечных дефектов, сопровождаю-
щиеся выделением тепла и сжатием образцов. При более высо-
ких температурах нагрева (200—500° С), по данным рентгенов-
ского анализа, происходит изменение в распределении дислока-
ций и, возможно также, изменение их плотности. По данным
электронномикроскопических исследований, в этом температур-
ном интервале наряду с полигонизационными процессами про-
исходит рост дисперсных карбидных частиц при нагреве. Этот
процесс, вероятно, вносит определенный вклад в величину
теплового эффекта и в общее разупрочнение исследовавшихся
сталей
Было показано, что при Haipeee сильно деформированного
монокристаллического никеля разупрочнение происходит в
основном за счет протекания процесса рекристаллизации.
В случае монокристаллов железа, наоборот, значительный вклад
в общее разупрочнение вносят дорекристаллизационные про-
цессы. Аналогичные закономерности наблюдались и при отжиге
некоторых других металлов.
Существуют некоторые отличия и в относительной роли до-
рекристалл изационных процессов в разупрочнении металлов
1 Сб «Повышение прочности конструкционной стали и сплавов» (материалы конфе-
ренции), МДНТП им Дзержинского, 1966
НАГРЕВ ДЕФОРМИРОВАННОГО ФЕРРИТА
241
с одинаковым типом решетки. Процесс полигонизации проте-
кает быстрее и в большей степени в никеле, чем в меди; еще
более он выражен в алюминии. Это связано с влиянием энергии
дефектов упаковки hq скорость термически активируемого пере-
распределения дислокаций.
Таким образом, различный характер процессов разупрочне-
ния аустенитных и перлитных сталей в высокопрочном состоя-
нии обусловлен, вероятно, влиянием типа кристаллической ре-
шетки на протекание процессов разупрочнения. Стали и сплавы
с плотноупакованной решеткой и малой энергией дефектов
упаковки разупрочняются в основном за счет протекания
процессов рекристаллизации. Следовательно, при создании ма-
териалов для работы при повышенных температурах на основе
указанных металлов необходимо применять такие легирующие
добавки, которые тормозили бы протекание процесса рекри-
сталлизации. В случае материалов с о. ц. к. решеткой с высокой
энергией дефектов упаковки необходимо замедлить также и по-
лигонизацию, так как в этих металлах разупрочнение проис-
ходит в значительной мере за счет развития процессов поли-
гонизации.
Было отмечено, что влияние типа кристаллической решетки
на относительный вклад дорекрнсталлизационных процессов
в общее разупрочнение сильнодеформированных металлов может
в значительной степени вуалироваться, если при нагреве в них
происходят другие процессы, например как это наблюдается
при отпуске закаленных сталей.
Л. Н. Лариков и Ю. Ф. Юрченко считают (по результатам
калориметрического исследования сталей в высокопрочном со-
стоянии), что независимо от способа достижения этого состоя-
ния оно характеризуется повышенным количеством запасенной
энергии вследствие значительной плотности дефектов кристал-
лического строения. Они отмечают, что одинаковое (небольшое)
упрочнение может быть достигнуто при различной плотности
дефектов в зависимости от их распределения в металле. Роль
распределения дефектов уменьшается при накоплении боль-
шого числа их, или, наоборот, при значительном уменьшении
их количества.
Было показано *, что такой же характер процессов разупроч-
нения (главным образом при рекристаллизации и в меньшей
мере — при развитии полигонизационных процессов) найден
на ряде других металлов с плотноупакованной г. ц. к. решет-
кой: рении, меди, алюминии и др. металлах. Однако ниобий,
молибден и вольфрам (металлы с о. ц. к. решеткой) разупроч-
1 В работе Л Н Ларикова. Е Э Засимчука, Ж Я Кутихииа, М К Семененко
16 Бернштейн
242
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
няются при нагреве после деформации в основном за счет про-
текания полигонизационных процессов. Указывается, что при
соответствующей геометрии пластической деформации в моно-
кристаллах металлов с о. ц. к. решеткой при достаточно полном
протекании полигонизационных процессов удается предотвра-
тить последующую рекристаллизацию даже после деформации
на десятки процентов.
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ
ПРИ НАГРЕВЕ
ХОЛОДНОДЕФОРМИРОВАННОЙ НЕРЖАВЕМЩЕЙ СТАЛИ
В процессе производства холоднокатаных или волоченых
труб из аустенитных и ферритных сталей возникают трудности,
связанные с не всегда объяснимыми изменениями строения
и свойств металла. Эти изменения определяются влиянием тер-
момеханической обработки, которая происходит в процессе
производства изделий из закаленных на твердый раствор ста-
лей методом холодной прокатки или волочения и последующего
нагрева
Для выяснения природы этих изменений вместе с А Д. Ко-
валевой было проведено изучение влияния наклепа и терми-
ческой обработки на строение и свойства нержавеющих сталей
1Х18Н9Т и Х25Т. Образцы для исследования были вырезаны
из труб серийного выпуска на различных этапах их произ-
водства Заготовки для труб вначале прошивали и прокатывали
на станах горячей прокатки Затем трубы подвергали закалке:
из стали 1XI8H9T — с 1100° С из стали Х25Т—с 950°С с после-
дующим охлаждением в воде.
Закаленные трубы подвергали холодной прокатке и воло-
чению с большими обжатиями (сталь 1Х18Н9Т — 75%, сталь
Х25Т — 95%) для получения четких текстур.
Для проверки склонности к старению стали 1Х18Н9Т было
протянуто несколько труб из отожженных заготовок.
Вырезанные из готовых тр>б образцы подвергали нагреву
на температуры 400, 500, 600, 700, 800° С с выдержками при
каждой температуре в течение 1, 5, 26, 50 и 100 ч При этом
измеряли твердость, изучали микроструктуры под световым
микроскопом с применением методов статистической металло-
графии и проводили рентгеноструктурный анализ Количество
зерен, находящихся в плоскости шлифа, подсчитывали по ме-
тоду случайных секущих. Учитывая образующуюся в резуль-
тате предварительной холодной деформации ориентированную
структуру, секущую проводили обычно под углом около 40°
НАГРЕВ ДЕФОРМИРОВАННОЙ НЕРЖАВЕЮЩЕЙ СТАЛИ
243
к направлению ориентировки Определение среднего числа
пересечений на секущую проводили для совокупности пере-
сечений в количестве 200—250
В процессе металлографического исследования структуры
степень вытяжки зерен определяли по изменению отношения
большого поперечника зерен (/, — вдоль направления тече-
ния металла) к малому поперечнику (/, — перпендикулярно
преимущественной ориентировке) На каждом образце из-
меряли 130—140 зерен и определяли среднее значение отно-
шения у- (наиболее часто применявшееся увеличение —
400 раз)
Сопоставление графиков на рис 153, о и б показывает, что
при больших обжатиях (75%) практически полностью устра-
няется склонность к старению стали 1Х18Н9Т при последую-
щем нагреве По-видимому, это связано с образованием заро-
дышей упрочняющих фаз уже в процессе холодной деформации
Закаленный аустенит стали 1Х18Н9Т в большей степени обед-
няется легирующими элементами при наклепе, чем отожжен-
ный; это следует не только из сопоставления значений твер-
дости, но и из большей неустойчивости структуры в процессе
последующего нагрева образцов стали после закалки и наклепа
по сравнению с образцами после отжига и наклепа.
Нагрев предварительно отожженных и волоченых (степень
обжатия 75%) образцов стали 1Х18Н9Т до 400—800° С с вы-
держкой в течение 1 и 5 ч обнаруживает обычный ход изменения
твердости (рис. 153, а), связанный со снятием искажений, об-
разующихся в результате холодной деформации При увеличе-
нии выдержки до 25—100 ч наблюдается аномальное повышение
твердости при 400—450° С до весьма высоких значений, соответ-
ствующих твердости мартенсита 1 Нагрев предварительно за-
каленных и волоченых образцов (рис. 153, б) показывает, что
такой рост твердости при 400—450° С наблюдается уже при
выдержке в течение часа, а также после выдержки в течение
5—25 ч Увеличение продолжительности нагрева до 50 и 100 ч
приводит к падению твердости.
В результате нагрева до этих температур (400—450° С) на-
блюдалось как бы увеличение вытяжки зерен (рис 153, в),
по-видимому, в результате превращений в твердом растворе
более четко выявляются границы ориентированных зерен
(либо внутри их появляются дополнительные поверхности раз-
дела), что проявляется как бы в увеличении вытяжки.
1 Сталь содержала 0,11% С. 17% Сг. 7,7% NI О протекании мартенситного превра-
щения при наклепе и умеренном нагреве стали типа 18-8 см также гл I, стр 124
16*
О 4Ю 500 600 700 000
о
Рнс 153 Изменение твердо
сти предварительно отож-
женных (а) илн закаленных
(б), величины вытяжки зерен
(•) я количества зерен и а се-
кущую (г) в образцах холод-
иоволочеиых труб из стали
1XI8H9T
I — 1, 2 - 5. 3—25. 4—50,
6 - 100 ч
НАГРЕВ ДЕФОРМИРОВАННОЙ НЕРЖАВЕЮЩЕЙ СТАЛИ
245
Начинающаяся при ~ 600—700° С рекристаллизация 1
(рис. 153, а) приводит к уменьшению этой вытяжки (рис. 153, в)
в связи с образованием равноосных зерен Указанные изменения
микроструктуры видны на рис. 154.
Рис 154 Микроструктура образцов холодноволоченых труб из стали 1Х18Н9Т
а — исходное состояние, б—после нагрева на 400® С в течение 25 ч (увеличе
ние вытяжки зерен), в —после нагрева на 600° С в течение 50 ч (частичная ре-
кристаллизация), г — после нагрева на 700® С в течение 5 ч (полная рекристалли-
зация) X 200
Образцы, на которых было установлено аномальное повы-
шение твердости и увеличение степени вытяжки, были под*
вергн>ты рентгеноструктурному анализу Оказалось, что эти
образцы имеют объемноцентрированную искаженную решетку
1 При увеличении выдержки порог рекристаллизации, как и следовало ожидать,
сдвигается к более низким температурам.
246
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
типа мартенсита. Это означает, что под влиянием холодной
деформации с большой степенью обжатия в стали 1Х18Н9Т
начинается у-► a-превращение по мартенситному типу (а при
последующем нагреве на 400—450° С оно продолжается). При
дальнейшем нагреве на более высокие температуры наблю-
дается обратный а -+ у-переход.
Аналогичные превращения были обнаружены в образцах,
вырезанных из холоднокатаных труб из стали 1Х18Н9Т
Рнс 155 Изменение твердости (а), величины вытяжки зерен (б) и количества зерен
на секущую (в) в образцах холоднокатаных труб из стали IXI8H9T (обозначения см
иа рис 153)
(рис 155) Некоторое различие в кинетике при сохранении
общего характера хода кривых связано со специфичным влия-
нием различных типов образующихся текстур — аксиальной
при волочении и ограниченной при прокатке
Помимо типа текстуры, на ход подобных превращений су-
щественное влияние будет оказывать механизм и природа об-
разующейся фазы Так, в случае стали 1Х18Н9Т происходит
образование мартенсита по совершенно иному механизму, чем
образование, например, cr-фазы в стали Х25Т, удельный объем
которой весьма близок к удельному объему исходного феррита
Сравнение кривых на рис 156 и 157 с кривыми на рис. 154
и 155 позволяет заключить, что при сохранении общих законо-
мерностей в стали Х25Т превращения протекают с несрав-
ненно меньшей интенсивностью, чем в стали 1Х18Н9Т. Воз-
можно, что это связано не только с разной природой образую-
щихся фаз, но и с более низким уровнем неоднородных микро-
искажений в ферритной стали по сравнению с более интенсивно
наклепывающейся аустенитной сталью.
НАГРЕВ ДЕФОРМИРОВАННОЙ НЕРЖАВЕЮЩЕЙ СТАЛИ
247
Обнаруженные превращения свидетельствуют о большом
влиянии накопленной энергии деформации на концентрацион-
ную неоднородность твердого раствора. Для протекания мар-
0 600 500 600 700 000 О 600 500 600 700 000 О 600 500 600 700 600
Температура отжига *0
а 6 6
Рис 156 Изменение твердости (а), величины вытяжки зерен (б) н количества зерен
на секущую (в) в образцах холодноволочеиых труб нз стали X25T (обозначения см.
на рис 153)
О 600 500 600 700 800 0 600 500 600 700 800 0 600 500 600 700 800
Температура отжига*С
а б О
Рнс 157 Изменение твердости (а), величины вытяжки зерен (б) и количества зерен
на секущую (в) в образцах холоднокатаных труб из стали X25T (обозначения см
на рис 153)
тенситного превращения в стали 1Х18Н9Т (в данном случае
при нагреве 400—500° С) необходимо, чтобы произошло пере-
распределение элементов, приводящее к расслоению твердого
248
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
раствора и образованию объемов,обедненных никелем Для обра-
зования ст-фазы в стали Х25Т необходимо, чтобы подобная кон-
центрационная неоднородность была связана с локальным обо-
гащением хромом некоторых объемов сплава
В практике современного металловедения все чаще уста-
навливаются факты образования расслоения в твердых раство-
рах в результате различной обработки По-видимому, такое
Рнс 158 Изменение ме-
ханических свойств при
отпуске деформирован-
ных (волочение с обжа
тнсм 80%, затем плюще
ние с диаметра 1,82 до
0.36Х 4,6 мм) некоторых
аустенитных сталей [70]
расслоение связано с образованием наиболее термодинами-
чески устойчивого состояния сплава В данном случае расслое-
нию способствуют накопленная энергия деформации в резуль-
тате наклепа с большой степенью обжатия и последующий на-
грев, обеспечивающий протекание необходимых диффузионных
перемещений атомов к местам скопления дефектов строения.
Повышение прочности предварительно наклепанной аусте-
нитной стали при ее последующем нагреве было также обна-
ружено в работах В Я. Зубова с сотрудниками [701 (рис 158),
а также в лабораториях заводов Сандвик (Швеция) 1711
(рис. 159)
Найденные эффекты упрочнения наклепанных аустенитных
сталей после их нагрева являются результатом одновременного
протекания ряда процессов. Несомненно, происходит перерас-
пределение дефектов строения (главным образом дислокаций).
НАГРЕВ ДЕФОРМИРОВАННОЙ НЕРЖАВЕЮЩЕЙ СТАЛИ
«49
образующихся в процессе предварительной пластической де-
формации.
Сопровождаемое образованием концентрационных неодно-
родностей, это перераспределение приводит к образованию
новых порций мартенсита (учитывая, к тому же, роль дефектов
укладки как зародышей мартенситных кристаллов). В самих
пластинах деформированного мартенсита, насыщенных дисло-
кациями, будет наблюдаться протекание начальных стадий ста-
рения, связанное со скоплением углерода на дефектах и вызы-
вающее рост упрочнения. Частичное снятие макронапряжений
Рис 159 Влияние темпе-
ратуры (цифры иа кри-
вых) н продолжительно-
сти отпуска иа изменение
модуля упругости накле
панной стали типа 18-8.
содержащей 0,7% Мо [71 ]
(I рода) приводит к повышению модуля упругости и уменьше-
нию анизотропии свойств Интересно отметить, что все эти
процессы определяют упрочнение наклепанной аустенитной
стали при ее нагреве без заметного падения пластичности.
Такой сложный характер изменений строения при нагреве
деформированных аустенитных сталей приводит к неожидан-
ным изменениям свойств, приводящим, как было указано, к ряду
трудностей при производстве холоднодеформированных труб из
этих сталей О. С. Вильямс, Н. М. Большовой, А. Н. Кон-
дратьевой и др было проведено исследование по установлению
влияния способа холодной деформации при производстве труб
из аустенитных сталей на их свойства, а также влияния неболь-
ших степеней деформации, неизбежных при отдельных опе-
рациях При этом изучали влияние двух способов холодной де-
формации — прокатки и безоправочного волочения (протяжки).
При изготовлении труб из стали XI8H10T были выбраны не-
большие (сравнимые) степени обжатия 22—27% В результате
последующего рекристаллизационного нагрева (совмещаемого
250
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
с воздушной закалкой для данной стали) наблюдалась различ-
ная интенсивность разупрочнения, которая оказалась меньшей
в случае тянутых труб (совпадает с нашими результатами).
При сравнении продольной и пилигримовой прокатки (сте-
пени обжатия 17—30%, трубы из сталей 0Х18Н9Т и ЭИ847)
более интенсивное упрочнение после деформации было обна-
ружено после продольной прокатки. При больших степенях
обжатия (60% и выше) разница исчезала, и оба способа дефор-
Рис 160 Влияние правки и нагрева при 350° С на величину предела текучести труб
размером 18X2,5 мм из стали 0Х18Н10Т (а), а также иэмеиение предела текучести
труб размером 24X0,4 мм из стали 00Х16Н15МЗБ в зависимости от степени деформа-
ции при правке (б).
/ — после правки, 2 — без правки. Трубы без правки и после правки нагревали
на 350° С
мации определяли примерно одинаковую величину упрочне-
ния. В результате последующего рекристаллизационного на-
грева в случае продольной прокатки порог рекристаллизации
(при сравнимых степенях обжатия) оказался на 50° ниже, чем
после пилигримовой. Отсюда на трубах данной стали, подвер-
гнутых деформации различными способами, получается и раз-
личная величина зерна при одном и том же обжатии и темпера-
туре закалки.
Влияние малых степеней обжатия при правке и калибровке
термически обработанных труб (нагрев 1050—1100° С, охлажде-
ние на воздухе) изучали на сталях 0Х18Н9Т и 00Х16Н15МЗБ.
Оказалось, что эти операции, создающие небольшие деформа-
ции (до 3—10%), вызывают возрастание предела текучести
(рис. 160, б), которое к тому же увеличивается при последую-
щем нагреве на 350° С (рис. 160, а) Причина этого явления,
по нашему мнению, в образовании a-фазы, что было найдено
и в нашей работе с А. Д. Ковалевой; тем более что, по данным
О. С Вильямс и др , и в их опытах обнаружено увеличение ко-
личества a-фазы на 10—17% Заключительная термическая об-
работка после малых деформаций, создаваемых правкой или
НАГРЕВ НАКЛЕПАННОГО ТИТАНА
251
калибровкой, определяет сильную разпозернистость стали,
являющуюся естественным следствием большой неоднород-
ности и неравномерности наклепа с малыми степенями обжатия.
ВЛИЯНИЕ НАГРЕВА
НА ИЗМЕНЕНИЕ СВОЙСТВ
НАКЛЕПАННОГО ТЕХНИЧЕСКИ
ЧИСТОГО ТИТАНА
В главе I были описаны эксперименты по изучению влия-
ния наклепа на изменение структуры и свойств технического
титана (ВТ-1-1) В нашей работе с Л П. Фаткуллиной неко-
торые образцы подвергали последующей термической обра-
ботке или высокотемпературным испытаниям для исследова-
ния влияния нагрева на изменение свойств холоднодеформи-
Рис 161 Влияние степе
-ни холодной деформации
на свойства сплава ВТ-1-1
(плавка Б) при различ
ных температурах
/ - 20. 2-150, 3-300.
4 - 400° С
рованного титана двух выбранных для исследования плавок
(условно обозначенных А и Б)
Испытания при повышенных температурах показали, что
в интервале температур 150—450° С прочность холоднодеформи-
рованных образцов сплава ВТ-1-1 всегда остается выше проч-
ности ненаклепанных (рис. 161). С повышением температуры
предел прочности падает, однако вначале интенсивность паде-
ния мала и увеличивается лишь при температурах выше 150° С
(рис. 162). Предел текучести резко возрастает при увеличении
температуры от 20 до 150° С и по своему значению приближается
к пределу прочности (при измерении «горячей» твердости также
было найдено ее возрастание при температуре около 150° С).
Дальнейшее увеличение температуры вызывает падение предела
текучести.
252
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
Влияние последующего нагрева на механические свойства
холоднодеформированных образцов технического титана ВТ-1-1
(плавка А) показано на рис. 163. Температура начала разупроч-
нения понижается с увеличением степени деформации, для
степени обжатия 40% интенсивное снижение прочности начи-
нается уже при температурах около 300° С, а для степени обжа-
тия 5—10% — при температуре выше 400° С. Можно считать,
что эффект холодного наклепа сохраняется в значительной сте-
пени до 400° С (при степенях деформации порядка 20%).
Рнс 162 Влияние темпера-
туры испытания на ав н ат
сплава ВТ-1-1 (плавка Б)
Испытания холоднодеформированных образцов на длитель-
ную прочность, проведенные при 400° С и постояннодействую-
щем напряжении 20 кПмм1, показали, что сочетание пласти-
ческой деформации с последующим нагревом повышает долго-
вечность образцов (рис. 164). Значительно увеличивать степень
предварительной деформации нецелесообразно, так как при
этом понижается температура рекристаллизации, которая ста-
новится близкой к температуре испытания на длительную
прочность
Испытания при 350° С образцов, подвергнутых предвари-
тельной деформации при повышенных температурах, показали,
что деформация при 600° С способствует повышению предела
прочности с 20 до 27 кПшл*, причем повышается жаропроч-
ность образцов, охлажденных после деформации в воде, а также
охлажденных на воздухе. Горячая деформация при 800 и 920° С
не повышает жаропрочности при 350° С (табл 17). Таким обра-
зом, только деформация при 20 и 600° С способствует повыше-
нию жаропрочности при умеренных температурах (до 400° С).
Вообще, горячая деформация при 600° С повышает и проч-
ность (с 50 до 63 кПмм?) и пластичность (поперечное сужение
254
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
с 50 до 60%) при 20э С, а также кратковременную жаропроч-
ность при 350° С. Повышение уровня механических свойств,
а также данные по изучению структуры свидетельствуют о том,
что образующиеся в результате полугорячего наклепа несо-
Рис 164 Влияние степени холодной
пластической деформации на длитель-
ную прочность сплава ВТ-!-1 при 400°С
и напряжении 20 кГ]мм* (плавка Б)
вершенства устойчиво сохраня-
ются в структуре, а рекристал-
лизация обработки, проходящая
в известной степени при этих
условиях деформации, по-види-
мому, способствует более равно-
мерному распределению несо-
вершенств в объеме металла, что
определяет повышение плас-
тичности
Изучение изменения ширины
линии (ПО) а-титана обнару-
живает закономерное увеличе-
ние ее при возрастании степени
ТАБЛИЦА 17 МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ТЕХНИЧЕСКОГО
ТИТАНА ВТ-1-1 (ПЛАВКА Б) ПРИ 350е С ПОСЛЕ ГОРЯЧЕЙ
ДЕФОРМАЦИИ ПРИ РАЗЛИЧНЫХ ТЕМПЕРАТУРАХ
Темпера- тура де- формации °C Степень деформа- ции % Ох па ж даю щая среда 0В кГ/мм* кГ/жж* % 5
600 0 25 46 60 Вода 20,5 27,0 27,2 25,6 13,2 23,0 24,5 23,7 41,0 22,0 20,5 24,7 76,6 70,3 78,5 79,8
0 30 46 60 Воздух 21,0 23,6 25,8 21,9 14,0 20,8 23,0 20,0 48,0 28,5 23,3 34,5 78,5 68,0 67,5 71,2
800 0 45 60 Вода 18,0 18,5 18,0 14,0 13,5 14,0 39,0 42,5 39,0 70,0 69,5 70,0
0 45 60 Воздух 16,0 16,5 18,5 12,5 12,5 13,5 48,0 42,0 41,5 72,5 73,0 70,0
920 0 20 57 Вода 22,5 21,0 20,0 14,0 18,5 18,0 22,5 23,0 35,0 79,0 60,0 82,0
0 20 57 Воздух 20,0 19,5 19,5 15,5 15,5 15,0 40,0 27,5 25,5 68,5 69,0 74,0
НАГРЕВ НАКЛЕПАННОГО ТИТАНА
255
О on ппчн
Рис 165 Влияние степени
холодной деформации на
электросопротивление спла-
ва ВТ-1-1 (плавка “
холодной деформации. При повышении температуры последу-
ющего нагрева наблюдалось обычное сужение линий, однако
было обнаружено аномальное повышение ширины линии на об-
разцах, деформированных на 10% и нагретых при 150° С В со-
ответствии с данным.фактом находится возрастание предела
текучести и горячей твердости при этой температуре. По-види-
мому, при сочетании определенной деформации и нагрева про-
исходит перераспределение дефектов строения (дислокаций) по
типу полигонизации.
При изучении изменения ширины
линии (НО) а-титана после горячей
деформации при 600, 800 и 920е С не
обнаружено характерного» влияния на-
клепа (табл. 18), что связано, по-види-
мому, со снятием повышенной плотности
несовершенств из-за влияния высокой
температуры и протекающего поли-
морфного р -> a-превращения; кроме
того, несомненно, следует учитывать и
несовершенство методики определения
ширины линии
ТАБЛИЦА 18
ПОСЛЕ ГОРЯЧЕЙ
ШИРИНА ЛИНИЙ (НО) а-ТИТАНА (ПЛАВКА Б)
ДЕФОРМАЦИИ
Изучение изменения электросопротивления обнаруживает
закономерный рост этой характеристики в результате холодной
деформации с увеличивающимися степенями обжатия (рис. 165).
Это связано с повышением плотности дефектов, с нарушением
периодичности электростатического поля кристаллической ре-
шетки под влиянием деформации Естественно, что после нагрева
(в течение часа) на различные температуры электросопротив-
256
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
ление падает (рис. 166), причем тем интенсивнее, чем выше сте-
пень предшествующего наклепа и выше температура нагрева
Изучение изменения электросопротивления в процессе изо-
термической выдержки при 150 и 400° С показало, что при 150° С
в течение первых часов наблюдается рост относительного изме-
нения электросопротивления (рис. 167). При 400е С это практи-
чески не наблюдается; только при незначительных выдержках
можно заметить некоторую тенденцию к росту электросопро-
тивления (рис 168) Это явление может быть связано с тем, что,
Рис 166 Влияние темпе
ратуры нагрева на элек-
тросопротивление хо
лодиодеформироваиного
сплава ВТ-1-1
вероятно, при температуре 150° С в сплаве ВТ-1-1, содержащем
заметное количество примесей, происходит образование кон-
центрационных неоднородностей, которые в совокупности со
структурными неоднородностями приобретают определенную
устойчивость в результате полигонизации (протекающей, как
было указано, при этой температуре)1
Таким образом, последующий нагрев холоднодеформирован-
ного технического титана на 150—200° С приводит к значитель-
ному повышению предела текучести, аномальному изменению
электросопротивления, увеличению ширины рентгеновских ди-
фракционных линий. Это может свидетельствовать о развитии
процессов типа полигонизации, протекающих одновременно
с блокированием дислокаций примесями.
Деформация при повышенных температурах, в процессе
которой (как было указано) происходит снятие в титане в зна-
чительной степени дефектов строения, образующихся в резуль-
тате наклепа, оказывает слабое влияние на изменение электро-
сопротивления (рис 169). В случае деформации при 600° С
(когда еще сохраняется некоторое влияние наклепа) с увели-
1 Возрастание электросопротивления при создании полигонизованиоЯ структуры
было найдено в работах И А Одинга и 3 Г Фрндмаиа (см гл III) Нам представ-
ляется, что найденное явление должно быть связано не с изменением дислокационной
структуры, а с сопутствующим перераспределением примесей
Рис 168. Изме’енне элек-
тросопротивления в процессе
изотермической и выдержки
при 400° С образцов холод-
нодеформированного става
ВТ-1-1 (цифры на кривой —
степень обжатия, %)
Рис 169 Изменение
I тек гросопротивле ‘Ия
сп пава В 1-1-1 (плав
ка А) в зависимости
or степени деформ.t
цин при высокой тем
пературс
/, 4 — 600. 2. 5 — 800.
i. 6 — 920° С (/. 2,
3 —охлаждение в во
дс. 4,5, 6 — охлаж-
дение иа воздухе)
17 Бернштейн
258
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
ченисм степени обжатия электросопротивление немною уве-
личивается После деформации при 800 и 920° С электросопротив-
ление не изменяется с повышением степени обжатия
ПОЛИГОНИЗАЦИЯ
В МОЛИБДЕНЕ И ЕГО СПЛАВАХ
СТРУКТУРНЫЕ ИЗМЕНЕНИЯ
Дислокационною структуру деформированною молибдена
изучали Бенсон, Томас и Уошборп 172 J на фольгах по методике
трансмиссионной электронной микроскопии После вакуумного
отжига фольгу подгергали деформации растяжением (на испы-
тательной машине со скоростью 0,01 % в 1 ми»), а затем про-
водили исследование дислокационной структуры
Уже при деформации 2% возникают сетки и тройные узлы,
по-видимому, по реакции-^- [111) | I1T1) 11001 Это
свидетельствует о том, что сразу же от каждого источника дей-
ствует более чем одна система скольжения (рис 170) Следую-
щей особенностью является сбразование (в результате указан-
ной реакции) сетки из границ скручивания при весьма малых
деформациях — 1—2% (рис. 171) Особенностью является
также присутствие на многих изолированных дислокационных
линиях четких петель и «мысиков», свидетельствующих о том,
что движение дислокационных колец в молибдене сопровож-
дается частым поперечным скольжением (наблюдалось при дви-
жении дислокаций, вызванном нагревом от электронного пучка)
и пересечениями дислокаций с противоположными векторами
Бюргерса (петли неправильной формы на рис 172)
Таким образом, развитие дислокационной субструктуры
в молибдене качественно такое же, какое наблюдалось при пла-
стической деформации железа, а также меди и серебра И в этом
случае не найдены плоские скопления Двойное поперечное
скольжение является важным механизмом распространения
скольжения с одной плоскости на параллельную плоскость
скольжения
Когда дислокации движутся, на них образуется много по-
рогов, возникают местные сплетения, тройные узлы, которые
затем, при увеличении деформации от!—2 % до 10%, развиваются
в систему субзеренных границ—создается ячеистая структура
(рис 173) Однако в исследовании [721 не было замечено най-
денной в других работах закономерности — сохранения неиз-
менными размера ячейки с ростом деформации при повышении
плотности дислокаций в стенках ячеек В исследовании Беисо-
Рис 170 Дислокационная субсгрукгура молибдена после деформации 2% [7 ]
а опутанные группы, содержащие большое количество л<100> равнодейству-
ющих дислокационных cei ментов, б — неправильные по форме фра1 менты границ
скручивай ня
Рис 171. Дислокационные сетки (фраг-
менты границы скручивания) вмолнб
дсне, деформированном на 1% [72]
Рис 172 Дислокационные петли, остав-
ленные движущимися дислокациями в мо-
либдене при деформации 5% [72]
17*
260
M3MEIIFHIII С1РУК1УРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ Cll'tABOB
на, Томаса, Уошборна установлено, что после создания ячеистой
структуры, при увеличении степени деформации новые спле-
тения дислокаций продолжают развиваться внутри сравни-
тельно чистых объемов, так чго после деформации на 50% в об-
разце нс остаемся объемов с низкой плотностью дислокации —
фолы а становится непрозрачной для электронного пучка
Если найденное явление связано нес экспериментальной ошиб-
Рис 173 Дислокационное строение молибдена после деформации 10% (а) н 12% (б)
густые спле1ення дислокаций (сетки), ограничинающие относительно свободные от
дислокаций объемы 172 ]
кой из-за трудности электронноскопического исследования мо-
либдена, а соответствует истинной картине субструктуры, то
оно определяет новые особенности образования ячеистой струк-
туры Хотя в последнее время показано, что если сравнивать
строение деформированных металлов при сходственных темпе-
ратурах, то размеры ячеек могут быть близки между собой
Микроскопическое исследование структуры молибдена (осо-
бенно после деформации) связано со многими трудностями
Основная трудность—сложность качественного приготовления
шлифа и его травление В работах Ю. И Демкина (73) пред-
лагается после механического полирования проводить электро-
литическое полирование в растворе серной кислоты (95 мл)
и метилового спирта (5 мл) при напряжении J4 вс использова-
нием в качестве катода нержавеющей стали
ПОЛИГОНИЗАЦИЯ в МОЛИБДЕНЕ И ЕГО СПЛАВАХ
261
Обычное выявление микроструктуры может быть проведено
химическим травлением в растворе, содержащем 10 г КОН
и 10 г K{Fe (C\)fi на 100 мл воды; продолжительность трав-
ления для литых образцов 40—50 сек, для спеченных 90 сек.
Электролитическое травление в свежем растворе, содержа-
щем 5 мл серной кислоты на 100 мл спирта, позволяет выявить
особенности структуры, связанные с влиянием скоплений не-
Рнс 174 Расположение ямок травления на зеркально симметричных
плоскостях скола молибдена [731 X 150
совершенств При площади шлифа 10—40 мм2 применяют на-
пряжение порядка 1 в, что соответствует началу появления
пузырьков, через 30—40 сек шлиф просматривают под микро-
скопом и выясняют, следует ли продолжать дальнейшее трав-
ление для выявления дополнительных деталей структуры
Полученные при применении этой методики данные позво-
лили Ю И Демкину судить о распределении дислокаций по
поверхности расколотых зерен (рис 174), а также в малоугло-
вой границе (рис 175), в последнем случае, как сообщает ав-
тор, он мог судить о наклоне плоскости субграницы в плоскости
шлифа и об изгибе ее в пространстве При изучении кинетики
движения 1раниц и субграниц глубокое электролитическое
травление оказалось более эффективным, чем химическое
травление Тонкая структура зерна выявляется после электро-
литического травления в течение 1,5—2 мин (рис 176), оказа-
262
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
лось возможным четко проследить за увеличением размера
субзерен молибдена при повышении температуры отжига от 1600
до 2000° С
В нашей работе 174] выявление особенностей строения мо-
либдена (рис 177, 178) было достигнуто при использовании
методики вакуумною термического травления (обычно при-
меняемого в практике высокотемпературной металлографии).
Аналогичные положительные результаты при использовании
Рнс 175 Ямки трлплення вдоль
малоу1лоной iрапиды в молиб-
дене [73] Х300
Рнс 176 Субструктура вмоппбдене,
вылеченная глубоким травлением,
стык трех блоков мозаики [73]
вакуумного термического травления для изучения особенностей
тонкого строения были получены в другой работе с Н II Мюл-
лер 175] при исследовании несовершенств строения и субгра-
ниц в хроме
Изучение полигонизации в молибдене и его сплавах мето-
дами высокотемпературной металлографии было проведено нами
совместно с М Г Лозинским 174].
На рис. 179 представлены графики изменения твердости при
нагреве в вакууме на 1050, 1100 и 1150° С недеформированных
(отожженных) и холоднодеформированных образцов молибде-
нового сплава с различными степенями обжатия (5, 7, 9 и 13%)
Если для отожженных и деформированных на 5 и 7% образ-
цов обнаруживается обычная зависимость (значения твердости
тем выше, чем ниже температура эксперимента), то для образ-
цов, деформированных на 9 и 13%, меняется взаимное положе-
ние кривых твердости, снятых при разных температурах
Твердость образцов с обжатием на 9% при 1050° С оказывается
ниже, чем при 1100 и 1150° С Твердость образцов, деформи-
рованных на 13%, оказывается аномально повышенной при
температуре испытания 1150° С.
fW
Рис 177 Микроструктура сплава мо
либден.) с цирконием и титаном после
деформации in 13% при ИЗО® С и по
следующею нагрева при 1600’ С в теме
нис часа вол окна в вакууме Ю-5 Х6‘Х)
Рис 178 Микроструктура сплава мо
тибдена с титаном, деформированною
при 1150°( на 13% и нагретого на
1200° С X 1500
^OfS ~25 io
Г а
Ы I—J-------------1--------------1
0,5 5 25 Т,пи*
д
Рис 179 Изменение горячей твердости
при температурах испытания 1050 (7),
1100 (2) и 1150’ С (3) в зависимости от
Времени нагрева и от степени прсдва
ритслъной деформации образцов молиб-
денового сплава (измерения на уста
номке У И МВ 1)
а - >, - 0%. 6-5%. а—7%, г - 9%,
д - 13%
264
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
Как видно из графика рис 180, для всех степеней деформа-
ции наблюдается увеличение прироста твердости АН по мере
возрастания температуры испытания; однако наибольшие зна-
чения ДЯ — для образцов со степенями обжатия 9 и 13% По-
видимому, в этих образцах в наибольшей степени развивается
полигонизация при нагреве до
температуры испытания.
На установке ИМАШ-9 было
исследовано изменение микро-
твердости деформированного мо-
либденовою сплава в процессе
выдержки под нагрузкой при
температурах 1050 и 1150'С
После укрепления образцов в за-
хватах и после создания в ра-
Рнс 181 Зависимость ми крот не рд ост и
от продолжительности воздействия рас-
тягивающих нагрузок, вызывающих
деформацию 0 (/). <5 (2). 9 (5) и 13% (4)
при температурах 1050(a) н 1150°С(б)
Температура, ‘С
Рис 180 Приращение горячей твердости
деформированных образцов молибденового
сплава в зависимости от температуры ис
пытання при деформации
1 — 9. 2 — 5. 3 — 7, 4 — 13%
бочей камере вакуума производили нагрев до указанных тем-
ператур (с точностью ±0,5%) При помощи механизма на1руже-
ния образцы деформировали на 6, 9 и 13%, после чего при не-
изменной температуре в течение двух часов (через определен-
ные промежутки времени) измеряли микротвердость (на1рузка
на индентор 50 г) При этом образец оставался под действием
нагрузки, которая вызывала его деформацию в указанных пре-
делах В конце двухчасовой выдержки степень деформации
или оставалась неизменной, или очень незначительно возра-
стала, что свидетельствовало о почти полном отсутствии раз-
ПОЛИГОНИЗАЦИЯ в МОЛИБДЕНЕ И ЕГО СПЛАВАХ
265
вития процесса ползучести Отпечатки измеряли на приборе
ПМТ-3 после охлаждения образцов до комнатной температуры
Микротвердость ненаклепанных образцов при температурах
1050 и 1150е С оказалась выше, чем наклепанных (рис. 181),
что, по-видимому, связано с релаксацией напряжений при на-
греве деформированных образцов Испытания при 1150е С
и в данном случае обнаружили возрастание микротвердости в об-
разцах, деформирован-
ных на 9 и 13%.
В этих же опытах из-
меряли микротвердость
при комнатной темпе-
ратуре до (Но) и после(/У)
опыта на установке
ИМАШ-9 (рис. 182) По
мере увеличения степе-
ни деформации прирост
микротвердосги возрас-
Рнс 182 Изменение мпкрогвсрдостн н зависимо
стн от степени деформации образцов мопнбдеио
вого сплава прн 1050 (/) и 1150°С (2) Измерения
проводили на установке ИМАШ 9 в процессе вы
держки в течение 2 ч под н<з| рузкой, вызывающей
постоянную деформацию 6, 9 и 13% j
тает, но увеличение зна-
чения происхо-
дит более интенсивно
при 1150r С, чем при
1050°С, что такжесвиде-
тельствует о протекающем процессе полигонизации при 1150°С
В нашей работе с Э Л. Деминой 1761 были определены ре-
жимы обработки молибдена и некоторых его сплавов, прове-
дение которых обусловливает развитие в них процесса полиго-
низации, а также было изучено влияние предварительно создан-
ной полигональной структуры на свойства молибдена и его
сплавов
Систематическому металлографическому исследованию под-
вергали образцы после деформации (температура около 300
и 1150° С) со степенями обжатия 5, 9 и 13%, после деформации
и отжига при 1000—1600° С и, наконец, после деформации
и двойного отжига' при температуре полигонизации и при более
высоких температурах Изучали также изменение структуры
молибдена и его сплавов в зависимости от времени выдержки
при оптимальных режимах обработки
В образцах, подвергнутых деформации при 300°С на 5%
и отожженных при 1150° С в течение 15 и 30 мин, а также при
1200° Св течение 5, 10 и 15 мин, было отмечено появление участ-
ков сетки субграниц С увеличением степени деформации мо-
либдена с 5 до 9% количество зерен, в которых при отжиге
протекает процесс полигонизации, резко возрастает. В образ-
266
ИЗМЕНЕНИЕ СГРУК1УРЫ Д1 ФОРСИРОВАННЫ \ СПЛАВОВ
цах, отожженных после деформации со степенью обжатия 13%,
субструктура развита еще сильнее (рис. 183), однако разница
(в степени развития полигонизации) между образцами, дефор-
мированными на 9 и 13%, меньше, чем между образцами, де-
формированными на 5 и 9% В образцах, отожженных после
холодной деформации, количество зерен, в которых наблюдали
хорошо развитую субструктуру, сравнительно невелико
Рис 183 Микроструктура молибдена, деформированного
со степенью обжатия 13% при 300° С н отожженного в тс
чение часа при 1150°С X 1000
После деформации молибдена при температуре около 1150° С*
субзеренные границы наблюдаются непосредственно в дефор-
мированном металле. На рис 184 представлена микроструктура
молибдена после деформации со степенями обжатия 9 и 13%
при 1150° С. Видно, что в отдельных зернах уже в процессе
деформации начинается фрагментация структуры. После высо-
котемпературной деформации сравнительно облегчены условия
развития полигонизации и при последующем отжиге(рис 185, а)
С увеличением степени деформации при повышенной темпера-
туре процесс образования субструктуры охватывает большее
число зерен, и субзерна становятся более четко очерченными
(рис 185, б).
• Деформацию проводили при температуре, оптимальной для развития процесса
полигонизации при отжиге холодиодеформировапиого металла, равенство этих тем-
ператур было принято из соображения примерной идентичности температурных усло-
вий развития процесса полигонизации при отжиге холодиодеформированиого металла
и при одновременном воздействии температуры и напряжения (хотя мы и предпо
лагали, что в последнем случае переползание дислокаций, контролирующее процесс
полигонизации, будет облегчено)
ПОЛИГОНИЗАЦИЯ в МОЛИБДСНЁ И СГО СПЛАВАХ
267
В результате деформации при повышенной температуре
или такой деформации и последующего отжига образуется раз-
витая сетка сравнительно более четких субграниц, чем после
холодной деформации и отжига. Это может быть объяснено влия-
нием одновременного приложения напряжения и температуры
на процессы перераспределения дислокаций, являющиеся от-
ветственными за образование структуры полигонизации.
Рис. 184 Микроструктура молибдена после деформации 9 (а) и 13% (б) при
1150° С Х1000
При большой плотности дислокаций (т. е. при увеличении
степени деформации) возникает набор различных, в том числе
и больших (до 10—20° и более), разориентировок; в этом слу-
чае вероятно образование зародышей рекристаллизации.
Исследование влияния продолжительности отжига при
1150° С (в течение 1,40, 100 и 150 ч) на развитие полигонизации
показало, что для порошкового молибдена иаилучшей является
выдержка в течение 100 ч (рис 185, в).
На сплаве молибдена с титаном, сплаве с цирконием и сплаве
с титаном и цирконием четкая полигональная структура полу-
чена после отжига при 1200° С Увеличение выдержки при от-
ж!ие сплавов молибдена приводит к тому, что хорошо разви-
Рис 185 Микроструктура молибдена
а—после деформации 9% при 1150е С и отжим в течение
часа при 1150е С. 6 — после деформации 13% при 1)50° С
и отжита в течение часа при 1150® С. в— после деформации
9% при 1150® С и отжига и течение 100 ч при 1150° С X 1000
ПОЛИГОНИЗАЦИЯ в МОЛИБДЕНЕ И ЕГО СПЛАВАХ
269
тая субструктура образуется почти во всех зернах. Микро-
структура сплавов молибдена, деформированных при 1150° С
со степенью обжатия 9% и отожженных затем при 1200° С,
представлена на рис 186. Таким образом, добавки титана и цир-
кония не оказывают заметного влияния на температуру наилуч-
шего развития процесса полигонизации в молибдене Однако
границы полигонов в сплавах оказались более устойчивыми,
чем в молибдене, они были обнаружены в сплаве молибдена
с титаном и цирконием даже после отжига при 1600° С в тече-
ние часа при сильно выросшем зерне Очевидно, это — резуль-
тат блокировки субграниц примесями, что тормозит ми1 рацию
границ
По температуре максимального развития полигонизации
и по структуре, различия между сплавом с цирконием и спла-
вом с титаном не обнаружено, однако во влиянии этих элемен-
тов на температуру рекристаллизации молибдена разница зна-
чительная Это объясняется тем, что для полигонизации тре-
буется перемещение дислокаций, а они при высоких темпера-
турах в данных сплавах (с малыми добавками) будут двигаться
примерно также, как в нелегированном молибдене. Для раз-
вития рекристаллизации (особенно собирательной) необходима
миграция границ. На границах же в большей мере образуется
преимущественное скопление легирующих элементов, особенно
таких поверхностно активных, как цирконий Снижение поверх-
ностной энергии при такой сегрегации легирующих элементов
уменьшает стимул для миграции границ и развития кристал-
лизации
Деформирование сплавов молибдена при повышенной темпе-
ратуре (около 1150' С) приводит к более полному протеканию
процесса полигонизации при последующем отжиге Так же, как
это было отмечено для чистого молибдена, в его сплавах непо-
средственно после деформации при температуре около 1150J С
(без отжига) субструктура в некоторых случаях развита силь-
нее, чем в результате отжига (непродолжительного) после хо-
лодной деформации
Размер отдельных субзереп в образцах после холодной
деформации и последующего отжига больше, чем после дефор-
мации при температуре около 1150° С и отжига (рис 186, а, г)
При исследовании субструктуры молибдена под электрон-
ным микроскопом после обработки на полигонизацию было об-
наружено, что границы имеют ярко выраженный зубчатый ха-
рактер (рис 187) и подобны границам, которые были найдены
В Д. Садовским, М. Г Лозинским и Е Н Соколковым на
аустенитных сплавах [77 ]. Как об этом будет подробно сказано
Рнс 186 Микроструктура сплавов молибдена после различных режимов
обработки (X, = 9% при 1150® С)
а — сплав молибдена с титаном, отжиг в течение 40 ч при 1200® С б — то
же, для спзава молибдена с цирконием, в — сплав молибдена с титаном н
цирконием, отжиг в течение 100 ч при 1200® С. г—сплав молибдена с титаном,
>. = 9% при 300® С и отжиг в течение 100 ч при 1200® С X 1000
11ОЛ111 ОНПЗАЦ^Я в МОЛИБДЕНЕ И ЕГО СПЛАВАХ
271
дальше (гл 5)1 зубчатый характер границ определяется про-
теканием процессов полигонизации в приграничных объемах,
когда в результате перераспределения дислокаций локально
Рис 187 Микроструктура молибдена, деформированного со степенью
обжатия 9% при 1150° С и отожженного в течение часа (а) и 100 ч (б)
при 1150° С X 3500
меняется их плотность и граница втягивается в одно или дру-
гое зерно (в зависимости от их взаимной ориентации) в связи
с изменением поверхностного натяжения данного участка
границы.
ИЗМЕРЕНИЙ МРЕДЕЯА УПРУГОСТИ
Из механических свойств наиболее чувствительным к таким
изменениям тонкой структуры, как полигонизация, является
сопротивление малым пластическим деформациям, характери-
зуемое пределом упругости
Предел упругости а0009 деформированного на 9% порошко-
вого молибдена после нагрева до 1100—1200° С возрастает
с 30 до 60 кПммг (рис 188). Результаты металлографического
анализа показали, что именно в этом интервале температур
нагрева наблюдается наибольшее развитие структуры полигонп-
272
ИЗМЫП НИ1. СТРУК1УРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
зации При дальнейшем повышении температуры нагрева
предел упругости снижается в связи с развитие^ рекристалли-
зации, однако даже после отжига при 1400° С он еще заметно
выше, чем в деформированном состоянии. [
Легирование значительно влияет на предел упругости мо-
либдена Уже в состоянии после деформации /со степенью об-
жатия 9% предел упругости сплава молибдена с титаном в два
раза больше, чем нелегированного молибдена. Отжиг при 1200° С
Рис 188 Зависимое) ь предела упругости молибдена и его сплавин
деформированных на 9% при 300“ С от тсмпера)уры последую
то о отжи) а
/ - Mo -|- П + Zr, 2 - Мо 1 h. 3 - Mo b Zr I - Мо
сплава с титаном повышает предел упругости до 85 кПмм1,
т с примерно на 40% В сплаве молибдена с титаном и цирко-
нием увеличение предела упругости еще значительнее: после
отжига в течение часа при 1200° С он составляет 92 кПмм*
Для этого сплава характерно и меньшее разупрочнение при даль-
нейшем повышении температуры нагрева: после отжига при
1500° С о0.оо» “ 70 кПммг, тогда как для сплава молибдена
с титаном после такой же обработки предел упругости сни-
жается до значения, соответствующего деформированному со-
стоянию. Аналогичные изменения предела упругости наблю-
даются и па образцах сплава молибдена с цирконием с 48 кПмм2,
предел упругости этого сплава увеличивается до 88 кПмм2 пос-
ле отжига в течение часа при 1200° С и составляет примерно
70 кПмм* после отжига при 1500° С.
При исследовании влияния продолжительности выдержки
при нагреве на величину предела упругости молибдена было
установлено, что наибольшее значение о0 009 —- 94 кПммг имеют
образцы молибдена, деформированные на 9% при 300° С и ото-
ПОЛИЮНИЗАЦИЯ В МОЛИБДЕНЕ И ЕЮ СПЛАВАХ
273
жженные нри\ 1150° С в течение 100 ч (рис. 189, а). После де-
формации при; температуре около 1150е С максимум предела
упругости наблюдается также в результате нагрева в течение
100 ч (рис 189, б)
Предел упругости сплавов молибдена при увеличении дли-
тельности нагрева изменяется одинаково для холоднодеформп-
рованных образцов и для образцов, деформированных при
температуре около 1150й С. На рис. 190 показано изменение
6ооо9 Р 6ооо9 кг/™2 в Ю3рад
100 г- ->/ 100 г
Рнс 189 Зависимость предела упрукили и физическою уширения линии (110>
молибдена, деформированною на 9% при 300 (я) и 1150° С (б) от продолжи-
тельности последующего отжига при 1150° С
предела у пр yi ости <т0>009 сплавов молибдена в зависимости от
продолжительности отжига после деформации со степенью
обжатия 9%.
Предел упругости сплавов молибдена с титаном и молибдена
с титаном и цирконием (рис 190, а, б, в, г) возрастает с увели-
чением продолжительности выдержки отжига При отжиге в те-
чение 150 ч он достигает весьма высоких значений (115 кГ/мм*)
В сплаве молибдена с цирконием (рис 190, д, е) предел упруго-
сти сначала возрастает с увеличением длительности отжига
и составляет 115 кГ1мм? при отжиге в течение 100 ч, а затем
снижается до 105 кПмм* при выдержке в течение 150 ч
Согласно дислокационному механизму деформации, оста-
точная деформация возникает не при любом движении дисло-
каций. Если дислокация при своем движении на небольшие
расстояния была заторможена какими-либо внутренними на-
пряжениями, уравновесившими внешние силы, и не вышла
при этом полностью на свободную поверхность, то после раз-
грузки эти напряжения будут стремиться вернуть дислокацию
в исходное положение В этом случае возможно полностью или
частично обратимое (только в механическом смысле) смещение
дислокаций Полностью обратимое смещение границы суб-
зерпа под напряжением наблюдали оптическим методом на
монокристалле цинка 178] В работе 1791 показано, что в круп-
18 Бернштейн
274
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
нозернистой стали при деформации в упругой области коли-
чество субзерен уменьшается примерно пропорционально при-
ложенному напряжению, а после разгрузки восстанавливается
первоначальное число субзерен. Это является результатом об-
ратимого смещения дислокаций, образующими субграницы
При переходе в неупругую область уже небольшая пласти-
ческая деформация восстанавливает исходное количество суб-
зерен, которое затем возрастает с увеличением деформации 180 I
Это происходит вследствие того, что, как только петля дисло-
Рнс. 190 Зависимость предела упругости, физического уширения линии (ПО) и угла
300° С (а, в, д) и 1150° С (б, г, е), от продолжительности последующего отжига при
д. е — сплав молибдена с цирконием, ж — рентгенограмма со сплава молибдена с тн
ПОЛИГОНИЗАЦИЯ В МОЛИБДЕНЕ И ЕГО СПЛАВАХ
275
кации перейдет через критическую кривизну, начинает дей-
ствовать источник Франка—Рида, и появившиеся новые дисло-
кации в ряде случаев приводят к эффекту дробления субструк-
туры (увеличению числа субзерен)
Сопротивление малым пластическим деформациям значитель-
но зависит от условий дорекристаллизационного нагрева де-
формированных металлов и сплавов, который способствует
образованию фрагментов, изменению их формы и строения раз-
деляющей их сетки Появление необратимой деформации в этих
условиях обусловливается связыванием новых дислокаций
с уже существующей сеткой
На ранних стадиях процесса полигонизации (когда проис-
ходит стабилизация системы дислокаций при примерно по-
стоянной их плотности) предел упругости возрастает При
дальнейшем развитии полигонизации сетка с элементарным
строением становится слабым препятствием для движущихся
50 100 150ТЧ
50 >00
150 Z4
разориентировки о'. лнн. зерен сплавов молибдена, деформированных на 9% при
I 14>“С, о, б -сплав молибдена с титаном в, г— сплав молибдена с титаном и цирконием
аном. деформация 9% при 300° С. з — то же, после деформации 9% при 1150° С
18*
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
дислокаций, и роль эффективного барьера переходит к границе
зерна или к оставшимся более сложным сеткам
Уменьшение предела упругости сплава молибдена с цирко-
нием с увеличением продолжительности отжига (от 115 кПмм1
после выдержки в течение 100 ч до 105 кГ‘мм* при отжиге
в течение 150 ч) связано, очевидно, с тем, что при столь дли-
тельной выдержке в этом сплаве начинается второй этап по-
лис 191 Микроструктура сплава молибдена с цирконием после
деформации 9% при 1150° С и отжига в течение 150 ч Х1000
лигопизации, связанный с упрощением и слиянием границ
и укрупнением фрагментов На рис 191 показана структура
сплава молибдена с цирконием, деформированного со степенью
обжатия 9% при 1150° С и отожженного затем в течение 150 ч
при 1200 С. Если сравнить данную структуру со структурой
этого же сплава после отжига в течение 40 ч (см рис 186, б), то
можно заметить, что полигоны после выдержки в течение 150 ч
крупнее, чем после отжига в течение 40 ч
ДАННЫЕ РЕНТГЕНОВСКИХ ИССЛЕДОВАНИЙ
По методу, предложенному Б ДЕ Ровинским и Л М Ры-
баковой [83, 84 1, с образцов молибденовых сплавов, обработан-
ных по различным режимам, были сняты методом обратной
съемки на камере КРОС-1 с диафрагмой 0,4 мм рентгенограммы
Фокус трубки БСВ-5 (с медным анодом) 40 мк. Расстояние от
образца до фокуса трубки 145 мм Проекция фокуса около
ПОЛИГОНИЗАЦИЯ в МОЛИБДЕНЕ И ЕГО СПЛАВАХ
277
60 <10 мк Следовательно, угол сходимости пучка рентгенов-
ских лучей в азимутальном направлении 0,2', в радиальном 1,2'
Рентгенограммы снимались с двух расстояний между образцом
и пленкой (40 и 50 мм)
Измерение азимутальной ширины интенферепциопных пятен
проводили па компараторе ИЗЛ-2. На каждой рентгенограмме
было исследовано от 3 до 10 пятен линии (321)
Углы разориентировки зерен определяли по формуле
где а — угол между крайними лучами, отраженными от
кристаллита,
Ы) bt - b2,
и Ь2 — размеры пятна в азимутальном направлении при
разных расстояниях между образцом и пленкой,
A D ____А-4____
cos(l80 20) ’
В — расстояние образец -пятно,
А -- расстояние образец—пленка.
ХД - А , - А 2, ХД - 50 — 40 10 мм,
0 — угол Брэгга -Вульфа, для линии (321) 0 — 66° 6'
На сплаве молибдена с титаном (см рис 190, а, б) угол
разориентации зерен после холодной деформации, а также
после деформации при 1150° С уменьшается с увеличением про-
должительности отжига, причем после холодной деформации
(без отжига)отдельные зерна на рентгенограмме не разрешаются
(см рис 190, е, ж) При всех режимах отжига сплава молибдена
с титаном, деформированного при 1150° С, углы разориентации
зерен меньше, чем после отжига холоднодеформированпого
сплава
На сплаве молибдена с цирконием угол разориентации зерен
уменьшается при увеличении длительности отжига деформи-
рованного сплава до 100 ч, а затем остается постоянным (см
рис. 190, а)
Таким образом, данные металлографически! о и рентгенов-
ского анализов, а также результаты измерения сопротивления
малым пластическим деформациям хорошо согласуются между
собой и дают основание заключить, что увеличение длительности
выдержки при отжиге от 100 до 150 ч обусловливает протека-
ние в сплаве молибдена с цирконием процесса рекристаллизации
на месте.
278
ИЗМЕНЕНИЙ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
Увеличение предела упругости молибдена на 50—100% при
отжиге молибдена, прокатанного на 50%, было обнаружено
и в работе 181 1 Основной причиной такого повышения сопро-
тивления малым пластическим деформациям молибдена авторы
считают перераспределение дислокаций и уход наиболее под-
вижной их части с образованием более устойчивых дислокацион-
ных конфигураций.
Результаты рентгеноструктурного анализа показали, что
при нагреве деформированного на 9% молибдена в области тем-
Рис 192 Влияние темпера
туры отжига на размер об
ластей ко|ерентного рассея-
ния молибдена (о) и сплава
молибдена с цирконием (б),
деформированных на 9%
/ — холодная деформация
2 — деформация при 1150е С
ператур 1100—1200° С на кривой зависимости величины обла-
стей когерентного рассеяния наблюдается минимум для образ-
цов, деформированных при температуре около 300° С, а также
для образцов, деформированных при температуре около 1150 С
(рис. 192, а) Это, несомненно, является следствием образо-
вания более мелкой субструктуры при полигонизации Таким
же образом изменяется величина областей когерентного рас-
сеяния при нагреве деформированных образцов сплава молиб-
дена с цирконием (рис 192, б) Полученные данные хорошо
согласуются с результатами металлографического анализа Ана-
логичный ход кривой температурной зависимости величины
областей когерентного рассеяния был получен на образцах
технически чистого никеля 1821
При изучении изменения физического уширения линии
(110) в зависимости от продолжительности отжига образцов
молибдена и его сплавов, деформированных со степенью обжа-
тия 9% при температуре около 300 и 1150° С, было обнаружено,
что это изменение аналогично изменению предела упругости
при режимах обработки, при которых предел упругости воз-
ПОЛИГОНИЗАЦИЯ В МОЛИБДЕНЕ И ЕГО СПЛАВАХ
279
растает, наблюдается и увеличение физического уширения ли-
нии (110)
В некоторых работах 185—92] есть указания иа то, что
полигонизация приводит к разупрочнению металла и что при
этом наблюдается сужение рентгеновских линий Но в работах
Рис. 193 Зависимость твердости молибдена, деформированного
на 5% (в), 9% (б) и 13% (в), от температуры отжига
/ — деформация при 1150® С, 2 — холодная деформация
185—87 ] умеренный нагрев упрочненного металла вызывал в ос-
новном лишь аннигиляцию хаотически распределенных дисло-
каций разных знаков, при этом разупрочнение происходило
одновременно с сужением рентгеновских линий. По существу,
в названных работах полигонизации не наблюдали. В других
работах [88—92] сужение линий предшествовало разупрочне-
нию Однако наблюдавшееся сужение рентгеновских линий было
280
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
связано с существенным уменьшением микродсформации решетки
(линии с большими индексами), которое сопровождает процесс
перестраивания дислокаций в субграницы Размер областей
когерентного рассеяния и механические свойства при этом прак-
тически не изменялись Разупрочнение в данном случае связано,
очевидно, с последующим ростом субзерен (рекристаллизацией
на месте), либо с образованием и ростом новых неискаженных
зерен (первичной рекристаллизацией).
Если сравнить физическое уширение линии (110), получен-
ное при исследовании холоднодеформироваиных образцов и об-
разцов, деформированных при повышенной температуре (около
1150 С), то при одинаковых выдержках (до 100 ч) при после-
дующем нагреве физическое уширение после деформации при
температуре около 1150° С больше, чем после такого же нагрева
холоднодеформироваиных образцов Это обстоятельство под-
тверждает, чго в результате нагрева молибдена, деформирован-
ного при повышенной температуре, процессы полигонизации
получают большее развитие, чем после пагрева холоднодефор-
мированного молибдена.
Таким образом, сопоставление результатов металлографи-
ческого и рентгеновского анализов, а также данных определе-
ния механических свойств (сопротивления малым пластическим
деформациям, характеризуемою пределом упругости) дает ос-
нование сделать вывод о том, что развитие процесса полигони-
зации в молибдене и его сплавах сопровождается ростом уши-
рения линии (ПО)
ИЗМЕНЕНИЕ НЕКОТОРЫХ ДРУГИХ СВОЙСТВ
Изменение твердости
Известно, что твердость -- недостаточно чувствительная ха-
рактеристика для обнаружения полигонизации Однако про-
веденные эксперименты показали, что и в изменении твердости
при полигонизации молибдена и его сплавов могут наблю-
даться определенные закономерности при тщательной поста-
новке опытов.
На рнс 193 приведены графики зависимости твердости мо-
либдена, деформированного со степенями обжатия 5, 9 и 13%
при 300 и II50° С, от температуры отжига.
На кривых изменения твердости холоднодеформированного
и отожженного молибдена можно отметить следующие участки,
снижение твердости до 1000—1100° С, связанное, вероятно,
с процессами отдыха; затем повышение твердости при развитии
полигонизации (до температур 1200—1300° С) и снижение твер-
ПОЛИГОНИЗАЦИЯ в МОЛИБДЕНЕ И ЕГО СПЛАВАХ
281
дости при температурах выше 1300е С, обусловленное укрупне-
нием субструктуры, а также рекристаллизацией Для образ-
цов, деформированных при температуре около 1150° С, умень-
шения твердости, аналогичного снижению твердости на первом
участке кривой для.холоднодеформированного молибдена, не
наблюдается. Это объясняется тем, чю процессы отдыха пол-
Рнс 194 Зависимость твердости еппчвов мопибдена, деформированных
на 9%, от темпера! уры (и) и продолжительности отжига при 1200° С (6)
I — Мо 4- Zr 2 — Mo -L|i з _ Мо | Ti - Zr. 4 — деформация
при 1150° С, 5 — деформация при 30(1°
ностью или частично успевают протекать при самой высокотем-
пературной деформации, кроме того, известно, что возвратимая
часть деформационною упрочнения уменьшается с повышением
температуры деформации Увеличение продолжительности oi-
жига молибдена, деформированного па 5, 9 и 13?о, не оказы-
вает заметного влияния на его твердость
Повышение твердости при обработке по режимам, опреде-
ляющим развитие полигонизации, обнаружено и на сплавах
молибдена (рис 194)
282
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
Возможно, что обнаруженный значительный эффект твер-
дения обусловлен наложением па процесс полигонизации про-
цесса деформационного старения. Содержание примесей в ис-
следованных молибдене и его сплавах таково, что, несмотря
на небольшое их количество, деформационное старение все же
может получить заметное развитие
Однако результаты испытания образцов молибдена, дефор-
мированного на 5, 9 и 13% при температуре окаю 300 и 1150°С
с последующим отжигом и без него, на растяжение при комнат-
ной температуре показывают, что наиболее резкое возрастание
предела текучести, предела прочности и относительного удли-
нения обнаруживается при на!реве небольшой продазжитель-
ности Затем при увеличении длительности нагрева эти харак-
теристики практически остаются постоянными.
Изменение электросопротивления
При измерении удельного электросопротивления молибдена
и его сплавов после деформации со степенями обжатия 5, 9
б
Рис 19г> Зависимость
удельною эпектросо
противления молиб-
дена и его сплавов
деформированных на
9%, от температуры
(а) и продолжитель
пости отжига (б)
а / Мо 4- Ti + Zr.
2—Мо 6 /-Мо | Zr.
2 —Mo I Ti. ?-Мол
+ 1i l Zr 4 - Мо
5 — деформация при
1)50° С. 6 — дефор
мация при 300° (.
ПОЛИГОНИЗАЦИЯ в МОЛИБДЕНЕ И ЕГО СПЛАВАХ
283
и 13% и нагрева при температурах развития в молибдене и его
сплавах полигонизации наблюдалось отклонение от монотон-
ного хода кривой (рис 195, а). Резкое уменьшение электриче-
ского сопротивления молибдена и сплавов может быть связано
с протеканием процесса деформационного старения Однако
совпадение полеченных эффектов с результатами измерения
электросопротивления в опытах Маддина 1931, проведенных на
весьма чистых монокристаллах молибдена, свидетельствует (на-
ряду с данными по измерению предела упругости), что процес-
сом, определяющим найденное изменение свойств, является
полигонизация Увеличение продолжительности отжша
(рис. 195, б) почти не оказывает влияния на величину электро-
сопротивления молибдена, в то время как электросопротивле-
ние сплавов молибдена продолжает уменьшаться. Уменьшение
электросопротивления при полигонизации может быть связано,
во-первых, с некоторым уменьшением плотности дефектов в ме-
талле, что приводит к уменьшению рассеяния па них, во-вто-
рых, с тем, что при полигонизации значительно уменьшается
степень искаженное™ кристаллической решетки, и, в-третьих,
с тем, что напряжения, обусловленные дислокациями, при по-
ли! онизации также уменьшаются, так как они в данном случае
распространяются только на расстояния порядка протяжен-
ности дислокаций в границе, а не по всему кристаллу.
Влияние полигонизации на рекристаллизацию
Было изучено изменение величины зерна молибдена и сплава
молибдена с титаном и цирконием при рекристаллизационном
отжиге в зависимости от режима предшествующей обработки
(рис 196) Для определения влияния предварительно создан-
ной полигональной структуры на протекание последующей ре-
кристаллизации образцы молибдена, деформированные на 9%,
были отожжены сначала в течение часа при 1150° С, а затем
уже начеты до 1300 и 1400° С После отжига при 1300° С об-
разцов с полигональной структурой увеличения размера зерна
нс было обнаружено (рис. 196, г) Отжиг при 1400°С после ноли-
! онизации при 1150° С привел к незначительному росту зерен,
тогда как после такого же отжига деформированного, но не
полигонизованного молибдена (рис. 196, в) размер зерен по
всему сечению образца стал очень велик.
Тот факт, что предварительный нагрев молибдена и сплава
молибдена с титаном и цирконием в течение часа при 1000° С
не дал подобных результатов, а также сравнительно равномер-
ное возрастание величины зерна (отсутствие резко выраженной
разнозернистостн) свидетельствует, что торможение рекристал-
Рис 196 Микроструктура молибдена после деформации со степенью обжа
тия 9% (а) и нагрева на температуры 1300 (б), 1400 (e), а также 1150+
| 1300’( (с) и ИЗО | 1400’ С (д) X 200
ПОЛИГОНИЗАЦИЯ в МОЛИЬДЫН. И ни СПЛАВАЛ
ze.1»
лизации об\словлено предварительно прошедшей полигониза-
цией, а не деформационным старением (влиянием второй фазы)
При полигонизации возникают дислокационные границы,
представляющие собой стенки из стянутых дислокаций Такие
границы достаточно устойчивы, и их наличие препятствует раз-
витию рекристаллизации Кроме того, в результате полиюниза-
ции значительно уменьшается степень искаженное™ кристал-
лической решетки, а следовательно, и уровень накопленной
при деформации энергии, что также ухудшает условия для про-
текания рекристаллизации Предварительно прошедшая поли-
юнизация затрудняет последующую рекристаллизацию еще и
потому, что в процессе полигонизации значительно уменьшается
концентрация вакансий благодаря их уничтожению при встрече
с дислокациями.
Аналошчные результаты были получены М А Корнфель-
дом и В. А. Павловым на чистом алюминии 1941, а также Стенли
на поликристаллах кремнистого железа 195] и Толботом на
железе 196].
Данные сериальных испытаний
Результаты сериальных испытаний на изгиб (рис. 197) порош-
ковою молибдена, обработанною по различным режимам, пока-
зали, что предварительно созданная полигональная структура
Рис 197 Результаты сериальных испытаний на изгиб образцов молиб
деиа, деформированного на 9% при 300° С (а) и при 1150° С (б)
/ — без нагрева, 2 — нагрев 1 ч, 3 — 40 ч, 4 — 100 ч, 5 — 150 ч
(нагрев в течение от 1 до 40 ч после холодной или высокотемпера-
турной деформации) обусловливает некоторый сдвиг темпера-
туры перехода молибдена из вязкого состояния в хрупкое в сто-
рону более низких температур. Применение электронной фрак-
286
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛ АВОВ
тографии позволило установить, что образующиеся при поли-
гонизации субзеренные границы расчленяют возникающие при
скате ступеньки Это приводит к тому, что появляется большое
количество ручейков с малым шагом. В результате распростра-
нение трещины затормаживается, и склонность к хрупкому раз-
рушению уменьшается.
Однако на сопротивление металлов разрушению, как из-
вестно, значительное влияние оказывают процессы старения.
Действительно, при увеличении продолжительности отжига
после деформации до 100 и 150 ч наблюдалось повышение по-
рога хлад налом кости, что может быть обусловлено развитием
деформационного старения
Жаропрочность
Результаты исследования влияния различных режимов об'
работки на длительность до разрушения молибдена при темпе"
ратуре испытания 900° С и напряжении 20 кГ1мм* (рис 198, а)
показывают, что предварительно созданная в молибдене поли-
Iопальная структура заметно повышает длительность до раз-
рушения. При всех режимах отжша молибдена, деформирован-
ного на 5 и 9%, длительность до разрушения образцов, подвер-
гнутых деформации при температуре около 1150° С, несколько
выше, чем образцов, деформированных при температуре около
300° С Отжиг образцов молибдена в течение часа, деформиро-
ванных со степенью обжатия 13% при температуре около
1150° С, значительно повышает длительность до разрушения
(440 и 580 мин соответственно) С увеличением продолжитель-
ности отжига длительность до разрушения падает
В случае испытаний при 1000° С (рис. 198,6) длительность
до разрушения молибдена начинает уменьшаться, как правило,
при более коротких выдержках при отжиге по сравнению с испы-
таниями при 900° С, это, очевидно, связано с тем, что при этих
условиях ускоряются рекристаллизационные процессы, а также
в процессе самих испытаний интенсифицируется деформацион-
ное старение
Заметна разница в свойствах молибдена, обработанною по
различным режимам, также и при сопоставлении кривых пол-
зучести, построенных для испытаний при температуре 900° С
и напряжении 20 кПмм2 (рис. 199). В этих условиях невозможно
было определить влияние предварительно созданной полиго-
нальной структуры на стадию неустановившейся ползучести
молибдена, так как она заканчивалась в течение очень малого
времени. Проведенные эксперименты показали, что развитая
субструктура, полученная до испытаний на ползучесть, значи-
тельно удлиняет во времени стадию установившейся ползу-
ПОЛИГОНИЗАЦИЯ в МОЛИБДЕНЕ И ЕГО СПЛАВАХ
287
чести Так, например, если период равномерной ползучести
образцов молибдена, деформированного предварительно на 9%
при 300° С и отожженного затем в течение часа при 1150° С,
заканчивается через 2 ч, то деформация с той же степенью обжа-
Рнс 198 Зависимость длительности до разрушения образцов молибдена при
900° С (в) и 1000* С (б) от режимов предварительной обработки
ПОЛИГОНИЗАЦИЯ В МОЛИБДЕНЕ И ЕГО СПЛАВАХ
289
тия при температуре около 1150° С с последующим отжигом в те-
чение часа удлиняет ее до 2,5 ч. Увеличение выдержки при
отжиге до 40 ч приводит к тому, что стадия установившейся
ползучести заканчивается уже только через 4,5 ч. Аналогичная
закономерность наблюдается и при испытании на ползучесть
молибдена, деформированного предварительно на
5 и 13% Увеличение во времени стадии установив-
шейся ползучести образцов молибдена с хорошо
?д развитой полигональной структурой по сравнению
с образцами, в которых полигонизация не наблю-
дается, говорит о том, что при наличии в металле
Рнс. 200 Результаты испытания на релаксацию напряжений при 900° С (а) и
1000° С (б) образцов молибдена, обработанных по различным режимам
Кривая X. % *деф °с тотж- *
/ 13 1150 40
2 13 300 40
g 9 1150 40
4 5 1150 150
S 5 300 150
хстойчивых дислокационных конфигураций протекание процес-
сов разупрочнения задерживается. Если найденное существен-
ное увеличение протяженности стадии установившейся ползу-
чести является однозначным свидетельством благоприятного
влияния субструктурных изменений, обусловленных развитием
полигонизации, то уменьшение пластичности образцов, под-
19 Бернштейн
290 ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
вергнутых длительному предварительному отжигу, отражает
влияние накладывающегося деформационного старения.
Следует отметить, что полученные в нашей работе данные •
о влиянии предварительно прошедшей полигонизации на жаро-
прочные свойства молибдена несколько занижены. Это связано
с тем, что испытания на длительную прочность и ползучесть
были проведены на образцах диаметром 1 мм. Эксперименты,
проведенные в работе 197 ], показали, что масштабный фактор
оказывает значительное влияние на результаты такого типа
испытаний.
Испытания молибдена, обработанного предварительно по раз-
личным режимам, на релаксацию напряжений при 900 и 1000° С
и начальном напряжении 24 кПммг (рис. 200), показали, что
наиболее резко падает напряжение в условиях релаксации
в образцах, деформированных со степенью обжатия 5% при 300
и 1150° С, а наибольшей релаксационной стойкостью обладают
образцы, деформированные на 13% при температуре 1150° С
и отожженные затем в течение 40 ч (т. е. образцы с четко разви-
той полигонизованной структурой).
При сравнении полученных данных по релаксации напря-
жений с результатами испытаний на ползучесть видно, что в тех
случаях, когда затормаживается рост пластической деформации
при ползучести под постоянным напряжением, замедляется и
падение напряжений в условиях релаксации
ЛИТЕРАТУРА
291
ЛИТЕРАТУРА
1 Mott N F Proc Phys Soc . 1951, v В 64. p 729
2 Clarebrough L M . a о Proc Roy Soc , 1952, v. A 215, p 507
3 Be ver M B. Tic к nor L В Acta Metallurgies. 1953, v I, p 116
4 Beck P A Advarttes in Physics, 1954. v 3, N II.
5 Polanyi M. Schmid E Verh Dtsch phys Ges. Berlin. 1923. В 4
6 Haase O, Schmid E. Z Phys. 1925, В 33. S 413
7 L 1 С H . a о Trans A1ME, 1953. v 197, p 1223
8 Masi ng G Z. Metallkunde, 1944, В 36, S 173
9 Honeycomb# R. W. J Inst Metals. 1951-1952. v 80, p 45
10 Tietz ТЕ ao Trans AIME. 1949. v 185, p 921
II Drouard R a о Trans AIME. 1953. v 197. p 1226
12 Masing G. Raffelsleper J Z Metallkunde. 1950, В 41. S 65
13 Kuhlmann D Z Phys . 1947, В 124. S 468
14 Borel I u s G. Berglund S.SjobergS ArkFys, 1952, v 6, p 143
15 Van Arkel A E, Burgers w G Z. Phys. 1928, В 48. S 690
16 Wilson J E. Thomassen L. Trans Amer Soc Metals. 1934, v 22,
p. 769.
17 Averbach В L Trans AIME, 1949, v 185, p 491
18 butts A H. Beck P A. Trans AIME, 1954, v 200, p 257.
19 Paterson M S, Orowan E. Nature. London, 1948, v 162, p. 991
20 Smart J S ao Trans AIME. 1941, v. 143, p 272
21 Molen a ar J, A arts w H. Nature, London. 1950, v 166, p 690
22 Broom T Proc Phys Soc. 1952. v 65. p 871
23 Eggleston R R J Appl Phys . 1952, № 23, p 1400.
24TammanG Z Metallkunde, 1934, В 26, S 97
25 G r 1 g n о n P. Memoires de Physique zur 1'art de fabriquer le fee Paris 1775
Цитируется no Kpyccapy (39)
26 Moseley a Darwin Phil Mag . 1913. v 26, p 210
27 James R w Z Krisfallogr , 1934, v 89. p 295
28 Crussard G. Rev Metallurgie. 1944. v. 41. p 111 — 133
29 jenkinsC H.. Mellor G A J Iron and Steel Inst . 1935. v 132, p 179,
30 Crussard C Rev metallurgie, 1946, v 43, p 307
31 Wood w A., Tapsell H J Nature. London. 1946. v 158, p. 415
32 Cahn R W. Conf on Strength of Solids Bristol, 1947, Publ Phys Soc 1948,
v 136, J Inst Metals, 1949, v 76, p 121
33 Lacombe R Bristol Conf Report, Phys Soc, London, 1948, p. 91.
34 Guinier A Imperfections inneart у Perfect crystals Ed Charmann and Hall,
London, 1952, p 402. Guinier A. Tennevin J Acta Crystal, 1949,
v 2. p 133.
35 Cahn R. w Progress In Metal Physics, London. 1950, № 2. p 151
36 Конобеевский С T, Мн pep И 3 Кристаллография. 1932. № 81
с 69
37 Bungardt w. Osswald E Z Metallkunde, 1939. В 31, S 45
38 Dunn C G Trans AIME, 1949, v 185, p 309
39 Crussard C. Aubertin F Metaux et Corrosion. 1946. v 21, № 45,
p 66
40 Hirst H Proc. Aust Inst Min Met. 1941. v 121. № 11, p 29
41 Dunn C G., Daniels F W. Trans AIME. 1951, v 191. p 147. Hib-
bard w R. Dunn C G «Creep and Recovery» Publ ASM, 1957. Acta Met
1956, v. 4, p. 306.
42 Loloeuf A. Crussard C Rev Metallurgie. 1951, v 48, p. 462.
43 Bragg W L. Prog Phys Soc , 1940. v. 52, p 54
44 . Burgers J M Proc Nederl Acad. Wetenschap , 1939, v 42, p. 29?.
19*
292
ЛИТЕРАТУРА
45
46
48
49
50
51
52
53
54
55
56
57
58
59
60
61
62
63
64
65.
66
67
68
69.
70
71
72
73
74
75
76
77
78
79
Read W T, S c heckle у w Symposium «Plastic Deformation of Cry-
stalline Solids», Pittsburgh. 1950, p 124
Read w T. Schockley W. Phus. Rev, 1950, v 78, p 275
Telsslers du Cross. J Verformung und Fl lessen des Festkorpers JUTAM
Colloquium Madrid. 1955. Ed Springer, 1956. S 137
Mathewson С H.. Hibbard W R AIME, 1948, Tech Pubi . № 2331
J aoul B, Bricot J Rev. metallurgie, 1955, v 52, p 629 J a о u 1 В ,
Bricot J, Lacombe P. Rev Metallurgie. 1957, v. 54. p 756
Diehl J u a Z. Metallkunde, 1955, v 46, p. 650
Chaudron Q e. о Rev. Metallurgie, 1954. v 51, p 839
AnckerB, Parker ER J. Inst Metals, 1954. v 6, p 1155 ParkerER
De Mlile Campbell Lecture. Chicago, 1957
Sherby О D. Goldberg A, Dorn J E 21st Technical Report to
ONR, 1952. October; Advances in Physics. 1954, № 11. v 3
Friedel J, Boulanger C., Crussard C Acta metallurgica, 1955,
v 3. p 380
Alterthum H Z Metallkunde, 1922, В 14, S 417
Van Arkel A E. Van Bruggen M. G Z Phys , 1928. B. 51, S. 520
Suzuki H Scien Rep (Research Inst Tohoky Univers) A-l, 1949, p 55,
Advances in Physics, 1954, v 3, M 11.
Stansbury E E, Elder G E Picklesimer M L AEC Report ORD,
1953. № 86. March.
Clarebrough L M. Hargreaves M E, West G w Phil Mag.
1953. v 44. p 915
Burke J E Grain Control in Industrial Metallurgy, ASM, 1948. v. I
Rosi F D. Alexander В. H. Dube C. A Trans AIME. 1952, v 194.
p 189
Горелик С С Рекристаллизация металлов и сплавов Изд-во «Металлургия»,
1967
Becker R Z tech. Phys. 1926, В. 7, S 547.
Cahn R w Proc. Phys Soc, 1950, v A 63, p 323
Горелик С С Металловедение и термическая обработка, 1965, № 8. с 28
Коган Л И , Эитии Р. И. Проблемы металловедения и физики металлов,
Металлургиздат. 1951, вып 2, с 204
Корнфельд М А. Веб «Рентгенография в применении к исследованию
металлов», 1936. с 341.
Ильина В. А и Др Веб «Проблемы металловедения и физики металлов»,
Металлургиздат, 1958, вып 5, с 462.
Штейнберг М М Сталь, 1949. № 8. с 732
3 у б о в В. Я и др В сб. «Упрочнение сталей» Металлургиздат, 1960. с 47
Рахштадт А. Г Пружинные сплавы Изд-во «Металлургия». 1965
Б е и со и Р, Томас Д Г, Уошборн Дж В сб «Прямое наблюдение
несовершенств в кристаллах» Изд-во «Металлургия», 1964, с 276
Демкин Ю И Заводская лаборатория, 1961. т. XXVII, № 8, с 986
Лозинский М Г и др Металловедение и термическая обработка. 1962,
№ 1. с 57
Мюллер Н Н, Бернштейн М Л Заводская лаборатория, I960.
№ 9, с 1084
Бернштейн М Л и др Металловедение и термическая обработка, 1963.
№ 5. с 49
Соколков Е Н идр Металловедение и термическая обработка, 1958.
Nb II, с 19.
Ф о р т и А В сб. «Непосредственное наблюдение дислокаций в кристаллах»
Металлургиздат, 1956
Ровииский В М Изв АН СССР, серия физ, 1953. т XVII, М3,
с. 333.
ЛИТЕРАТУРА
293
80 . Ровннский Б. М.. Рыбакова Л. М Иав АН СССР, серия физ,
1956. т XX, № 6. с 646
81 Спектор Э Н и др ФММ, 1965. т 19, вып 3, с 424.
82 . Кузьмин ЮМ и др Изв вузов Черная металлургия, 1960, № 3, с 96
83 Ровннский БМ ЖТФ. 1946, т 16, вып И, с 1291
84 Ровннский Б М.. Рыбакова Л М Изв АН СССР, серня физ ,
1951, т 15. вып 1. с 87
85 Wilson J Е, Thom asset! Trans. ASME, 1934, v 22. p 769
86 ЛысакЛИ, Тихонов Л В Веб «Вопросы физики металлов и металло-
ведения» Изд АН УССР. 1959, вып 9, с 27
87 КозырскнЙ Г Я Веб <Вопросы фнзнки металлов и металловедения»
Изд. АН УССР. 1957, № 8. с 109
88 Арбузов М П, Чунстов К В Изв вузов Физика, 1958, № 6. с 91,
89 Мороз Л С Тонкая структура и прочность стали Металлургиздат. 1957
90 Арбузов М П, Круликовская М П. Физика металлов и металло-
ведение 1958, т 6, вып 6, с. 1070
91 Курдюмов Г. В и др Физика металлов и металловедение. 1959. т 7.
вып 5, с 747
92 Lufts А Н, Beck Р. A Trans. AIME. 1954, v 200, р 257
93 Aust К Т, Maddln Р. Acta metallurgica. 1956, v. 4, № 6, р 632
94 Корифельд М. А, Павлов В А. ЖЭТФ, 1934, т 4 с. 21.
95 Stanley J К Trans AIME, 1945, v. 162, р. 116
Talbot J, de Beaulieu C. Chaudron J. Rev metallurgie. 1954, v
51. p 839
97 Одинг И А. и др Теория ползучести и длительной прочности металлов,
Металлургиздат, 1959
98 Burke J Е. Turnbull D Progress in Metall Phys , 1952, v III. p 220
99 Сб «Новые электрониоскопические исследования», Металлургиздат. 1961
100 Штейнберг М М ФММ. 1955, т 1. вып 11, с 167.
101 Polanyi М, Schmid Е. Z Phys 1952. В 32. S 684
102 Darwin С G Phil Mag, 1914, v 27, № 35, р 675
103 Ewald A Ann Physik. 1917, В 54, №519. S 577
3
МЕХАНИКО-ТЕРМИЧЕСКАЯ
ОБРАБОТКА
ВЛИЯНИЕ НТО
НА СВОЙСТВА СПЛАВОВ
Обработка, сочетающая незначительную деформацию металлов
и сплавов с последующим нагревом, в результате которой дости-
гается повышение их механических свойств (прежде всего —
жаропрочности) в связи с созданием структуры полигонизации
получила в нашей стране название механико-термической об-
работки. Исследования в этой области связаны с именем
И. А. Одинга и его сотрудников [1—31.
Механико-термическая обработка (МТО) предусматривает
деформирование металлического сплава после полного цикла
его термической обработки до определенной степени пластиче-
ской деформации (от 0,3 до 10% в зависимости от вида мате-
риала), в сочетании с одновременным или последующим нагре-
вом до температур ниже температуры развития рекристалли-
зации. В результате всех этих операций получается (как пока-
зано структурными исследованиями) тонкое полигонизованное
строение, устойчивость которого может быть повышена скопле-
нием атомов примесей в областях у дислокационных стенок 1
В ряде случаев целесообразно применение дробной деформации,
при которой сплав деформируется несколько раз на малую
степень удлинения или обжатия с промежуточными выдерж-
ками при температуре деформирования в разгруженном состоя-
нии. Это позволяет повысить однородность получаемой струк-
туры.
Кроме влияния субграниц полигонизации на торможение
движения дислокаций при медленной деформации (например,
в условиях ползучести 151), создание подобной структуры тор-
мозит коагуляцию упрочняющих фаз 161, что также приводит
к повышению жаропрочности при длительных испытаниях. По-
этому механико-термическая обработка позволяет значительно
увеличить срок службы металлических сплавов в определенных
условиях нагружения при высоких температурах.
1 Дла получения таких сегрегаций предложено (4] проводить диффузионное насыще-
ние, например, железа азотом, в результате тако* механико-химико-термической
обработки жаропрочность оказывается еще более повышенной
296
МЕХАНИКО-ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА
Впервые указание на повышение жаропрочности в резуль-
тате механико-термической обработки было сделано В. С Ива-
новой в 1956 г 151 Было проведено испытание технического
железа и стали 1XI8H9T на ползучесть с разгрузкой после пер-
вых 24 ч. После выдержки в течение 24 ч при температуре испы-
тания вновь было проведено нагружение до первоначального
напряжения и затем продолжали испытания на ползучесть.
Пластическая деформация, накопленная к моменту разгрузки
образца, достигала 0,15—0,20%. Оказалось, что после выдержки
образца в разгруженном состоянии без охлаждения подавляется
неустановившийся участок кривой ползучести при последую-
щем испытании и значительно снижается скорость ползучести
на установившейся стадии. Если при обычном испытании ско-
рость ползучести технически чистого железа при 400° С и на-
пряжении 8 кГ1мм* составляла 5,8«10"4%/ч, то после указан-
ных операций в течение первых двух суток испытаний скорость
ползучести уже составляла 5,5- 10-6%/ч, т. е. снизилась в 10 раз.
Скорости ползучести стали 1Х18Н9Т в опытах В С Ивановой
(при 575° С и напряжении 18 кПммг) до и после принятого ре-
жима механико-термической обработки составили соответ-
ственно 4,8«10~3 и 2,8-10"4%/ч.
Установлено, что для каждого сплава существует оптималь-
ная степень деформации и температура нагрева, определяющие
наиболее благоприятные условия создания полигонизованной
структуры в результате МТО и отсюда — наиболее эффектив-
ное повышение свойств. Так как МТО не оказывает резкого
влияния на статическую прочность при комнатной температуре
(табл. 19), то следовало искать другие структурно чувствитель-
ные свойства (например, электропроводность, внутреннее тре-
ние), которые регистрировали бы изменения субструктуры в
результате МТО.
Исследованиями И. А. Одинга и др. 161 было показано,
что после различных деформационных режимов МТО макси-
муму долговечности жаропрочных сплавов типа нимоник соот-
ветствует минимум электропроводности. МТО осуществлялась
растяжением образцов при температуре 600° С со скоростью
2,5 мм!мин до различной степени деформации (от 0,3 до 10,0%),
а затем проводили выдержку в разгруженном состоянии при
этой же температуре в течение 100 ч.
На рис. 201 показано, что на кривых изменения электро-
проводности в зависимости от степени деформации имеется
четко выраженный минимум, соответствующий тем степеням
пластической деформации, при которой образцы обнаружили
наибольшую жаропрочность (рис. 202). За критерий жаропроч-
ности были выбраны срок службы до разрушения т, ч при за-
ВЛИЯНИЕ МТО НА СВОЙСТВА СПЛАВОВ
297
ТАБЛИЦА 19. ВЛИЯНИЕ МТО НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
СПЛАВОВ ПРИ КОМНАТНОЙ ТЕМПЕРАТУРЕ [61
Сплав Состояние материала °0 2 к! /мм' °в кГ/ммг б % %
ЭИ617 Исходное (после обычной термической обработки) 73,9 118,0 24,6 42,8
После растяжении на 1,0% при 600° С 83,8 119,7 20,7 43,0
После растяжения и полнгоиизацион- HOI о на> рева в течение 100 ч при 600° С 90,3 124,0 19,5 36,2
ЭИ437 Исходное 68,2 94,7 22,1 29,3
После растяжения на 0,3% прн 600° С 73,4 110,1 17,1 25,0
После растяжения н нагрева в течение 100 ч прн 600° С (полигонизация) 76,7 114,9 21,5 30,2
1Ч18Н9 Исходное 23,3 73,0 57,5 72,5
После растяжения на 10% при 600° С 29,5 73,6 58,6 6%9
После растяжения н нагрева в тече- ние 100 ч при 600° С (полигонизация) 40,2 79,0 43,3 68,2
данном постоянном напряжении, и предел длительной проч-
ности на базе 100-ч испытания о100, кГ1мм*.
1/р, н!ом нн*
Рис 201 Изменение
удельного электросо-
противления сплавов
ЭИ617 (а), ЭИ437 (б)
н 1Х18Н9 (в) в зави
симости от степени
прсдварнтельной де
формации при МТО
16]
/ - после деформации
при 600° С 2 —после
деформации при 61к *С
н последующею на
грева в течение 100 ч
при этой температуре
Таким образом, авторы считают, что для установления опти-
мальной степени деформации при МТО достаточно определить
характер изменения электропроводности упрочняемого сплава
298
МЕХАНИКО-ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА
Л. К Гордиенко и 3. Г. Фридман 171 показали, что оптималь-
ным степеням деформации при дорекристаллизационной МТО
никельхромовых сплавов соответствует минимум фона внутрен-
него трения, и начало высокотемпературного подъема внутрен-
него трения смещается вправо по оси температур. Минимум
внутреннего трения достигается к моменту образования стаби-
лизированной структуры полигонизации, обусловливающей
максимальное повышение жаропрочных свойств. По-видимому,
Рис 202 Изменение предела длительной прочности долговечности т и электро-
проводности 1/р в зависимости от степени предварительной деформации при МТО [61
а — сталь ЭИ437, б — сталь 1Х18Н9
тенденция к снижению фона внутреннего трения является зако-
номерной при образовании субструктуры полигонизации неза-
висимо от способа ее получения.
Так, аналогичный характер изменения параметров внутрен-
него трения (снижение фона и резкое возрастание температуры
начала подъема кривых) получен при исследовании низкотем-
пературной МТО никеля и меди 18].
Режимы МТО некоторых сплавов приведены в табл. 20;
на рис 203 показаны свойства, полученные после обработки.
Упрочнение в результате МТО (при условии не слишком высо-
ких температур и напряжений) является устойчивым (рис 204),
сохраняющимся при испытании в течение 5000 ч.
Наряду с уменьшением скорости ползучести по сравнению
с обычным режимом термической обработки (рис. 205) после
МТО возрастает срок службы и повышается (на 10—15%) пре-
дел длительной прочности (рис. 206). Так, после МТО техни-
чески чистого железа при удлинении 5% и нагрева 550° С в те-
чение 25 ч длительная прочность за 100 ч при 400° С повысилась
на 2,5 кПмм2, а срок службы — примерно на два порядка.
ВЛИЯНИЕ МТО НА СВОЙСТВА СПЛАВОВ
299
Предел длительной прочности при 600° С за 1000 ч сплава
ЭИ617 возрастает после МТО (деформация 1% при 600° С и
выдержка при 600° С в течение 100 ч) с 82 до 92 кПмм\ а срок
службы увеличивается примерно в 20 раз.
МТО повышает также и релаксационную стойкость. Если
при испытании на релаксацию напряжений при 400° С и на-
чальном напряжении 10 кИмм* снижение напряжения До в ото-
0 200 400 ОООТ.чО 100 200 300Тч
б г
Рис 203 Кривые ползучести до (/) и после (2) МТО [2]
Рисунок Материал Гнсп- °С о, kT/jhjh*
Сталь 1Х18Н9Т 575 18
б Техническое железо 450 8,5
0 Сталь ЭИ395 625 21
8 » ЭИ454 575 12
О то 2000 3000 4000 Т, ч
Рис 204. Кривые ползучести стали 1Х18Н9Т до (/) н после (2) МТО
температура испытания 575° С, напряжение 15 кПмм* [2]
300
МЕХАНИКО-ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА
ТАБЛИЦА 20 РЕЖИМЫ МТО И СОПРОТИВЛЕНИЕ
ПОЛЗУЧЕСТИ ДЛЯ НЕКОТОРЫХ СПЛАВОВ [2]
Материал Состояние Скорость установившейся ползучести, %/*
IXI8H9T Закалка с 1150° С в воде То же МТО (деформирование в условиях по- стоянного напряжения при 575° С, 48 ч, до оста- точной деформации 0,6% с промежуточными раз- грузками через 24 ч н выдержкой при температуре деформирования 24 ч) 4,8- 10~3 2,5-10“4
Техническое железо Нормализация То же + МТО (деформирование в условиях по- стоянного напряжения при 450° С, 48 ч, до оста- точной деформации 0,8% с промежуточными разгрузками через 24 ч и выдержкой при тем- пературе деформирования 24 ч) 1,1- I0-4 4,5-Ю"5
ЭИ395 Закалка с 1360° С в воде То же + МТО (растяжение при 625° С до оста- точной деформации 2,5% и выдержка при этой температуре в течение 50 ч) 4,6-10-8 1,5- Ю-4
ЭИ454 Нормализация То же 4- МТО (растяжение при 675° С до оста- точной деформации 0,5% и выдержка при этой температуре в течение 50 ч Ускоренная ползучесть 2,5-10-8
испытание при 600® С и напряжении 40 кГ/нн'-, в — сплава ЭИ617 в отожженном
состоянии (/) н после МТО (2) по режиму удлинение 1%. температура 600 С; ис-
пытание при 600° С и напряжении 60 кГ/мм*
Рнс 207 Релаксация на-
пряжений в образцах
технически чистого же-
леза прн 400°С и напря-
жении 10 кГ/мм* в исход-
ном (отожженном) со-
стоянии н после МТО
при удлинении 3, 5 и 7%
(цифры на кривых) и по-
йтя*иаг₽еве прн
Рис 208 Длительная прочность
ннзкоуглеродистой стали при
450° С после различных видов
обработки [3]
/ — в исходном (отожженном)
состоянии, 2 — после МТО. 3—
после азотирования, 4 — после
механнко-химико-термнческой
обработки, 5 — после химико-
термической и механико-терми-
ческой обработок
Ю0
/ООО ти
302
МЕХАНИКО-ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА
жженном технически чистом железе составляло 6,5 кПмм*
(рис. 207), то после МТО по оптимальному режиму (деформация
5%, нагрев 550° С) До равно всего 2,1 кПмм2.
На рис. 208 показано влияние МТО в сочетании с диффузион-
ным насыщением азотом (когда сегрегация атомов примесей
в объемах у дислокационных стенок ведет к закреплению суб-
структуры) на длительную прочность технически чистого же-
леза. МТО (по режиму удлинение 20% и нагрев при 600° С
Рис 209 Микрострук
тура стали 1Х18Н9Тпо
еле МТО (удлинение 10%
при 600* С и выдержка
при этой температуре) 12]
X >000
в течение 8 ч) повысила длительную прочность за 100 ч. При
450° С длительная прочность повысилась с 19,2 до 20,5 кГ/мм2,
а срок службы примерно в 13 раз. После дополнительного азо-
тирования при 400° С в течение 6 ч (в условиях, когда исклю-
чено образование е-фазы на поверхности) и последующего на-
ipeea при 550° С в течение 100 ч предел длительной прочности
повысился до 26 кПмм2.
Было установлено,1 что МТО увеличивает долговечность об-
разцов железа Армко при циклическом нагружении примерно
в восемь раз, однако на предел усталости (при той же базе
20-10° циклов) МТО практически не оказывает заметного влия-
ния.
После МТО выявляются ряды дислокаций, образующие суб-
границы (рис. 209). Электронномикроскопические исследова-
ния (коллодиевая реплика, оттененная хромом 161) подтвер-
дили образование структуры полигонизации в результате МТО
(рис. 210).
1 П В Зубарев Автореферат диссертации Москва, 1964
ВЛИЯНИЕ МТО НА СВОЙСТВА СПЛАВОВ
303
В работах 3. Г. Фридмана [9] было изучено влияние дроб-
ной деформации (теплой прокаткой) при МТО на свойства аусте-
нитных сплавов 1Х18Н9Т и ЭИ437. Как следует из данных,
• *
’ 1 < ’ * : '' ‘ '
* ' 4 1 , ‘
'‘ 4 *. . *
**»<*• t. .
Рис. 210 Структура ста ' „ ‘ ‘ • % £
ли IX18H9T после МТО » ‘ * 41
под электронным микро- 1» ж / < - “
скопом [6 ] X 11000 _____ 11 х хл *-------------------------j
приведенных на рис 211 и 212, однократная прокатка приводит
к меньшему упрочнению в результате МТО по сравнению с одно-
осным растяжением и более быстрому разупрочнению в процессе
Рис 211 Сравнение эф-
фектов упрочнения стали
IХ18Н9 после МТО с нс
пользованием дробной
деформации прокаткой
и после обычных режи-
мов МТО при 600° С
/—обычная термическая
обработка, 2 — растяже-
ние, 3 — прокатка. 4 —
дробная прокатка [9]
последующего испытания при 600° С, что, по-видимому, свя-
зано с большей неравномерностью деформации при прокатке.
Дробная прокатка (за пять проходов), определяющая большую
однородность деформации, приводит к повышению срока вы-
304
МЕХАНИКО-ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА
сокотемпературной службы при умеренных напряжениях и
к сравнительно меньшей склонности к разупрочнению. Таким
образом, оказывается возможным использование распростра-
ненного способа деформации — прокатки, для проведения
МТО 19].
В работах И. А. Одинга и др. по МТО жаропрочных материа-
лов (стали 1Х18Н9, ЭИ617, ЭИ437А) было установлено, что
для каждого сплава существует оптимальная степень предва-
рительной пластической деформации, обеспечивающая макси-
мальное увеличение характеристик жаропрочности в резуль-
Рнс 212 Сравнение эф-
фектов упрочнения спла
ва ЭИ437 после МТО
с использованием дроб
иой деформации прокат-
кой и после обычных
режимов МТО прн 600°С
I— обычная термическая
обработка, 2 — растяже
нне, 3 — прокатка. 4 —
дробная прокатка [9J
тате МТО. Так, для аустенитной стали 1Х18Н9 оптимальная
степень пластической деформации при 600° С составляет 10%.
Предполагается, что при больших степенях деформации возни-
кает повреждаемость (образование субмикротрещин).
В работе 3. Г. Фридмана 1 и др. была исследована повре-
ждаемость сталей 1Х18Н9 и 1Х18Н9Т в условиях деформиро-
вания при комнатной температуре и при 600° С. Повреждае-
мость в процессе деформирования определяли по изменению
удельной электропроводности 1/q, удельной энергии предель-
ной деформации Ар, сопротивления распространению трещины
А1С, по изменению зависимости текущей площади поперечного
сечения образца S от величины удлинения е.
Сталь 1Х18Н9 последовательно растягивали при комнатной
температуре до заданных степеней деформации в интервале от
0 до 66%. Обнаружено, что кривая S = f (е) имеет два пере-
гиба при степенях деформации 20 и 30%. До деформации 20%
1 Сб <Повышеиие прочности конструкционной стали и сплавовэ (материалы конфе
ренции), МДНТП им Дзержинского. 1968
ВЛИЯНИЕ МТО НА СВОЙСТВА СПЛАВОВ
305
наблюдается линейная связь между She, затем S начинает
отставать от е, причем до деформации, равной 30%, также на-
блюдается линейная зависимость между S и е, а начиная с 30%
происходит отклонение от линейности в сторону возрастания
интенсивности снижения поперечного сечения. Перегиб при
е = 20% оказался связанным с возникновением субмикроско-
пических трещин в деформируемом металле, а перегиб при
е — 30% соответствует началу образования шейки на образце.
Удельная электропроводность стали с увеличением степени де-
формации (вплоть до 30%) незначительно уменьшается, а в даль-
нейшем резко снижается. Деформация, при которой возникают
субмикротрещины, составляет ~0,Зер, где 8р — равномерная
деформация, соответствующая началу падения нагрузки на кри-
вой растяжения.
Аналогичные закономерности были получены и для стали
1Х18Н9Т. В этой стали образование субмикротрещин также
происходит при деформации, равной 20%.
Для сталей 1Х18Н9 и 1Х18Н9Т, деформированных растя-
жением при 600° С, субмикротрещины возникают при дефор-
мации е — 11% Локализация пластической деформации (обра-
зование шейки) наблюдается, начиная с 8 = 16%. Величина
пластической деформации, при которой образуются первона-
чальные очаги вязкого разрушения, составляет 11%, что не-
сколько больше оптимальной степени пластической деформа-
ции для данной стали. Это показывает, что оптимальная вели-
чина пластической деформации лимитируется повреждаемостью
металла.
Кривая Kic ~ f (в) при деформации 8=11% имеет мак-
симум, а кривые Vp = f (в) и Ар = f (в) интенсивно снижаются,
начиная с деформации, равной 16%.
Таким образом, на основе зависимостей S = f (е) и К1С =
= f (в) возможно определение момента возникновения необра-
тимой повреждаемости (образование субмикротрещин) в усло-
виях МТО и определение оптимальной величины пластической
деформации, а на основе кривых Vp = f (в) и Ар = f (е) воз-
можно определение такой стадии повреждаемости, при которой
возникающие микротрещины могут служить концентраторами
напряжения, которые способствуют развитию разрушения.
В нашей работе с Д. Я Каган была подобрана оптимальная
схема проведения МТО сплавов ХН77ТЮР и ХН70МВТЮР
Результаты для сплава ХН77ТЮР представлены в табл. 21.
При этом сравнивали схему 1 (закалка—деформация—старе-
ние); схему 2 (закалка—старение—деформация—стабилизирую-
щий нагрев); схему 3 (закалка—старение—деформация). Наи-
более рациональной оказалась схема 2. Обработка, проведен-
20 Бернштейн
306
МЕХАНИКО-ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА
ТАБЛИЦА 21 ВЛИЯНИЕ МТО НА СВОЙСТВА СПЛАВА ХН77ТЮР
Режим МТО Механические свойства при 20° С* Длительная прочность**
схема обработки X. % °в кГ/мм* СТ0,2 кГ/мм* б % ♦ % Gicn °C CTD/100 кГ/мм* дост %
Закалка с 1080° С, 8 ч, на воздухе, деформация при 20° С, старение при 700° С, 16 ч. охлажде- ние иа воздухе 0,3 108,5 70,0 30 29 550 750 80 30 25 3,0
5 112 78,3 32 36 550 650 750 83 50 25 20 8,0 4
10 117,5 78,5 25 26 550 750 88 20 20 2,5
Закалка с 1080* С, 8 ч, на воздухе, старение при 700° С, 16 ч, на воздухе, деформация при 20° С, стабилиза- ция при 600° С в тече- ние 50 ч. охлаждение иа воздухе о,з 110,0 78,5 20,5 22 550 750 82 30 15 2.5
5 118.5 80,6 21,5 22 550 650 750 86 52 23 13 5 2,5
10 124,5 86,5 14,0 15,0 550 750 88 21 к8
Закалка с 1080s С, 8 ч, на воздухе, старение прн 7 00* С, 16 ч, охлажде- ние на воздухе, дефор- мация прн 20° С 5 112,0 79,5 18,0 19,0 550 650 750 85 48 20 7 3,5 1,0
Обычная обработка закалка с 1080° С, 8 ч, на воздухе, старение при 700s С, 16 ч, на воздухе * Среднее из трех знач< лись по кривым длитель жий НОЙ П| 100 •* Пре ЭОЧИОСТ1 68,5 целы № < 22 нтель 25 ной п 550 650 700 750 рочност 78 53 44 34 и onpei 19 5 3 2 1еля-
ная по схеме 1 (наклеп после закалки с последующим старе-
нием), вызывает наименьшее, по сравнению с другими схемами,
упрочнение при невысоких температурах 20 и 550° С. Это,
вероятно, объясняется тем, что в данном случае меньше степень
деформационного упрочнения, так как для деформации мате-
риала, находящегося в закаленном состоянии, при данной сте-
пени обжатия требуется меньшая нагрузка, чем для материала,
уже упрочненного дисперсными образованиями в результате
старения. После обработки, проведенной по схеме 1 со степенью
ВЛИЯНИЕ МТО НА СВОЙСТВА СПЛАВОВ
307
обжатия 0,3 и 5%, повышаются пластические свойства (б, ф)
при кратковременных испытаниях на разрыв, а также при ис-
пытании на длительную прочность по сравнению с обычным ре-
жимом термической обработки Другие схемы МТО вызывают
понижение пластических свойств. Полученные данные позво-
ляют предположить, что влияние МТО по различным схемам
на пластичность исследованных сплавов зависит от двух факто-
ров: упрочнения при наклепе, уменьшающего пластичность, и
особо тонкого дисперсионного твердения при старении со срав-
нительно равномерным распределением фаз, повышающим пла-
стичность.
Обработка, проведенная по схеме 3 (закалка-^старение->
деформация без последующей стабилизации), оказалась наи-
менее благоприятной, особенно для жаропрочности при 650—
750’ С, что, вероятно, связано с большей термодинамической
неустойчивостью структурного состояния и отсутствием эффек-
тивных барьеров в виде четких субграниц.
Исходя из комплекса механических свойств (прочность,
пластичность, жаропрочность), оптимальная степень деформа-
ции для данного материала при механико-термической обра-
ботке с активным растяжением должна составлять 5%. Такая
деформация вызывает повышение жаропрочности при 550—
650° С, но несколько понижает длительную прочность при более
высокой температуре (750° С). Увеличение степени деформации
до 10% вызывает еще большее упрочнение при умеренных тем-
пературах. Однако в этом случае при высокотемпературном
нагреве активизируются диффузионные процессы, что приводит
к значительному снижению жаропрочности при температурах
выше 650° С. Увеличение степени деформации до 10% пони-
жает также пластичность; это особенно заметно при обработке
по схеме 1 (закалка->наклеп-^старение). Деформация 0,3% не-
значительно влияет на изменение строения и свойств сплава
при всех температурах испытания.
Оптимальным режимом стабилизации (полигонизационного
нагрева) после предварительной деформации является нагрев
при 600° С в течение 200 ч, который определяет наилучшее со-
четание механических свойств при всех исследованных тем-
пературах испытания (табл. 22).
Данные о влиянии различных температур деформирования
на свойства сплава ХН77ТЮР приведены в табл. 23. Темпера-
туры варьировали в пределах от 600 до 750° С (через 50° О,
деформацию проводили активным растяжением на 0,3 и 5%.
Увеличение степени деформации от 0,3 до 5% вызывает прирост
упрочнения при 20 и 550° С, но активизирует диффузионные
процессы при 750° С. С повышением температуры предваритель-
20*
308
МЕХАНИКО-ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА
ТАБЛИЦА 22. ВЛИЯНИЕ РЕЖИМА СТАБИЛИЗАЦИИ ПРИ МТО
НА СВОЙСТВА СПЛАВА ХН77ТЮР
Режим стабилизации при МТО*» Механические свойства прн 20» С» Длительная прочность
Ов кГ/мм* °о.г кГ/мм* б % Ч» % fHdi °C а кГ/мм* ч йост %
600° С, 50 ч 118,5 80,6 21,5 22 550 650 750 85 50 23 150 125 133 15 6 2.5
600е С, 200 « 121,5 82,5 17,0 19 550 650 750 85 50 23 170 150 130 14 5,0 2,0
600° С, 400 ч 122,8 90,6 14,0 15,0 550 650 750 85 50 23 160 140 134 10 3,0 0,8
800° С, 1 ч И 700° С, 16 ч 106,0 76,8 25,5 28 550 650 750 85 50 23 95 100 155 25 12 4
800» С, 10 ч и 700° С, 16 ч * Среднее из трех г с 10804 С, 8 ч, на в< деформация 5% npi 95,0 »наченн1 >здухе; , и 20» С 72,0 11 ** Pt старей н< 35,0 !ЖИМ об ! при 70 4,0 работки '0° С, 16 550 650 750 ДО CT8I ч; охлг 85 50 23 билизац 1ждеиие 56 82 180 ни* эак| на возд 25 15 5 алка lyxe.
ТАБЛИЦА 23 ВЛИЯНИЕ РАЗЛИЧНЫХ ТЕМПЕРАТУР
ДЕФОРМИРОВАНИЯ ПРИ МТО НА СВОЙСТВА СПЛАВА ХН77ТЮР
Режим деформа- ции при МТО’ Механические свойства при 20» С Длительная прочность
1. °C % *в кГ/мм* *0.2 кГ/мм* б % 5 *исп °C °О/100 кГ/мм* йост %
20 5 121,5 86,5 15 18 550 650 750 88 52 23 10 4,0 2,0
600 0,3 115,0 78,0 18,0 19,0 - - -
5 120,5 87,0 17,0 19,0 550 650 700 750 87 53 44 25 9 3,0 3,0 2,5
ВЛИЯНИЕ МТО НА СВОЙСТВА СПЛАВОВ
309
Продолжение табл 23
Режим деформа- ции МТО* Механические свойства при 20° С Длительная прочность
t, °C А, % °в’ кГ/мм* 0О,2 кГ/мм* б % 5 *исп еС °D/100 кГ/мм* йост %
650 о,з 111,7 75,4 19,5 19,5 550 650 700 750 80 55 45 30 3,5 3,5 з,о
5 119,0 82,5 18,0 19,0 550 650 700 750 87 58 45 28 9,0 з,о 3,0 2,0
700 0,3 108,0 74,3 24,0 24,0 550 650 700 750 80 55 44 31 4 3 2,5
5 116,0 79,5 16,0 16,0 550 650 700 750 83 54 45 28 3,5 2,5 2,0
750 о,з 110,0 74,5 22,0 22,5 550 650 700 750 78 52 46 31 3
б.з 116,0 77,5 22,5 29,5 550 750 83 29 7,5 2,5
1 Режим термической обработки до деформации закалка с 1080° С, 8 ч, на воздухе, старение при 700° С, 16 ч, режим стабилизации после деформации 600° С, 200 ч.
кого деформирования (при соблюдении постоянной степени де-
формации) наблюдается тенденция к понижению степени упроч-
нения при 20 и 550° С, но отмечается более высокая жаропроч-
ность при повышенных температурах (650, 700° С). Это явле-
ние, вероятно, связано с образованием более стабильного дисло-
кационного строения субзерен при повышении температуры де-
формирования, но меньшего возрастания плотности дислокаций
(см. уменьшение упрочнения при 20 и 550° С).
В табл. £4 приведены данные, характеризующие влияние
на механические свойства и длительную прочность сплава
ХН77ТЮР упрочнения при МТО с деформацией в процессе
ползучести. Замедленную деформацию при ползучести также
310
МЕХАНИКО-ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА
ТАБЛИЦА 24. ВЛИЯНИЕ РАЗЛИЧНЫХ РЕЖИМОВ МТО
ДЛИТЕЛЬНЫМ НАГРУЖЕНИЕМ (В УСЛОВИЯХ ПОЛЗУЧЕСТИ)
НА СВОЙСТВА СПЛАВА ХН77ТЮР
Режим деформации при МТО в процессе ползучести* Механические свойства при 20° С Длительная прочность
1 °C о кГ/мм* ч Аост °в кГ/ммг % 2 к1 /мм‘ б % *исп °C кГ/мм* бост
600 50 200 0,3—0,8 106,0 72,5 19 20 550 650 700 750 82 58 45 31 10 4.5 4.0 3,0
600 60 200 2,5—3,0 112,5 78,0 17,5 18,0 550 650 700 750 84 58 43 30 6 3,0 з.о 3,0
650 40 200 0,4—0,8 108,8 78,0 18,0 18,0 550 650 700 750 83 59 46 31 3,5 з,о 2,5
700 35 200 0,2—0,6 106,5 70,5 15 16 550 650 700 750 80 55 47 33 8 4 3 2,5
750 • Ре на в 30 жим тер оздухе; 50 >мнческс стареии 0,2—0,4 >й обработк te при 700* 105,0 и перед С, 16 ч 72,0 деформ 1, охла» 13,0 ацией едение 14,0 эака на в< 550 650 700 750 лка с 1 >здухе 79 53 48 33,5 080° С, 7 3 2,5 2
проводили при различных температурах (600—750° С). Степень
деформации была выбрана 0,2—0,8% и 2—3%. Повышение сте-
пени деформации свыше 1% неблагоприятно влияет на длитель-
ную прочность при температурах 700—750° С.
Предварительная деформация на 0,2—0,8% вызывает упроч-
нение при температурах до 700° С включительно. Характер
влияния замедленной деформации при ползучести на жаропроч-
ность, как и при деформации активным растяжением, зависит
от температуры деформирования. Повышение температуры де-
формирования вызывает более заметное повышение жаропроч-
ности в области повышенных температур 700—750° С и меньшее
в области умеренных температур.
Влияние различной скорости накопления деформации на
длительную прочность сравнивали при постоянной величине
ВЛИЯНИЕ МТО НА СВОЙСТВА СПЛАВОВ
311
растяжения, равной 0,3% Из полученных данных (рис 213)
можно сделать вывод, что МТО с активным растяжением ока-
зывается эффективней при работе материала в области умерен-
ной температуры (550° С), а обработка с замедленной деформа-
цией в процессе ползучести — в диапазоне более высоких тем-
ператур (750—700° С). Это, вероятно, также можно объяснить
большей измельченностью субзерен и искаженностью кристал-
лического строения после
МТО с активным растяжением
и более развитой и стабиль-
ной субструктурой с меньшей
разориентировкой субзерен
после МТО с длительным на-
гружением в процессе пол-
зучести.
Преимущества МТО с за-
медленной деформацией про-
являются только при 650—
700° С; при 750° С и этот ре-
жим упрочняющей обработки
оказался неэффективным
(рис. 213). В соответствии
с имеющимися рекомендация-
ми в литературе одна из се-
рий образцов после МТО
с длительным нагружением
в процессе ползучести была
подвергнута стабилизации
без напряжения при темпе-
ратуре испытания. Цель этой
стабилизации — перераспре-
делить созданные дислокаци-
онные образования в более
устойчивые конфигурации и
Рис 213 Влияние оптимальных режимов
МТО иа длительную прочность сплава
ХН77ТЮР
/ — МТО активным растяжением (дефор-
мация при 650е С, е=О.З%, стабилизация
600°, 200 ч). 2 — М ГО длительным нагру-
жением (650° С. О = 40 кГ/мм*, 100 ч).
3—обычный режим термической обработки
закрепить дислокации, переместившиеся в новое положение.
Для снятия поверхностного поврежденного и окисленного слоя
перед испытанием на длительную прочность образцы снова по-
лировали на глубину 0,1—0,2 мм. В этом случае при тем-
пературе испытания 750° С заметного улучшения свойств по
сравнению с режимами, опробованными ранее, не выявлено
(табл. 25).
Итак, оптимальными режимами МТО для сплава ХН77ТЮР
оказались следующие:
Режим I Закалка с 1080° С, 8 ч, охлаждение на воздухе,
старение 700° С, 16 ч, охлаждение на воздухе; деформация рас-
312
МЕХАНИКО-ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА
ТАБЛИЦА 25 ЖАРОПРОЧНОСТЬ СПЛАВА ХН77ТЮР
ПРИ 750° С ПОСЛЕ РАЗЛИЧНЫХ РЕЖИМОВ МТО
Режим МТО Длительная прочность при 750° С
напряжение кГ/мм* время до разрушения ч
/ - 650° С, а 40 кГ/мм*, х = 200 ч 30 140
То же, и т = 50 ч при 650° С без на- пряжения 30 152
То же, н снятие поверхностного слоя на глубину 0,2 jkjh 30 105
тяжеиием на 5% при 650° С; стабилизация (полигонизационный
нагрев) при 600° С в течение 200 ч.
Режим II. Закалка с 1080° С, 8 ч, охлаждение на воздухе;
старение 700° С, 16 ч, охлаждение на воздухе; деформация дли-
тельным нагружением при 650° С, напряжение 40 кГ!мм* в те-
чение 200 ч, бост = 0,4-0,8%.
Для деталей, работающих при 550—600° С, деформацию це-
лесообразно проводить активным растяжением; для деталей
с рабочей температурой до 700° С эффективней обработка, при
которой деформация накапливается в процессе ползучести.
Однако в случае повышения рабочей температуры до 750° С
использование указанных режимов МТО нецелесообразно вслед-
ствие потери термической устойчивости упрочненного состояния.
• Подбор оптимального режима производили и для сплава
ХН70МВТ1О. При этом были выбраны две схемы: схема 1:
закалка у на клеи* старение; схема 2: закалка-устарение ->на-
клеп ->стабилизация (полигонизационный нагрев). Варьирова-
лись также скорости деформирования (активное растяжение
и длительное нагружение) и температуры деформации (20 и
650° С) Степень деформации при длительном нагружении была
выбрана в пределах до 1%, а при активном растяжении — рав-
ной 5%. Для сплава ХН70МВТЮ подтверждены закономер-
ности, обнаруженные ранее на сплаве XH77TIOP. По комп-
лексу всех механических свойств оптимальным режимом
является режим схемы 2.
При проведении обработки по схеме 1 (наклеп после закалки
с последующим старением) обеспечиваются максимальные пла-
стические свойства. С повышением температуры деформации
от 20 до 650° С несколько уменьшается эффект упрочнения при
комнатной температуре, но жаропрочные свойства, обусловлен-
ные образованием устойчивой субструктуры, повышаются. При
накоплении предварительной деформации в условиях ползу-
чести наблюдается меньшее упрочнение при комнатной и уме-
ВЛИЯНИЕ МТО НА СВОЙСТВА СПЛАВОВ
313
репных температурах, но большая устойчивость при не-
сколько повышенных температурах в связи с более равно-
весным состоянием развитой субструктуры. Но заметного
повышения жаропрочности при 750° С для данного сплава
не было выявлено (максимальная рабочая температура, для
которой создавался сплав, 800° С). Таким образом, и для
сложнолегированного сплава ХН70МВТЮ применение разра-
ботанных режимов МТО целесообразно только для деталей,
работающих в условиях умеренных температур.
* ♦
Рассмотренные примеры использования МТО для повыше-
ния жаропрочности ряда сталей и теплоустойчивых сплавов не
исчерпывают все возможности данной обработки. В настоящее
время разработано еще несколько схем МТО, различающихся
по технологии, а также по структурным процессам, обусловли-
вающим упрочнение и стабилизацию получаемого структурного
состояния. Способ стабилизации дислокационных структур
имеет большое значение для повышения жаропрочности В за-
висимости от способа стабилизации Л. К. Гордиенко [11] пред-
лагает классифицировать виды МТО на следующие две группы:
1. Высокотемпературная, дорекристаллизационная и низко-
температурная. Это — те виды МТО, у которых стабилизация
строения достигается полигонизацией с последующим блокиро-
ванием субграниц атомами примесей
2. МТО программированием упрочнения и многократная
МТО. При этих обработках стабилизация достигается путем
искусственного закрепления дефектов в неравновесном состоя-
нии (создание в результате деформации механически устойчивых
петель, а также препятствий для перемещения дислокаций,
взаимная их блокировка, взаимодействие с точечными дефек-
тами).
Последняя группа обработок оказывается эффективной для
упрочнения металлов и сплавов со структурой о. ц. к. решетки,
в том числе тугоплавких материалов.
В работе Одинга и Ивановой 1121 на примере технически
чистого железа и низкоуглеродистой стали было рассмотрено
влияние исходного структурного состояния на интенсивность
упрочнения при многократной механико-термической обработке
(ММ1О), заключающейся в последовательном многократном
деформировании металла в условиях активного нагружения па
полную длину площадки текучести с промежуточным статиче-
ским деформационным старением в дорекристаллизационном
интервале температур. В результате ММТО предел текучести
возрастает в 2—2,5 раза при сохранении удовлетворительной
314
МЕХАНИКО-ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА
пластичности для конструкционных сталей Отмечен специфич-
ный вид кривой растяжения образцов после ММТО наличие
в пластической области горизонтального участка, вплоть до
образования шейки, т. е. как бы отсутствие деформационного
упрочнения металла на стадии равномерной пластической де-
формации.
В работе В. С. Ивановой и др. ИЗ] показана эффективность
ММТО для увеличения циклической прочности низкоуглероди-
стой стали марки Ст. 3.
В результате ММТО стали марки Ст. 3* предел усталости
возрастает на 40%, а долговечность в 50—100 раз
Эффект повышения циклической прочности в результате
ММТО больше, чем при однократном деформировании на ту же
степень и старении.
В работе Г. 3. Зайцева и В Ф. Терентьева [14] показано, что
предварительное деформирование при многократном деформа-
ционном старении стали марки Ст 3 можно проводить не только
растяжением, но и ступенчатым поверхностным деформирова-
нием (обкаткой роликами) с промежуточным старением после
каждой ступени деформирования. Предел усталости надрезан-
ных образцов (в условиях знакопеременного изгиба) в этом
случае повысился на 150% по сравнению с нормализованным со-
стоянием. Важным следствием ММТО оказалось подавление
поверхностного скольжения при усталостном нагружении, что,
как указывают авторы, препятствует возникновению первой
трещины После ММТО отмечается не только более позднее
зарождение усталостной трещины, но и уменьшается скорость
их распространения.
Упрочняющее влияние ММТО на повышение сопротивления
усталости проявляется в сплаве с о. ц. к. (сталь марки Ст. 3),
а также г. ц. к. решетками (алюминиевый сплав Д-16) В С Ива-
нова и В. Ф Терентьев указывают, чю в сплаве с г ц. к. ре-
шеткой закрепление созданных дислокационных конфигураций
происходит не атомами внедрения (как в случае Ст. 3), а мелко-
дисперсными частицами.
УПРОЧНЕНИЕ В РЕЗУЛЬТАТЕ ПРОГРАММНОГО НАГРУЖЕНИЯ
Большое значение имеют исследования Р. И. Гарбера,
И. А. Гиндина и др. 1101 по созданию полигонизированных
структур в результате программного нагружения Авторы ука-
зывают на следующие особенности предлагаемой ими обработки.
• Четырехкратная деформация на площадке текучести с промежуточным старением,
испытания на усталость проводились при знакопостоянном повторном растяжении,
частота нагружения 400 цикл/мин
УПРОЧНЕНИЕ В РЕЗУЛЬТАТЕ ПРОГРАММНОГО НАГРУЖЕНИЯ
315
Несоответствие величин теоретической и реальной проч-
ности является следствием дефектности кристаллической ре-
шетки, наличия слабых мест в объеме и на поверхности мате-
риалов. При незначительных внешних нагрузках в этих местах
возникают локальные перенапряжения, сравнимые с крити-
ческими напряжениями зарождения дислокаций, микротрещин,
приводящие к преждевременному пластическому деформирова-
нию и разрушению кристаллических тел.
Для упрочнения слабых мест в исходном материале и рас-
сеивания локальных перенапряжений был предложен метод
программного нагружения При этом создают плавное повы-
шение напряжения, прикладываемого к образцу или изделию
при определенной температуре; скорость должна соответствовать
скорости протекания диффузионных процессов перераспреде-
ления дефектов решетки с соблюдением постоянства скорости
деформации.
Благодаря плавно возрастающей нагрузке выявляются сла-
бые места, кроме того, эти места успевают упрочняться за
счет диффузионного притока точечных дефектов, так как ско-
рость нагружения мала. Максимальная нагрузка при програм-
мном нагружении ограничивается условием постоянства ско-
рости деформации Температурный интервал программирова-
ния (?1 < Тпр < 12) ограничивается условием интенсивного
диффузионного процесса перераспределения дефектов с обра-
зованием устойчивых комплексов вокруг дислокаций, полос
скольжения, субмикротрещин, границ блоков и других слабых
мест. Нижняя температурная граница Т\ определяется, таким
образом, предельной скоростью протекания направленных диф-
фузионных процессов перераспределения точечных дефектов
в результате их взаимодействия с линейными и поверхностными
дефектами. При нагружении в температурной области выше Т2
возможны одновременное перемещение дислокаций вместе с при-
месными атмосферами и прочие процессы разблокировки дисло-
каций вследствие роста диффузионной подвижности точечных
дефектов Как правило, чем больше коэффициент диффузии,
тем ниже оптимальная температура программирования при вы-
бранной скорости нагружения. Режим упрочнения существенно
зависит от структурного фактора, наибольший эффект наблю-
дается у материалов без макроповреждений, так как наличие
большого количества стоков для точечных дефектов в виде
микроразрывов требует повышенной плотности вакансий, при-
месей и др. цементирующих элементов для обеспечения упроч-
нения всех имеющихся слабых мест.
Диффузионный механизм программированного упрочнения
подтверждают результаты рентгенографического исследования,
316
МЕХАНИКО-ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА
измерения поглощения упругих колебаний, электросопротивле-
ния и исследования дислокационной структуры.
Перераспределение имеющихся дефектов в энергетически вы-
годные места и рассасывание локальных перенапряжений при
программном нагружении способствуют созданию однородной
механически устойчивой структуры с повышенным сопротив-
лением механическим и термическим воздействиям.
Метод программного нагружения обладает рядом ценных
технологических преимуществ но сравнению с другими эффек-
тивными методами упрочнения. Повышение пределов текучести,
прочности (на 20—40%), долговечности (в 3—8 раз) достигается
за счет очень малых степеней деформации (0,01—0,5%) и не
сопровождается ухудшением пластических свойств металлов.
Кроме того, вследствие повышения однородности и механи-
ческой равновесности при программном нагружении упрочне-
ние сохраняется и при повышенных температурах.
Особенности этой схемы обработки, предусматривающей об-
разование устойчивых дислокационных конфигураций, опре-
деляются тем, что поддержание постоянной скорости деформи-
рования осуществляется при очень медленном нагружении. По-
лагая, что в этом случае имеется поток точечных дефектов к сла-
бым местам в решетке, и не наблюдая изменений в субструктуре,
авторы даже называют предложенный ими способ диффузион-
ным упрочнением (в отличие от субструктурного, наблюдаемого
при более сильных деформациях, создающих большие изме-
нения в тонком строении)
Доказательством того, что при программном нагружении
действительно происходит сток точечных дефектов к слабым
местам, авторы считают установленное падение остаточного
электросопротивления и увеличение температурного коэффи-
циента электросопротивления (рис. 214). Устойчивость создан-
ной дислокационной структуры иллюстрируется более высоким
ходом кривых температурной зависимости внутреннего трения,
а также снижением или полным подавлением эффекта Баушин-
гера при знакопеременном деформировании (рис. 215).
Одновременное увеличение предела текучести (на 15—20%,
рис. 216) и пластичности указывает на ббльшую близость про-
исходящих процессов к полигонизационным явлениям, чем
к деформационному старению.
Эффект повышения сопротивления деформированию про-
граммно упрочненных образцов отмечается в широком интер-
вале размеров зерен. Исследование зависимости от — о0 -Ь
_ j_
4- kd 2 для программно нагруженных образцов показано
на рис. 217.
Рис 214 Влияние программного (/) и обычного (2) нагружения на остаточное электро-
сопротивление j и температурный коэффициент сопротивления поли-
кристаллического висмута [12]
Рис 215. Эффект Баушиигера при одноосной дефор-
мации образца-свидетеля (а) и предварительно про-
граммно растянутого образца (б) полнкристалличе-
ской технической меди (12)*
/— растяжение, 3 — сжатие
Удлинение.мп
Рис 216 Начальные участки
кривых упрочнения исход-
ного (7) и предварительно
программно нагруженного
(3) образцов алюминия [121
Рис. 217 Зависимость нижнего предела
текучести программно упрочненных (/) и
исходных (2) образцов железа от размера
зерна при комнатной температуре [12]
318
МЕХАНИКО-ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА
Благодаря снятию пиков перенапряжения в исходном мате-
риале при программном нагружении удалось снизить порог
хладноломкости технического железа. Предварительное про-
граммное нагружение образцов железа при 300° С до 17,5 кПмм*
не только повышает предел текучести при последующих стати-
ческих испытаниях в среде жидкого азота с 42 кПммг (для ис-
ходных образцов) до 55 кПммг, но и улучшает его пластические
свойства (рис 218). Предварительное механическое упрочнение
(т е. на большую степень и с большей скоростью деформации
Рис 218 Машинные диаграммы растяжения образцов до разрыва при 77° К
(сжЗО мк/сек)
а — неходкого, б — быстро деформированного прн ЗС0° С, в — предварительно
программированного (прн 300° С до 17.5 кГ/мм*} (12)
по сравнению с программным) вызывает образование большого
числа перенапряженных мест, играющих при низких темпера-
турах роль зародышей микротрещин. Поэтому быстро нагру-
женные образцы железа при 300° С при последующем испыта-
нии в среде жидкого азота разрушаются хрупко
Снижение температурного порога хладноломкости железа
после программного нагружения послужило предпосылкой для
изучения влияния режимов программного нагружения на пла-
стичность некоторых тугоплавких и хрупких металлов, в част-
ности бериллия. Одной из распространенных гипотез о хрупко-
сти бериллия является представление о неравномерном распре-
делении примесей по кристаллографическим плоскостям.
В табл. 26 приведены результаты исследования зависимости
предела текучести и пластических свойств монокристалла берил-
лия с плоскостью базиса, расположенной под 45° к оси сжатия,
от уровня конечного напряжения при программированном
сжатии.
Влияние упрочнения в результате программного нагружения
на вид кривой ползучести проявляется в том, что резко подав-
ляется стадия I, уменьшается деформация на стадии П, а про-
должительность всей стадии увеличивается,
УПРОЧНЕНИЕ В РЕЗУЛЬТАТЕ ПРОГРАММНОГО НАГРУЖЕНИЯ
319
ТАБЛИЦА 26. МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА МОНОКРИСТАЛЛОВ
БЕРИЛЛИЯ В ЗАВИСИМОСТИ ОТ УРОВНЯ КОНЕЧНОГО
НАПРЯЖЕНИЯ ПРИ ПРОГРАММИРОВАННОМ СЖАТИИ
Конечное напряжение при про- граммиро- ванном сжатии кГ/мм* при сжатии лсГ/лл1 % Конечное напряжение при про- граммиро- ванном сжатии кГ/мм* при сжатии кГ/мм* Ф. %
0 9,6 10,7 6 11,0 24,7
5 11,3 17,0 10 9,8 И,2
При изучении разупрочнения при нагреве после програм-
много нагружения не отмечается явлений возврата, а рекри-
сталлизационные процессы резко тормозятся.
Так как упрочняющий эффект при программном нагружении
достигается при малых степенях деформации, то это определяет
возможность осуществить эту обработку при весьма низких
температурах.
Однако в работах И. А. Гиндина и др. 18] низкотемператур-
ную деформацию проводили на сравнительно большие величины,
при которых уже наблюдаются определенные изменения в суб-
структуре При этой своеобразной низкотемпературной МТО
используют следующие особенности низкотемпературного де-
формирования: накопление значительного количества скрытой
энергии деформации и высокую однородность деформации.
В связи с большой метастабильностью состояния температура
эффективного нагрева для субструктурных изменений снижается
вплоть до комнатной температуры. Действительно, при после-
дующем «нагреве», например в случае железа, никеля или меди —
при вылеживании при комнатной температуре, образуется тон-
кая субзеренная структура, характеризующаяся высокой устой-
чивостью. Вследствие этого наблюдается повышение сопротив-
ляемости ползучести (табл. 27)
После программированной деформации при температурах
4,2° К скорость ползучести снижается в 4—4,5 раза по сравне-
нию с отожженным состоянием. Но еще больший эффект упроч-
нения получен на меди после низкотемпературного значитель-
ного (не программированного) деформирования при 4,2° К и
последующего вылеживания в течение 100 ч при комнатной тем-
пературе В данном случае скорость ползучести снизилась по
сравнению с отожженным состоянием более чем в 85 раз и более
чем в четыре раза увеличился срок службы (табл. 27)
Несомненно, что большое значение для формирования опти-
мальной субструктуры имеет температура и степень деформа-
320
МЕХАНИКО-ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА
ТАБЛИЦА 27 РЕЖИМЫ НИЗКОТЕМПЕРАТУРНОЙ ОБРАБОТКИ
БЕСКИСЛОРОДНОЙ МЕДИ И ХАРАКТЕРИСТИКИ ПОЛЗУЧЕСТИ
ПРИ ТЕМПЕРАТУРЕ 500° С И НАПРЯЖЕНИИ 2,2 кГ/мм' [8, К)]
Режим деформации Темпе- ратура нагрева. Скорость устано- вившейся ползу- чести %/* Срок служ- бы ч б % 3 ^нсх Хобр Тобр тисх
Т I А °К | %
В состоянии отжига 300 I 6,7 I — 4,2 7,4 300 (100 «) 0,88 0,02 0,01 5,6 19,5 24 9,2 3,9 «,5 14,5 3,0 3,5 1 88 1 3,44 4,35
Примечание Здесь УиСХ и У^р — скорости установившейся ползу- чести образцов в отожженном состоянии и после обработки, т|)СХ и т^р — срок службы образцов в отожженном состоянии и после обработки соответ- ственно
ции, а также температура последеформационного нагрева. Тем-
пература последеформационного нагрева оказывается тем выше,
чем больше содержание примесей.
Зависимость увеличения долговечности и уменьшения ско-
рости ползучести от степени деформации при низкотемператур-
ной МТО имеет экстремальный характер. Это согласуется с из-
вестными положениями о необходимости достижения вполне
фиксированной деформации, определяющей (при последующем
нагреве) наиболее эффективное развитие полигонизованной
структуры. Чем ниже температура деформации, тем ниже
должна быть степень оптимальной деформации.
В работах И. А. Гиндина и Я- Д. Стародубова показано,
что двойниковые прослойки в железе, образованные при низко-
температурной (4,2° К) деформации, развиваются и укруп-
няются при последующих испытаниях на ползучесть (при
600° С) Процесс в какой-то степени напоминает рекристалли-
зацию на месте.
ЛИТЕРАТУРА
321
ЛИТЕРАТУРА
1 Одинг И А ндр Теория почзучестн и длительной прочности металлов
Мегазлур! издат, 1959
2 Ина нова В С. Гордиенко Л К Новые пути повышения прочности
металлов Изд-во «Наука», 1964
3 Од н н г И А и др В сб «Металл в современных энергоустановках» Изд-но
«Энергия», 1964, с 5
4 Один г И А, Зубарев П В ДАН СССР, 1962, т 144. № 3, с 548
г» Иванова В С Веб «Прочность металлов» Изд-во АН СССР, 1956, с 16
бОдннгИА. и др Веб «Исследование сплавов цветных металлов» Изд во
АН СССР. 1963, с 25
7 Гордиенко Л К. Фридман 3 Г Металловедение и термическая
обработка металлов. 1966, № I, с 5
8 А ж а ж а В М и др ФММ. 1963, V» 5, с 729
9 Фридман 3 Г Веб «Свойства н применение жаропрочных сплавов» Изд-во
«Наука». 1966, с 271
10 Гарбер Р И Гиндин И А и др ФММ. 1961. т 11. с 108, 1963, т 15,
с 473. 1963, т 15, с 908, 1964. т 18, с 343; 1964. т 18, с 904. 1965. т 19, с 627.
II Гордиенко Л К Изв АН СССР Металлы. 1965, .V» 5. с 156
12 О д и и г И А , Иванова В С и др ДАН СССР, 1'65, т 160, с 57
13 Иванова В С ндр Р<> ib дислокаций в упрочнении и разрушении метал
лов Изд во «И |ука», 1“65
14 Зайцев Г 3, Терентьев В Ф Веб «Экспериментальные исследова-
ния конструкционной прочности машиностроительных материалов и деталей ма-
шин» Изд во «Машиностроение», 1967, с 151
21 Бернштейн
4
ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКАЯ
ОБРАБОТКА СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ
МЕДИ, АЛЮМИНИЯ И МАГНИЯ
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ
НА СТАРЕНИЕ СПЛАВОВ
Пластическая деформация является одним из эффективных фак-
торов, влияющих на кинетику, а в ряде случаев и на механизм
процесса старения.
Процесс старения в металлических твердых растворах пре-
дусматривает [1 ] переход через следующие стадии, закаленное
состояние, зоны Гинье—Престона (Г.—П.), образование мета-
стабильной фазы выделения, образование стабильной фазы вы-
деления В разных сплавах и условиях обработки число стадий
может изменяться.
Закаленное состояние характеризуется неоднородным строе-
нием твердого раствора, которое обусловлено сохранением опре-
деленной степени порядка при нагреве на высокие температуры,
а также частичным распадом в процессе закалки. Неоднородное
строение стареющего сплава в закаленном состоянии характе-
ризуется наличием областей субмикроскопического размера,
хотя и имеющих решетку матрицы, но в значительной мере обо-
гащенных атомами растворенного компонента. По-видимому,
большое значение в образовании неоднородного строения твер-
дого раствора в закаленном состоянии имеют дефекты кристал-
лического строения, образующиеся в процессе закалки.
Зоны Г.—П , возникающие в начале процесса старения,
обусловливают значительные изменения многих свойств сплава;
при этом в сплаве не обнаруживаются избыточные фазы 12].
Рентгепоструктурным признаком образования зон Г —П. яв-
ляется появление около основных отражений областей ано-
мального рассеяния или отражений — сателлитов. В процессе
старения размеры зон Г.—П. увеличиваются и происходит их
обогащение растворенным компонентом, однако сохраняется
когерентность этих зон с матрицей.
Образование метастабильной фазы выделения предшествует
в большинстве случаев образованию стабильной фазы. Роль
зародышей метастабильной фазы играют, обычно, зоны Г.—П ,
причем движущей силой являются напряжения, возникающие
при распаде. Метастабильная фаза обычно образуется в тех
случаях, когда кристаллическая решетка равновесной фазы вы-
21*
324
ТМО СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ МЕДИ, АЛЮМИНИЯ И МАГНИЯ
деления не сопрягается с решеткой матрицы, в этих условиях
возникающие напряжения особенно велики, что и способствует
образованию метастабильной фазы.
Образование стабильной фазы происходит после разрыва
когерентности при достижении частицами метастабильной фазы
критического размера, и во многих случаях частицы стабиль-
ной фазы образуются на месте частиц метастабильной фазы
Ньюкирк 13] указывает, что частицы стабильной фазы в объеме
сплава могут быть в виде общих выделений, независимо от гра-
ниц или других нарушений кристаллического строения, в виде
локализованных выделений — на границах, на линиях сдвига,
на группировках дислокаций и др., в виде прерывных выде-
лений — когда скорость выделения внутри зерна значительно
меньше скорости выделения по границам зерен
Повышение сопротивления пластической деформации в ре-
зультате старения обусловлено образованием эффективных пре-
пятствий движению дислокаций в результате образования зон
или фаз выделения и окружающих их полей напряжений 1 ,
а также и в связи с изменением состояния твердого раствора.
Существует ряд теорий, объясняющих упрочнение в резуль-
тате старения 14 ], наряду с другими факторами во всех теориях
отмечается, что возникновение несовершенств кристаллического
строения в процессе распада (старения) приводит к упрочнению
сплава. Отсюда очевидна та большая роль, которую играет
пластическая деформация в развитии процессов старения.
Ускоряющее влияние пластической деформации на распад
твердых растворов было впервые установлено С Т Конобеев-
ским 15, 28], который связывал его с увеличением коэффициен-
тов диффузии в деформированных сплавах
При исследовании ряда сплавов алюминия с кремнием, маг-
нием, медью [6, 2] было обнаружено, что одна пластическая
деформация вызывает распад твердых растворов Гиень и Граф
на сплавах алюминия с медью показали, что при сильном на-
клепе сплавов после старения были обнаружены выделения ста-
бильной 0-фазы, предполагается, что при этом были подавлены
процессы предвыделения и поэтому сразу происходило обра-
зование частиц стабильной фазы. Было показано [ 11 ], что
предварительная деформация перед старением сплавов Си—Ti
ускоряет образование промежуточной а'-фазы при старении
и переход ее в стабильную а-фазу.
Ускоряющее влияние деформации на процесс распада
Зейтц 17 ] связывает с увеличением концентрации вакансий в ре-
* Отсюда — переход к оптимальному межчастичному расстоянию, равному 50 — 100
см гл I)
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТАРЕНИЕ СПЛАВОВ
325
зультате наклепа; вакансии же облегчают перенос атомов
в сплаве и ускоряют распад. Набарро 18] считает, что основ-
ное влияние деформации определяется возрастанием плотности
дислокаций и теми необратимыми изменениями в тонком строе-
нии, которые обусловлены созданием различных конфигураций
и сплетений дислокаций в результате наклепа. Это согласуется
с экспериментальными данными [1]. В частности, торможение
стадии предвыделения (роста зон) и ускорение образования вы-
делений с ростом деформации связываются с тем, что зоны за-
рождаются и растут путем движения вакансий, тогда как ско-
рость образования фаз выделений больше зависит от плотности
дислокаций. В процессе же деформации закаленного сплава,
при увеличивающейся ее степени, движение дислокаций через
кристалл нейтрализует влияние закалочных вакансий (они ча-
стично поглощаются), что и замедляет скорость образования
зон. Следует отметить, что если кристаллическая структура
сплава предопределяет образование растянутых дислокаций, то
дефекты укладки являются местом зарождения частиц фаз вы-
деления, и это также ускоряет процесс распада.
Кинетика старения твердых растворов под влиянием дефор-
мации претерпевает значительные изменения, и это приводит,
например, к тому, что прерывный распад сменяется непрерыв-
ным 191, вместо промежуточной фазы образуется стабиль-
ная 110] и т. д.
Несомненно, что большое значение имеет, как указывает
Я С. Уманский Ill], уменьшение критической величины заро-
дыша выделяющейся фазы у плоскостей сдвига в деформирован-
ной матрице. Преимущественное образование фаз выделения
вдоль следов скольжения в процессе старения предварительно
деформированных твердых растворов было обнаружено в ряде
экспериментальных исследований 112, 29, 30]. Это связывают
[4, 10] с влиянием скоплений дислокаций в указанных объемах.
Влияние скоплений проявляется в создании определенных полей
напряжений, вызывающих восходящую диффузию, а также в об-
разовании концентрационных неоднородностей по механизму
атмосфер Коттрелла (или Сузуки, в случае растянутых дисло-
каций). Если считать, что на ускорение старения в деформиро-
ванном твердом растворе определяющее влияние оказывают
несовершенства кристаллического строения (образующиеся при
наклепе) и в первую очередь дислокации, а не общее ускорение
диффузии, то, учитывая локальный характер процесса дефор-
мации, можно объяснить и неравномерное распределение обра-
зующихся выделений.
Было подробно изучено влияние пластической деформации
на последующий распад сплавов алюминия с кремнием, с крем-
326
ТМО СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ МЕДИ, АЛЮМИНИЯ И МАГНИЯ
нием и магнием, с медью 111. Исследование поверхностных
слоев образцов сплава алюминия с кремнием показало, что де-
формация (сжатием и растяжением со степенью от 4 до 20%)
после закалки и до старения привела к тому, что количество вы-
делившихся частиц (в результате старения) было в два-три
раза большим, чем в недеформированных. Изучение распада
в объеме образцов показало, что образующиеся частицы выделе-
ний более дисперсны, чем в поверхностных слоях. Авторы ра-
боты 111 приходят к заключению, что остаточные напряжения
в исследованных сплавах распределены в объеме без заметной
локализации в зонах следов скольжения В соответствии с этим
не было обнаружено преимущественного выделения частиц
у следов скольжения. Ускоряющее влияние пластической дефор-
мации на распад связывают [11 с увеличением числа центров
распада, а не с ускорением диффузии, так как при равномерном
распределении остаточных напряжений по объему сплава их
энергия будет значительно ниже активации диффузии. Такими
центрами распада являются дислокации и их скопления и, сле-
довательно, авторы работы (1 ] разделяют точку зрения На-
барро [81 о механизме влияния пластической деформации на
распад пересыщенных твердых растворов, однако справедливо
указывают на необходимость учитывать также роль повышенной
плотности вакансий.
Из этих представлений очевидно, что режим старения в слу-
чае предварительной деформации должен быть скорректирован
(температура должна быть понижена или уменьшена выдержка)
с тем, чтобы процесс выделения не получил чрезмерного раз-
вития, характерного для состояния перестаривания или стадии
образования стабильной фазы, вызывающей во многих случаях
падение прочности. Другим очевидным следствием является то,
что большое значение имеет не только степень, но и условия де-
формирования Так, например, изменение схемы напряженного
состояния может привести к тому, что при одной и той же сте-
пени деформации можно получить различную степень на-
клепа * *.
Особое значение имеет температура проведения деформации
в условиях, при которых не происходит рекристаллизация в мас-
штабах, снижающих эффект наклепа. Так, в исследованиях
Е Н. Соколкова 2 показано, что дислокационная структура
после высокотемпературной деформации отличается большей
стабильностью, чем после холодного наклепа; образуются сет-
чатые конфигурации дислокаций при очевидном сравнительном
* Подразумевается под этим степень изменения тонкого строения и, в частности
плотности дефектов
* Соколков В. И. Автореферат диссертации. Свердловск, 1964.
ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА СТАРЕНИЕ СПЛАВОВ
327
уменьшении их плотности, и это не может не оказать влияния
на характер последующего распада.
В частности, дислокационные конфигурации, образующиеся
после высокотемпературного наклепа, обладают гораздо боль-
шей термической устойчивостью при последующем нагреве (в том
числе и на температуры развития старения в данном сплаве),
чем дислокационная структура после холодного наклепа. Это
может быть связано с меньшей плотностью дефектов после вы-
сокотемпературного наклепа, а также с тем, что в этих усло-
виях деформирования сразу сохраняются лишь сравнительно
устойчивые дислокационные построения, а неустойчивые рас-
падаются уже в процессе высокотемпературной деформации
Как указывает Н Н. Буйнов [1 ], плотность вакансий в горяче-
деформированном сплаве меньше, чем в холоднодеформирован-
ном, и в случае алюминиевых сплавов при последующем отпуске
после высокотемпературного наклепа получают относительно
большую плотность зон Г.—П. и более высокую дисперсность
метастабильных выделений (так как плотность дислокаций все
же повышена) и, следовательно, большую прочность Этим мо-
жет быть объяснено упрочнение в результате ТМО алюминиевых
сплавов, предусматривающей высокотемпературную деформацию
и последующий умеренный нагрев — известное явление пресс-
эффекта (13].
Увеличение скорости образования зон Г.—II в результате
деформации, например сплавов А1—Си в условиях повышенной
плотности дислокаций объясняется собиранием атомов меди
вокруг дислокаций по механизму главным образом упругого
взаимодействия этих последних с атомами растворенных эле-
ментов. Было показано 114], что происходят значительные из-
менения формы дислокаций при нагреве предварительно дефор-
мированных сплавов А1—Си. Эти изменения авторы объясняют
влиянием избыточных вакансий, для которых дислокации яв-
ляются благоприятными стоками. Одновременно с изменением
конфигурации дислокаций наблюдается уменьшение их плот-
ности.
Таким образом, ускоряющее влияние наклепа на распад
твердых растворов, которое ранее связывалось вообще с ростом
метастабильности системы в результате деформирования (15],
получает в последнее время более конкретное объяснение с точки
зрения взаимодействия атомов растворенных элементов с де-
фектами, главным образом с дислокациями. Особенное значение
имеют растянутые дислокации, дефекты укладки в которых
являются наиболее благоприятным местом в объеме сплава
для возникновения зародыша фазы выделения [16]. Тогда оче-
виден вывод, что интенсификация процесса распада твердого
328
ТМО СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ МРДИ. АЛЮМИНИЯ И МАГНИЯ
раствора обусловлена в основном возрастанием скорости воз-
никновения зародышей. Отсюда закономерна и большая дис-
персность частиц, и повышенное их количество, эксперимен-
тально наблюдаемые при изучении старения деформированных
сплавов.
Как указывает Ю А. Скаков [32], зонную стадию распада
в ряде случаев можно рассматривать как альтернативу стадии
выделения стабильных фаз. При низкотемпературном старении
после сильной деформации и не очень большом пересыщении
может возникать состояние неоднородного твердого раствора,
подобное зонной структуре, но с таким распределением обла-
стей неоднородностей, которое определяется распределением
дефектов кристаллического строения. В таких случаях стадия
интенсивного выделения стабильной фазы наблюдается вместе
с рекристаллизацией.
Особый интерес представляют случаи образования частиц
фаз выделения в системе упорядоченно расположенных дисло-
каций, например при полигонизации. При этом будет наблю-
даться, во-первых, оптимально равномерное распределение
частиц в обьеме, а во-вторых, пониженная их коагуляция в про-
цессе повторного нагрева из-за сильного фрагментирования
структуры (из-за определенной непроницаемости суб1раниц для
собирательной диффузии, а также из-за ослабления дальнодей-
ствующих полей упругих напряжений, могущих ускорить диф-
фузию) Оптимальным вариантом при этом является случай,
при котором скорость распада при старении в предварительно
деформированном твердом растворе меньше скорости перерас-
пределения дислокаций. Тогда раньше пройдут процессы обра-
зования структуры полигонизации, а затем в сплаве с опти-
мальным расположением дислокаций произойдет образование
частиц фаз выделения
Что касается формы частиц, образующихся при старении
деформированных твердых растворов, то попытки найти какие-
либо общие положения, описывающие влияние наклепа на кон-
фигурацию фаз выделения, не привели к успеху По-видимому,
это связано с решающим влиянием многих других факторов на
форму частиц. Основными из этих факторов является природа
сплава, соотношение кристаллических решеток матрицы и фазы
выделения, характер распада и т. д В соответствии с фактом
подавления образования метастабильных фаз и ускорения воз-
никновения стабильных под влиянием предшествующей дефор-
мации можно считать справедливым указание [17, 31], что влия-
ние наклепа на конфигурацию образующихся при старении
частиц определяется тенденцией приобрести более стабильную
форму — сферическую вместо пластинчатой
МАГНИЕВЫЕ И АЛЮМИНИЕВЫЕ СПЛАВЫ
329
МАГНИЕВЫЕ И АЛЮМИНИЕВЫЕ СПЛАВЫ
Были проведены исследования по ТМО магниевых и алюми-
ниевых сплавов 118, 19]
Сплавы магния, ’содержащие 2,5—3,5% Nd, изучали после
обработки по схеме закалка — деформация—старение. Закалку
проводили в воде после нагрева на 535° С с выдержкой в тече-
ние 4 ч Деформацию осуществляли растяжением на 5 и 10%
остаточного удлинения Старе-
ние проводили при разных тем-
пературах в интервале 150—
300° С, с выдержкой в течение
24 ч при каждой исследованной
температуре. Результаты испы-
таний механических свойств
при комнатной температуре по-
сле ТМО и без нее приведены
на рис 219 В соответствии с об-
щими представлениями о влия-
нии наклепа на изменение тон-
кого строения твердых раство-
ров отмечено значительное уве-
личение предела текучести при
небольшом изменении пластич-
ности В результате наклепа
максимум па кривых зависимо-
сти свойств прочности от темпе-
ратуры старения, как и следо-
вало ожидать, сдвигается к бо-
Рис 219 Механические свойства при
комнатной температуре сплава Mg +
4- 2,98% Nd в зависимости от темпера-
туры старения в течение 24 ч [19]
I — наклеп между закалкой н старе-
нием иа 5%, 2 — без наклепа
лее низким температурам Уско-
ряющее влияние наклепа на
распад твердого раствора (пока-
зано, кроме того, при измерении
электросопротивления) должно
однако повышенные значения
способствовать перестариванию,
предела текучести и в перестаренном состоянии говорят о со-
хранении упрочняющего влияния наклепа, вызывающего
устойчивые изменения в строении сплава.
То, что ТМО определяет повышенные значения сопротивле-
ния малым пластическим деформациям сплавов системы Mg—Nd
при 250° С (рис 220), свидетельствует об устойчивости создан-
ных деформацией изменений строения при нагреве Уменьшение
упрочняющего эффекта с увеличением содержания неодима
объясняется увеличением роли старения (дисперсионного твер-
дения) в общем упрочнении сплава (а наклеп приводит к пеко-
330
ТМО СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ МЕДИ, АЛЮМИНИЯ И МАГНИЯ
торому перестариванию), а также измельчением структуры при
повышенном содержании неодима и сопутствующим такому из-
мельчению увеличением пластичности По мнению авторов [18,
25], применение ТМО для данной системы сплавов может при-
вести к существенному повышению механических свойств при
комнатной и высоких температурах в условиях значительного
уменьшения содержания дорогого и дефицитного неодима.
ТМО, включающая проведение пластической деформации
между закалкой и старением, была опробована на промышлен-
ном магниевом сплаве МА-11, содержащем неодим в качестве
основной легирующей добавки 120]. Результаты данного иссле-
дования, выполненного на различных полуфабрикатах, приве-
дены в табл 28. Термомеханическая обработка привела к зна-
чительному повышению прочности сплава МА-11 при комнат-
ной и повышенных температурах.
Повышение пластичности в сплавах магния с относительно
высоким содержанием неодима позволило опробовать на сплаве
Mg 4- 4,22% Nd ТМО с деформацией удлинением на 15% (за-
ключительное старение при 200° С, 24 ч). В результате этой
обработки предел текучести при комнатной температуре повы-
сился почти в два раза: с 13,9 до 25,8 кПммг, а при 250° С —
МАГНИЕВЫЕ И АЛЮМИНИЕВЫЕ СПЛАВЫ
331
на 25%: с 12,2 до 16,8кГ/лл2 при сохранении достаточного удли-
нения (10—12%).
Дальнейшие исследования были направлены на развитие
экспериментальных доказательств высокой устойчивости, со-
зданных при ТМО искажений кристаллического строения в про-
цессе нагрева сплавов. Оказалось, что эти искажения сохра-
няются вплоть до почти полного выделения всего неодима при
нагреве твердого раствора. Снятие искажений строения, создан-
ных предварительной деформацией, оказалось также связанным
е процессом коагуляции частиц второй фазы, которой является
Mg9Nd. Таким образом, было получено подтверждение того
факта 121 ], что при дисперсных размерах и большом количестве
равномерно расположенных частиц второй фазы тормозится
процесс рекристаллизации и повышается ее температурный
порог, что в данном случае и определяет торможение снятия
искажений, созданных при ТМО. Коагуляция частиц фазы
Mg9Nd определяла сильное развитие процесса рекристалли-
зации.
Более равномерное распределение частиц фазы выделения
в результате ТМО, которые располагались по границам зерен,
а также по следам деформации (главным образом двойникам,
332
ТМО СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ МЕДИ, АЛЮМИНИЯ И МАГНИЯ
характерным для труднодеформирусмых магниевых сплавов),
было показано прямым микроскопическим исследованием при
использовании комбинированного травления 118].
При исследовании [19, 221 термомсханического упрочнения
сплавов А1 4% Си, AI + 1,5% Mg; Al И 4% Си ] 1,54% Mg
была применена такая схема обработки: закалка — естествен-
ное старение — деформация — искусственное старение. Искус-
ственное старение было проведено при 150, 175 и 200° С с вы-
держкой 6 ч при каждой исследованной температуре.
Повышение степени предварительной (до искусственного ста-
рения) деформации, которая колебалась от 1 до 10% остаточного
удлинения при растяжении, определяет существенное повыше-
ние прочности при падении пластичности (испытание при ком-
натной температуре) Такие результаты были получены после
всех изученных условий искусственного старения Отмечается
интенсивное возрастание предела текучести.
Наилучшее сочетание механических свойств получили при
повышении температуры старения до 200° С, когда увеличе-
нию прочности соответствовало уменьшение падения относи-
тельного удлинения. Изменение режима искусственного ста-
рения сильнее влияет на изменение прочности предварительно
наклепанного двойного сплава А1—Си, чем тройного AI— Си—
Mg, хотя в последнем предварительный наклеп вызывает сравни-
тельно более резкое изменение свойств
Отсюда вытекает целесообразность изучения влияния изме-
нения состава алюминиевых сплавов на их упрочнение в резуль-
тате ТМО. Данные для сплавов систем Al—Си, А1—Си—Mg
и А1—Mg—Si приведены на рис. 221. ТМО и в этом случае
проводили по схеме закалка — естественное старение — дефор-
мация (растяжение на 1, 5 и 10% остаточного удлинения) —
искусственное старение. Режимы закалки и заключительного
старения корректировались в соответствии с составом исследо-
ванных сплавов.
Найдено соответствие между диаграммой состояния и изме-
нением свойств различных по составу сплавов после опробован-
ных схем обработки. Прочность интенсивно возрастает, а удли-
нение снижается с увеличением концентрации твердого рас-
твора; за пределом растворимости изменение свойств сплавов
выражено менее заметно. Некоторое исключение составляют
тройные сплавы А1—Си—Mg, в которых увеличение количества
S-фазы (Al2CuMg) приводит к непрерывному росту прочности
и падению пластичности Таким образом, деформация, вклю-
ченная в общую схему обработки, оказывает наиболее эффектив-
ное действие на свойства сплавов, обнаруживающих максималь-
ное изменение свойств в результате термической обработки,
334
ТМО СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ МЕДИ, АЛЮМИНИЯ И МАГНИЯ
т. е. на сплавы, находящиеся вблизи предельной концентрации
твердого раствора при температуре закалки.
Изменения электросопротивления на рис. 221 и 222 пока-
зывают, что деформация значительно ускоряет протекание
превращений при термической обработке, главным образом
процесса выделения упрочняющей фазы при заключительном
старении.
Для сплава А! + 1,5% Mg2Si изучали 1191 также влияние
различных режимов заключительного искусственного старения
Рис 222 Влияние наклепа на изменение электросопротивления естественно госта
ренного сплава А1 + 1,5% MgiSi при разной продолжительности старения (на ось
^рдинат да^ы значения электросопротивления для естественно состаренного сплава)
Вся предварительная обработка была такой же, как ранее
рассмотренная, однако в одном случае наклеп проводили, как
обычно, после естественного старения, а в другом — сразу
после закалки. Результаты исследования (рис. 223 и 224) пока-
зывают, что изменение механических свойств сплава в зави-
симости от степени наклепа и температуры заключительного
старения может меняться в широких пределах: прочность мо-
жет возрастать, убывать или оставаться неизменной; изменения
относительного удлинения имеют, обычно, обратный (проч-
ности) характер. Если деформацию проводят после естественного
старения, то наиболее резкое изменение свойств наблюдается
в результате заключительного старения при 170—190° С; если
образцы наклепывались сразу после закалки, то заключитель-
ное искусственное старение следует проводить при 150—170° С.
Выше было показано, что наибольший упрочняющий эффект
при ТМО алюминиевых сплавов достигается в сплавах, содер-
жащих сравнительно сложную S-фазу (Al2CuMg) по сравне-
нию со сплавами, содержащими в качестве упрочняющих фаз
МАГНИЕВЫЕ И АЛЮМИНИЕВЫЕ СПЛАВЫ
335
соединение Си8А1 или Mg2Si. Были исследованы [23] сплавы
А1 4,17% Си (упрочняющая 0-фаза); А1 + 4,13% Си 4-
4- 1,5% Mg (S-фаза); Al + 0,84% Mg + 0,47% Si (фаза Mg2Si);
Al + 4,12% Си 4- 0,49% Li (фаза 7\), которые после соответ-
ствующей закалки* и естественного старення^подвергались
4 8 0 4 в А,7»
Рис. 223 Зависимость механиче
ских свойств (а) и электросопротив-
ления (б) сплава А1 + 1.6 % Mg»Si
от степени деформации и различной
температуры старения, наклеп по-
сле естественного старения в тече
ние семи суток (20)
наклепу растяжением на 10% остаточного удлинения и искус-
ственному старению при 175° С в течение 6 ч. Для сравнения
такой же термической обработке подвергали партии образцов
без промежуточного наклепа. Наклепанные и ненаклепанные
партии образцов после указанного искусственного старения
были испытаны непосредственно, а также после дополнитель-
ного нагрева при 200° С с выдержками 0,5; 1; 2; 10; 25; 50 ч
336
ТМО СППАВОВ НА ОСНОВЕ МЕДИ. АЛЮМИНИЯ И МАГНИЯ
Результаты испытаний механических свойств н электриче-
ского сопротивления представлены на рис. 225—228 До по-
вторного нагрева на 200° С наибольшее упрочнение в резуль-
тате ТМО обнаружено на сплаве А1—Си—Li, упрочняющей
Естественнее 125*С 150*С 110’С
стаоение Г г зо
в А 7,
Рис 224 Зависимость мехами
чсских свойств (а) и электросо-
противления (б) сплава AI +
1,5% Mg,SI от степени деформа-
ции н различной температуры
старения, наклеп сразу после
закалки [20]
фазой в котором является Т-соединение (Al2CuLi)- предел
прочности возрастает (по сравнению с обычной термической
обработкой) на 11 кПмм\ а предел текучести — на 19 кПмм2.
Следующим по интенсивности упрочнения в результате ТМО
является сплав системы А1—Си—Mg с упрочняющей фазой
(Al2CuMg) предел прочности возрастает на 8 кПмм2, а предел
МАГНИЕВЫЕ И АЛЮМИНИЕВЫЕ СПЛАВЫ
337
текучести на 18 кПммг. Двойной сплав системы А1—Си (упроч-
няющая фаза А12Си) обнаруживает значительно меньший эф-
фект упрочнения после ТМО. прирост предела прочности всего
Рис 225 Влияние продолжительности
нагрева прн 200° С на электросопро-
тивление и механические свойства тер-
мически (/) и термомеханически (2)
обработанного сплава А1-|-4,1%
Си + 1.5% Mg
Рнс 226 Влияние продолжитель-
ности нагрева при 200° Сна элек
тросопротивленне и механические
свойства термически (/) и термоме
хани чески (2) обработанного сплава
AI + 4,1% Си + 0,49% Li
на 5 кПммг, а предела текучести на 9 кПмм*. Наконец, совсем
небольшое упрочнение (возрастание предела текучести на 5—
6 кПммг) найдено при ТМО сплава А1—Mg—Si (упрочняющая
фаза Mg2Si).
22 Бернштейн
338
TMO СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ МЕДИ. АЛЮМИНИЯ И МАГНИЯ
Наибольшая устойчивость против разупрочнения при по-
вторном нагреве различной длительности на 200° С обнаружена
на сплаве системы AI—Си—Mg. Сравнительно кратковремен-
ные выдержки (до 10 ч) при ука-
занной температуре вызывают
даже некоторое повышение проч-
ности по сравнению с исходным
состоянием, по-видимому, в свя-
зи с дополнительно происходя-
Рис 227 Влияние продолжительности
нагрева при 200° С на электросопро-
тивление н механические свойства тер-
мически (/) и термомехаинчески (2)
обработанного сплава А1 + 4.1 % Си
Рис 228 Влияние продолжительности
нагрева при 200° С на электросопротив
ление и механические свойства терми-
чески (7) н термомеханически (2) обра-
ботанного сплава А! + 0.84% Mg +
+ 0,47% Si
щим распадом твердого раствора. В этом сплаве даже после
выдержки в течение 50 ч при 200° С предел прочности термо-
механически упрочненного сплава на 10 кПмм*, а предел
МАГНИЕВЫЕ И АЛЮМИНИЕВЫЕ СПЛАВЫ
339
текучести на 13 кПммг больше, чем после обычной термиче-
ской обработки.
Сплав А1—Си—Li обнаружил значительно меньшую устой-
чивость; высокое упрочнение после ТМО сохраняется лишь
в пределах выдержки в течение 10 ч при 200° С. Еще меньшая
устойчивость полученного после ТМО упрочнения при повтор-
ном нагреве на 200° С обнаружена в сплавах систем А1—Си
и А1—Mg—Si. Найдено, что в этих сплавах разупрочнение
при 200° С (длительные выдержки в предварительно термоме-
ханически обработанных образцах) происходит более интен-
сивно.
Таким образом, по устойчивости против разупрочнения
при последующем нагреве термомеханически обработанные
сплавы располагаются в следующей убывающей последователь-
ности- 1) А! + 4,1% Си -г 1,5% Mg; 2) Al + 4,1% Си +
+ 0,49% Li; 3) Al + 4,1% Си; 4) Al + 0,84% Mg Ь 0,47% Si.
Этот ряд находится в соответствии с температурами рекристал-
лизации сплавов, которые составляют 340, 325, 290 и 250° С
соответственно. Кроме того, в сплавах, которые в результате
ТМО получили значительное упрочнение, было обнаружено
развитие субструктуры, образующейся, по-видимому, по ме-
ханизму полигонизации.
Дальнейшие исследования, предусматривающие проведение
механических испытаний на кратковременное растяжение и
на длительную прочность при высоких температурах, подтвер-
дили, что фазовый состав сплавов играет решающую роль
в эффективности ТМО улучшения свойств при повышенных
температурах 119). Для алюминиевых сплавов, содержащих
в качестве упрочняющей фазы соединение AlaCuMg, в резуль-
тате ТМО можно получить наибольшее (по сравнению с другими
сплавами, где упрочняющей фазой является СиА1а или MgaSi)
повышение механических свойств при повышенных температу-
рах (рис. 229) Это, вероятно, связано с тем, что кинетика ста-
рения пересыщенного твердого раствора, в котором образуется
более сложная по составу фаза AlaCuMg, обеспечивает после
ТМО стабильность упрочненного состояния в течение длитель-
ных нагревов вплоть до 200° С (рис. 230). Поэтому понятно,
что ТМО стараются подвергать алюминиевые сплавы сложного
состава 124].
В дальнейших исследованиях 3. А. Свидерской и А. А. Ва-
щенко изучалось влияние деформации (между закалкой и ста-
рением) на свойства сплавов алюминий—медь—литий с 2—
8% Си, причем содержание лития в каждом из исследованных
сплавов отвечало количеству, необходимому для образования
соединения AlaCuLi. Таким образом исследовались сплавы
22*
340
ТМО СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ МЕДИ. АЛЮМИНИЯ И МАГНИЯ
с возрастающим от 4 до 16% количеством упрочняющей фазы.
Было установлено, что при использовании деформации между
закалкой и старением сплавов А1—Си—Li может быть получено
значительное упрочнение (прирост предела прочности до 33%,
предела текучести до 90%), однако для сильно легированных
С5г 60 г
Рис 229 Влияние ТМО иа ме
ханнческие свойства сплавов
120]
а - А1 + 4% Си. б- А1 4- 4%
Си + 1,5% Mg. a —Al + 0.95%
Mg 4- 0,55% Si,
I — обычная термическая обра-
ботка, 2 — ТМО
МАГНИЕВЫЕ И АЛЮМИНИЕВЫЕ СПЛАВЫ
341
сплавов (количество упрочняющей фазы более 8%) и абсолют-
ный уровень упрочнения, и его стабильность при нагреве (на
150—200° С) уменьшаются. Это обусловлено тем, что интенси-
фицирующее влияние деформации на дисперсионное твердение
для сильно легированных сплавов связано уже с перестарива-
нием
б
Рнс 230 Влияние продолжительности нагрева на прочность сплава А) 4 4% Си 4-
4- 1.5% Mg после TMO (/) н термической обработки (2) [20]
а — 150, б — 175. в — 200. г — 250° С
В. А. Павловым 1 и др. было изучено влияние термомехани-
ческого упрочнения алюминиевых сплавов АВ и В95. Показано,
что деформирование в процессе ТМО выгоднее всего проводить
в области аномальной зависимости механических свойств от
температуры, лежащей для обоих сплавов в интервале 100—
1 Сб «Повышение прочности конструкционной стали и сплавов» (материалы
конференции), МДНТП нм Дзержинского, 1966
342
ТМО СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ МЕДИ. АЛЮМИНИЯ И МАГНИЯ
200° С. В результате термомеханического упрочнения оказа-
лось возможным повысить прочность сплава АВ на 25—30%
при сохранении относительно высокой пластичности; проч-
ность сплава В95 после ТМО повышается на 5—10%
Работа В. А. Павлова и др. на сплавах А1—Mg предусма-
тривала изыскание средств повышения стойкости против кор-
розионного растрескивания под напряжением за счет создания
запутанной сетки дислокаций в результате ТМО. В сплаве
АМГ-11 (9,5—11,5% Mg, 0,05—0,15% Ti, 0,05—0,15% Be,
0,015—0,15% Zr, 0,1—0,5% Мп) вероятность образования де-
фектов упаковки существенно повышается при добавке берил-
лия, тогда как легирование Ti 4- Zr или Ti -г Zr 4- Мп снижает
влияние бериллия па вероятность образования дефекта упа-
ковки Эти данные имеют то значение, что, как было показано
экспериментально, коррозионная стойкость под напряжением
уменьшается с ростом вероятности образования дефекта упа-
ковки (с уменьшением энергии дефекта упаковки)
ТМО сплава АМГ-11 сводилась к деформации прокаткой на 20
и 40% в области температур до 400° С предварительно закален-
ных заготовок и последующему старению при 200° С продолжи-
тельностью 1; 5 и 10 ч. Сравнительные данные механических
свойств сплава АМГ-11 после обычной закалки и после ТМО
приведены в табл. 29.
ТАБЛИЦА 29 ВЛИЯНИЕ ТМО НА МЕХАНИЧЕСКИЕ
СВОЙСТВА СПЛАВА АМГ-11
Обработка °02 кГ/мм* °в кГ/чм* б %
Закалка 23,0 44,0 18
Закалка, деформация на 20% при 200° С 34,0 47,0 10
То же, и старение 1 ч при 200° С 31,0 51,5 10
Закалка, деформация на 40% при 200° С 41,5 56,2 10
То же, и старение 1 « при 200° С 33,0 55,5 10
ТМО позволила значительно повысить прочностные свой-
ства сплава при сохранении удовлетворительной пластичности
Процессы частичного старения протекают уже в момент пла-
стической деформации и дополнительное старение приводит
к небольшому повышению прочности и снижению предела
текучести
Предложенная ТМО благоприятно влияет на повышение
коррозионной стойкости под напряжением сплава АМГ-11.
Старение закаленного сплава при 200° С обычно приводит к па-
МЬДНЫЕ СПЛАВЫ
343
дению пластичности, ударной вязкости и резкому понижению
стойкости под напряжением при коррозии. Проведенные иссле-
дования старения упрочненного ТМО сплава при 200° С про-
должительностью до 10 ч не обнаружили ухудшения пластич-
ности сплава АМГ-11; при коррозионных испытаниях под
напряжением О,9о0г в течение 90 суток не было ни одного слу-
чая образования трещин.
МЕДНЫЕ СПЛАВЫ
Применительно к медным сплавам ТМО получила распро-
странение, например, в случае бериллиевой бронзы, содержа-
щей обычно 1,7—2,5% Be, 0,2—0,4% Ni (иногда 0,1—0,25% Ti).
После закалки с 800° С проводят пластическую деформацию,
которая значительно изме-
няет свойства сплава (рис.
231) [27].
Аномальным является
почти монотонный рост элек-
тросопротивления, что, по-
видимому, связано с образо-
ванием дефектов укладки и
сегрегаций на них (по Сузу-
ки). В результате прокатки
закаленной ленты из берил-
лиевой бронзы со степенью
обжатия 50% хотя предел
упругости и возрастает при-
мерно в 3 раза, но одновре-
менно возникает и резкая
его анизотропия* вдоль на-
правления прокатки предел
упругости с допуском на оста-
точную деформацию 0,002%
(<гОоо2) составляет 31 кГ1ммг,
а поперек направления про-
катки 43 кПмм* 124] После-
дующий нагрев (старение)
определяет значительно боль-
шую интенсивность упрочнения (рис. 232), чем такой же на-
грев просто закаленного предварительно недеформированного
сплава. В результате такого нагрева уменьшается анизотропия
свойств, определяющая, как обычно, наибольшую прочность
на поперечных (к направлению деформации) образцах.
р ю 1 рад
6,кГ/нпг
50 г
с 5 10 20 Л.7.
Рис 231 Влияние пластической деформа-
ции на изменение свойств бериллиевой
бронзы Бр Б2,5 [26|
344
TMO СПЛАВОВ HA OCIIOBL МБДИ, АЛЮМИНИЯ И МАГНИЯ
Следует отметить, что в бериллиевой бронзе, в которой
распад носит в основном когерентный характер, если после
6,кГ/мп*
Е Ир.кГ/нмг
____-^125
- 11,5
------10,5
0,08 -
О.Об'-
HV Г
ио -
200}г
О-
V 60 120 180 Тмин
Рис 232 Свойства бериллиевой бронзы
Бр Б2.5 после закалки, деформации с об
жатисм 30% н старения при 300® С [26]
в течение 30 мин увеличило т0 005
полного цикла ТМО (закал-
ка — деформация —старение)
провести вновь пластическую
деформацию в том же направ-
лении, в каком была совер-
шена первая деформация, то
будет наблюдаться резкое
снижение предела упругости
(рис. 233) и вновь возникнет
анизотропия.
Такие же данные по по-
следующему разупрочнению
при заключительной дефор-
мации получены на алюми-
ниевой бронзе Бр А7. В слу-
чае деформации прокаткой со
степенью обжатия 56% после
закалки предел упругости
при кручении (т0 003) составил
всего 14,5 кПмм* После-
дующее старение при 175° С
до 32,8 кГ1ммг. Когда затем
вновь провели деформацию, причем всего на 1% (растяжением),
Рис 233 Влияние пластической деформации и отпуска на свойства
бериллиевой бронзы Бр Б2.5 Исходное состояние закалка 4- на-
клеп 4- отпуск (350° С, 90 мин) Свойства измерены на продольных
образцах
/ — после закалки, деформации на 30%, отпуска н повторной дефор
мации, 2 — после такой же обработки и дополнительного отпуска
то предел упругости т0005 уменьшился до 18,5 кПмм1, а повтор
ное старение вновь увеличило его до 31,2 кПмм* [27 J.
МЕДНЫЕ СПЛАВЫ
345
По-видимому, повторный наклеп после полного цикла обра-
ботки определяет создание новых дислокационных конфигура-
ций, и при этом разрушаются («растворяются») упрочняющие
комплексы фаз типа зон Г —П., когерентно связанные с ма-
трицей 1261 Тогда «еще один повторный нагрев должен вновь
перераспределить дислокации и образовать вокруг и на них
упрочняющие комплексы (зоны), что опять определяет возра-
стание предела упругости; как показано на рис. 233, действи-
тельно наблюдается такое изменение свойств. Отсюда можно
считать целесообразным предложение А. Г. Рахштадта о при-
менении двойной ТМО для таких, в частности, сплавов, как
бериллиевая бронза, по схеме: закалка — пластическая де-
формация (со степенью обжатия 10 или 50%) — повторная
закалка (формоизменение) — окончательный отпуск (старе-
ние). В результате такой обработки получают устойчивое и
закономерное изменение свойств, достигающих высоких зна-
чений (рнс 234).
Таким образом, надо иметь в виду, что при ТМО диспер-
сионно твердеющих твердых растворов параллельно с диффу-
зионным перераспределением атомов при старении предвари-
тельно наклепанных сплавов происходит перераспределение
дефектов кристаллического строения Эти процессы взаимно
связаны и взаимно определяют друг друга, приводя при пх
оптимальном сочетании к существенному упрочнению Следует
отметить, что такое чередование пластической деформации и
нагрева для медных сплавов было в свое время единственным
эффективным средством изменения их механических свойств
и, в частности, повышения сопротивления пластической де-
формации. Установлено, что интенсивность упрочнения зака-
ленного сплава после его деформации и повторного нагрева
зависит от 1) условий выплавки (чистоты) сплава; 2) темпера-
туры и направления деформации; 3) размера зерна, 4) времени
от окончания деформации до начала повторного нагрева; 5) ско-
рости деформации (упрочнение тем больше, чем выше скорость
деформации)
Было проведено 127] сравнительное изучение предела
упру।ости, модуля Юнга, напряжения течения и ползучести
алюминиевых бронз и латуней при различных температурах
после обычной и термомеханической обработок. В указанной
работе было показано, что изменение свойств обусловлено
созданием атмосфер Сузуки на дефектах укладки, а также и
протеканием распада твердого раствора в процессе пластиче-
ской деформации, проведенной в определенных температурно-
скоростных условиях В результате ТМО оказалось возможным
расширить температурный интервал применения алюминиевых
346
ТМО НА ОСНОВЕ МЕДИ, АЛЮМИНИЯ И МАГНИЯ СПЛАВОВ
бронз и латуней (в качестве пружинных материалов), а также
улучшить их стабильность в условиях эксплуатации.
Ю. А. Скаков и К. В. Варли исследовали влияние деформа-
ции (между закалкой и отпуском) на строение и некоторые
свойства сплавов системы Си—Ni—Al, в которых содержание
алюминия было в пределах от 1,85 до 7,4%, а никеля — от 7,54
Рис 234 Зависимость свойств бериллиевой бронзы Бр Б2.5 от
продолжительности старения при 350° С Деформация до повторной
закалки 10% Цифры на кривых — выдержка при повторной за-
калке, сек
до 14,7%. В сплавах, содержащих алюминий в количестве 1,85
и 2,4% при 9,32 и 14,7% Ni (соответственно) распад твердого
раствора сопровождается выделением 0-фазы (NisAl), а в спла-
вах, легированных 6,5 и 7,4% А1 при 7,54 и 11,55% Ni соот-
ветственно, упрочняющей является p-фаза (NiAl).
Измерение параметра решетки показало, что выделяющиеся
фазы являются, строго говоря, твердыми растворами меди на
основе NisAl или NiAl. Изучение процесса старения при на-
МЕДНЫЕ СПЛАВЫ
347
греве закаленных сплавов с повышенным содержанием алюми-
ния обнаружило его сложную (двухстадийную) кинетику,
связанную с изменением формы частиц образующейся 0-фазы,
а также с различиями в характере фрагментации матрицы.
В сплавах, где упрочняющей является 0-фаза при распаде
Рис 235 Изменение элек
тросопротивлення сила
нов Си — NI — А1 взависн
мости от предыдущей
обработки (деформации)
и продолжительности
старения при 550° С
(ЮА. Скаков, К В Вар
ли, Я С Уманский)
20
10
fl ИКОН СИ
30
15 30 60 120 2W ьВОТмин
I — 14.7% N1, 2,4% А1. 2 — 9.3% Ni. 1,85% Al сплошные кривые — закалка,
пунктирные — закалка, деформация 25%
твердого раствора наблюдается одна стадия — выделение дис-
персных равновесных частиц по объему зерен.
Пластическая деформация всех исследованных сплавов
(после их закалки) вызывает распад твердого раствора, что
Рис 236 Микроструктура сплава Си Ц- 14,7% Ni Ь 2,4% AI (К В Варли)
а — после закалки с 950° С, б — после закалки с 950° С, в—после деформации
на 25% Х600
обнаруживается по уменьшению электросопротивления и изме-
нению травимости сплавов (рис. 235 и 236). Твердость и предел
упругости в данном случае значительно возрастают. Ни в одном
из сплавов на медной основе при этом не обнаруживаются де-
формационные дефекты укладки.
Влияние деформации на изменение строения и свойств при
последующем старении особенно сильно проявляется на спла-
348 ТМО СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ МЕДИ. АЛЮМИНИЯ И МАГНИЯ
вах с повышенным содержанием алюминия, где упрочняющей
является 0-фаза. Распад твердого раствора при повторном
нагреве предварительно деформированных сплавов происходит
более полно и с большей скоростью; первая стадия распада
в этих условиях не обнаруживается. По-видимому, высокая
плотность дефектов кристаллического строения, возникающих
в результате деформации, облегчает образование частиц 0-
фазы, имеющих неизоморфную с твердым раствором решетку.
Тогда при старении удается избежать стадию возникновения
метастабильных выделений и сразу получить стабильную пла-
стинчатую форму 0-фазы.
Заметного увеличения скорости распада при старении де-
формированных сплавов, упрочняемых при выделении 0-фазы
(решетка которой изоморфна решетке твердого раствора), не
наблюдается. Однако, как и в случае сплавов, упрочняемых
при выделении 0-фазы, так и сплавов с 0-фазой наблюдается
значительное увеличение предела упругости после старения
деформированных (на 25%) образцов, достигающего значения
75—85 кГ/мм\
ЛИТЕРАТУРА
349
ЛИТЕРАТУРА
2
3
4
6
7
9
10
11
12
13
14
15
16
17
19
20
21
22
23
24
26
27
28
29
Зо
31
Буйнов Н Н, Захарова Р Р Распад металлических пересыщенных
твердых растворов Изд-во «Металлургия», 1964
Гииье А Неоднородные металлические твердые растворы ИЛ, 1962
Сб «Старение сплавов», Металлургиздат, 1962, с 12
Келли А, Никл сон Р Дисперсионное твердение Изд-во «Металлур-
гия», 1965
Коиобеевский С. Т. ЖФХ, 1937, № 2, с 681
Захарова М И Сб «Рентгенография в применении к исследованию метал-
лов» М — Л , 1936, с 283
Seitz F Advances Phys , 1952, v 1, р 43
NabarroFR N Symposium on internal stresses in metals and alloys, London
1948 p 237
Bohm H Z Metallkunde. 1963, N 3, S 142
Newkirk J J Metals, 1957, v 9, p 2
Уманский Я С н др Физические основы металловедения Металлург-
нздат, 1955
Wasserman G Z Metallkunde. 1938, Н 2. S 62
Добаткин В И Сб «Легкие сплавы», вып 1, Изд. АН СССР. 1958, с 249
Ракии В Г, Буйнов Н Н ФММ, 1961, т 11, вып 1, с 59
Уманский Я С, Львовская В П, ЖТФ. 1950. т 20, вып 10, с 1167
Logan R A Phys Rev, 1955, v 100, N 2. Oct 15. p 615
B6hm H. Heimendahi M, Vierling G Z Metallkunde, 1961,
В 52. H 11. S 746
Дрнц M E. Свндерская 3 А. Рохлин Л Л Изв АН СССР
Металлургия и топливо, 1962, № 5, с 191
Свндерская 3 А, Д р и ц М Е, Ващенко А А Веб «Исследова-
ние сплавов цветных металлов» Изд-во АН СССР, 1962, № 3, С 48
Свндерская 3 А., Рохлин Л Л Магниевые сплавы, содержащие
неодим Изд-во «Наука». 1965
Горелик С С Изв АН СССР, сер физ , 1956, т 20, № 6. с 653
Свндерская 3 А, Ващенко А А Труды Института металлургии
им Байкова, Изд. АН СССР. I960, № 5, с 95.
Свндерская 3 А. Ващенко А. А. Веб «Исследование сплавов
цветных металлов» Изд АН СССР, 1963, N* 4, с 171
Murakami Y Trans Japan Inst Metals. I960, v 1. N 1, p 27
Рохлин Л Л ФММ. 1963. т. 16. вып 5. с 703.
Рахштадт А Г Пружинные сплавы Изд-во «Металлургия». 1965
Буткевич Л М. Макогон М Б, Панин В Е, Сидорова Т С
Сб «Исследования по высокопрочным сплавам и нитевидным кристаллам» Изд
АН СССР. 1963, с 154
Конобеевскнй С Т Изв АН СССР. 1943, № 13. с 185
GaylerM. L J Inst Metals, 1940, v 66, p 72
Lacombe P, Berghezan A Comptes Rendus de 1'Acad Sclens , 1949,
v 229. p 365
Entwistle A R. Wynn J К J Inst Metals. 1960. v 89. N 1. p 79
32 СкаковЮ А Металлэведенне и термическая обработка металлов, 1967,
5
ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКАЯ
ОБРАБОТКА
АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ
СПЛАВОВ
ОБЩИЕ ВОПРОСЫ
УПРОЧНЯЮЩЕЙ ОБРАБОТКИ
ЖАРОПРОЧНОЙ СТАЛИ
Создание особой отрасли современного металловедения — ме-
талловедения жаропрочных сталей и сплавов — связано с раз-
витием специального машиностроения, в котором применяются
детали, работающие при высокой температуре. В результате
совершенствования химических производств, нефтеперераба-
тывающей промышленности, строительства промышленных пе-
чей и главным образом энергетического машиностроения (соз-
дание мощных котлов, паровых турбин и в особенности газо-
вых турбин, ракетных, реактивных и атомных двигателей)
все больше возрастает потребность в металлических материалах,
способных длительное время противостоять внешним нагруз-
кам при высоких температурах.
Вначале при строительстве паровых машин и котлов на-
дежная работа наиболее напряженных узлов была обеспечена
применением существовавших в то время низкоуглеродистых
сталей.
Переход в начале века к использованию более мощных
и экономичных паросиловых установок, работающих при
более высоких температурах и напряжениях, потребовал
изыскания новых марок сталей, обладающих повышенной
прочностью при 200—400° С и коррозионной стойкостью в атмо-
сфере пара. Такими материалами оказались хромомолибдено-
вые и хромокремнистые стали перлитного класса, а также вы-
сокохромистые (12% Сг) стали полуферритного класса.
С развитием технологии различных химических производств
в двадцатых годах нынешнего столетия потребовалось, чтобы
материал соответствующих аппаратов наряду с высокой кислото-
упорностью обладал достаточной прочностью при 300—500° С.
В связи с этим были разработаны хромоникелевые стали аусте-
нитного класса с высоким содержанием хрома (18%) и ни-
келя (8%).
Строительство мощных двигателей внутреннего сгорания,
прямоточных котлов и турбин высоких параметров привело
к необходимости создания сталей, обладающих большей проч-
ностью при еще более высоких температурах (примерно до 600—
352
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
630° С). Этим требованиям не могли удовлетворять стали,
содержащие 18% Сг и 8% Ni. Состав последних был изменен
в направлении повышения содержания хрома и никеля с тем,
чтобы сгаль по-прежнему относилась к аустенитному классу,
а также в направлении дополнительного легирования вольф-
рамом, молибденом, ванадием, титаном, ниобием, кобальтом
и другими элементами.
Дальнейшее развитие энергетической техники привело к соз-
данию в сороковых годах промышленных образцов газотурбин-
ных — прямоточных и реактивных —двигателей. Условия ра-
боты материалов основных деталей газотурбинных двигателей —
лопаток и дисков турбины, а также камер сгорания (жаровых
труб) — значительно труднее (весьма высокие напряжения
при температурах порядка 800—1200° С), чем двигателей вну-
треннего сгорания или котло-турбоустановок. Поэтому попытки
использовать для изготовления деталей газовых турбин при-
менявшиеся для двигателей внутреннего сгорания аустенит-
ные стали не могли полностью решить поставленной проблемы.
Изучение жаропрочных свойств различных металлических ма-
териалов показало целесообразность применения сплавов на
основе никеля, кобальта, хрома, а также более тугоплавких
металлов — в первую очередь молибдена.
Условия высокотемпературной службы в общем случае
весьма сложны и предъявляют к металлическим материалам,
используемым для изготовления деталей, работающих при вы-
соких температурах, весьма жесткие и разносторонние требова-
ния по прочности, пластичности, стойкости в различных сре-
дах и при разных режимах приложения нагрузок и т д. Эти
требования определяют сложный состав таких сталей и сплавов.
Несмотря на сложность состава, сплавы должны быть:
технологичными, что позволяет организовать серийное про-
изводство деталей; однородными по строению и свойствам,
сохраняющими необходимый уровень физических свойств
(удельного веса, теплопроводности, коэффициента линейною
расширения и др.); в композиции сплавов нежелательно иметь
значительное количество дефицитных элементов.
Однако жаропрочность — основное свойство, которым дол-
жен обладать материал деталей, работающих при высоких тем-
пературах.
Создание жаропрочных сплавов, обладающих стабильно-
стью структуры в сложных условиях эксплуатации, связано
с известными трудностями в разработке специфичной методики
исследования и испытания этих сплавов. Методика исследова-
ния должна в какой-то мере имитировать условия высокотем-
пературной службы реальных деталей и, следовательно, преду-
ОБЩИЕ ВОПРОСЫ
353
сматривает использование специальной аппаратуры, надежно
работающей длительное время при высокой температуре.
Многообразие эксплуатационных условий, а следовательно
и требований, предъявляемых к жаропрочным сплавам, опре-
деляет и многообразие типов испытательной аппаратуры. Сле-
дует иметь в виду, что сопротивление сплавов действию внешних
нагрузок при высоких температурах может характеризоваться
различными свойствами. Причем в зависимости от условий
службы деталей в конструкциях одни свойства имеют большее
значение, чем другие.
Так, высокое сопротивление ползучести является одним из
основных требований, предъявляемым к материалам, которые
используют в стационарных установках, работающих весьма
продолжительно на установившемся режиме. Основные харак-
теристики материала, применяемого для авиационных турбо-
реактивных двигателей, работающих несколько сот часов, —
это длительная прочность и способность выдерживать кратко-
временные перегрузки. Для сталей, используемых при изго-
товлении клапанов двигателей внутреннего сгорания, основным
требованием является достаточно высокий предел усталости
при рабочих температурах. Материал лопаток турбокомпрес-
соров, вращающихся с большим числом оборотов, должен иметь
высокую прочность на растяжение под действием центробеж-
ных сил. Материалы для деталей жаровых труб и камер сгора-
ния, не подвергающиеся значительной нагрузке и омываемые
газами, имеющими высокую температуру, должны хорошо
сопротивляться коррозионному разрушению в процессе экс-
плуатации. Диски турбореактивных двигателей воспринимают
комплекс весьма больших напряжений при повышенных тем-
пературах и определяющим свойством материала этих дета-
лей является высокая прочность в эксплуатационных усло-
виях.
Таким образом, наряду с использованием стандартной
аппаратуры необходима разработка разнообразной новой аппа-
ратуры для испытания жаропрочных свойств, а также для
исследования специфического строения жаропрочных сплавов.
По мере развития металловедения жаропрочных сплавов
развиваются и уточняются основные теоретические положения,
лежащие в основе создания этих сплавов. Параллельно со-
вершенствуется методика исследования, создается новая аппа-
ратура и вырабатываются определенные приемы изучения много-
компонентных металлических систем, определяющих современ-
ные жаропрочные сплавы. Развитие основных теоретических
представлений и совершенствование методики исследования
следует рассматривать совместно.
23 Бернштейн
354
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
Жаропрочные сплавы являются в основном сложнолегиро-
ванными, а их обработка предусматривает создание тонких
и весьма устойчивых изменений строения, обеспечивающих
длительную надежную работу в тяжелых эксплуатационных
условиях, эти обстоятельства накладывают особые ограничения
на условия металлургического производства этих сплавов.
Вакуумная металлургия, практика введения в состав сплава
малых добавок, использование шихтовых материалов высокой
чистоты, применение особых приемов ведения плавки, а также
специальных методов горячей механической обработки — все
это нашло свое развитие главным образом в связи с совершен-
ствованием жаропрочных сплавов.
Таким образом, в металловедении жаропрочных сплавов
разрабатывают и изучают сложные по составу металлические
материалы, отличающиеся от всех обычных конструкционных
сталей и сплавов особой тонкостью и стабильностью строения;
эти материалы отличаются также тем, что их используют в тя-
желых условиях эксплуатации, одновременное и продолжитель-
ное воздействие высоких температур и напряжений.
Теоретические основы этой отрасли металловедения, исполь-
зуемые при изыскании жаропрочных сплавов, создаются с при-
влечением современных представлений металлофизики о строе-
нии реальных металлов и сплавов. Экспериментальная база
металловедения жаропрочных сплавов предусматривает ис-
пользование тонкой методики исследования и создание совер-
шенной аппаратуры, отличающейся большой чувствительно-
стью и точностью.
В настоящее время во всех отраслях техники наметилась
тенденция значительного роста скоростей и повышения потреб-
ляемых мощностей, поэтому необходимость работы металличе-
ских материалов во многих машинах и механизмах при высо-
ких температурах становится очевидной. Этим обстоятельством
определяется дальнейшее совершенствование и развитие ме-
талловедения жаропрочных сплавов.
Изыскание новых сплавов должно, очевидно, развиваться
не только в направлении комплексного легирования сплавов
на железной и никелевой основах, но также и создания сплавов
на других основах — хрома, молибдена, ниобия и других
элементов (см. табл. 30).
Разработка жаропрочных сплавов на основе титана, цир-
кония, хрома, ниобия, молибдена, тантала или вольфрама
пока еще отстает от разработки аустенитных жаропрочных
сплавов на основе железа или никеля.
Так, для титановых сплавов, ограничения по рабочей тем-
пературе обусловлены протеканием полиморфных превращений.
ОБЩИЕ ВОПРОСЫ
355
ТАБЛИЦА 30 СОПРОТИВЛЕНИЕ ПОЛЗУЧЕСТИ НЕКОТОРЫХ
ЧИСТЫХ МЕТАЛЛОВ
Элементы Предел ползучести (1% за 24 ч), кГ/мм* Плотность (у) г/см* %
Сг 3,1—4,7 1 ; 7,14 0,425—0,62
Nb 4,45 8,57 0,52
Мо 4,65—6,1 10,2 0,455—0,6
W 9,4 । 19,36 0,49
0,42
Введение в состав сплавов а-стабилизаторов должно привести
к повышению жаропрочности при температурах до 500° С,
однако это связано одновременно с повышением хрупкости
и возможным возникновением преждевременного разрушения.
Тогда, по-видимому, следует проводить комплексное легирова-
ние а- и 0-стабилизаторами и, отсюда, термическую обработку,
использующую эффект полиморфного превращения и старения.
При необходимости использования новых титановых сплавов
при температурах, значительно превышающих те, при которых
работают современные сплавы на основе титана, нужны сплавы
с полностью стабилизированной 0-структурой.
Для ниобия, молибдена, тантала или вольфрама нет этих
затруднений, обусловленных полиморфными превращениями;
все эти металлы имеют о. ц. к. решетку во всем интервале
применяемых температур. Исследования жаропрочности с уче-
том различного характера деформации и разрушения в усло-
виях высокотемпературной или низкотемпературной ползуче-
сти показали, что тантал, молибден и ниобий обнаруживают оба
вида ползучести, титан и вольфрам — только низкотемператур-
ную ползучесть, а гафний и хром — высокотемпературную
ползучесть. Особенностями этих металлов является то, что
дислокации в них (учитывая о. ц. к. решетку) не являются
растянутыми и это облегчает поперечное скольжение и перепол-
зание. Однако энергия образования порога выше в металлах
с о. ц. к. решеткой, чем в металлах с г. ц. к решеткой.
В условиях низкотемпературной ползучести металлы
с о. ц. к. решеткой будут обнаруживать незначительное дефор-
мационное упрочнение, поскольку сопротивление движению
дислокаций на параллельных плоскостях скольжения, веро-
ятно, перекрывается аннигиляцией разноименных винтовых
дислокаций путем поперечного скольжения. После протекания
в определенной мере процесса возврата, приводящего к обра-
зованию леса дислокаций, и когда скользящие дислокации бу-
дут пересекать этот лес, деформационное упрочнение станет
23*
356
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
более интенсивным как результат высокой энергии образова-
ния порогов.
При высокотемпературной ползучести переползание дисло-
каций является контролирующим деформацию процессом; в ме-
таллах с о. ц. к. решеткой удается четко проследить процесс
полигонизации, а также образования фрагментированной
структуры. Возрастает роль приграничных объемов — через
число вакансий, которые определяют интенсивность контроли-
руемых диффузией процессов. Относительно более легкое по-
перечное скольжение и переползание в металлах с о. ц. к. ре-
шеткой по сравнению с металлами с г. ц. к. решеткой может
означать, что дисперсные фазы упрочняют первые менее эффек-
тивно, чем вторые. Поскольку переползание является опре-
деляющим процессом высокотемпературной ползучести и в слу-
чае металлов с о. ц. к. решеткой следует учитывать, что поверх-
ность раздела частица — матрица можно рассматривать как
источник вакансий, облегчающих переползание. Поэтому ко-
герентная стадия распада более желательна, чем некогерентная
для повышения сопротивления ползучести в о. ц. к. металлах.
Термическая обработка жаропрочных аустенитных сплавов
основана на процессах старения пересыщенных твердых раст-
воров.
Обычно старение происходит в тех металлических сплавах,
которые в результате предшествующих обработок получили
метастабильное строение, связанное в первую очередь с иска-
жениями кристаллической решетки. Метастабильное строение
определяет повышенный уровень свободной энергии сплава
и поэтому, согласно положениям термодинамики, возможен
переход сплава из метастабильного в стабильное состояние.
Этот переход, составляющий смысл явления старения, свя-
зан с атомными перемещениями и при комнатной температуре
происходит с трудом; поэтому естественное старение протекает
продолжительное время. При повышении температуры атом-
ные перемещения облегчаются — искусственное старение со-
вершается быстро, причем тем быстрее, чем выше температура
нагрева.
Способность к старению, связанному с распадом пересыщен-
ных твердых растворов, определяется переменной и увеличи-
вающейся с температурой растворимостью второго компонента В
в твердом растворе у (рис. 237). После нагрева на температуру
и быстрого охлаждения до комнатной температуры твердый
раствор становится пересыщенным и в связи с этим метастабиль-
ным- в его кристаллической решетке будет растворено такое
ОБЩИЕ ВОПРОСЫ
357
количество (п) компонента В, которое превышает предел рас-
творимости (т) при комнатной температуре. Обычно нагрев
под закалку проводят на температуру /заК, переводя в твердый
раствор все присутствующее в сплаве количество компонента В.
В пересыщенном- твердом растворе протекают процессы,
связанные с его распадом и с переходом в стабильное состояние,
что и приводит к старению. Процесс распада пересыщенных
твердых растворов, протекающий в микро- или даже субмикро-
объемах, изучать довольно трудно;
для его наблюдения необходима
тонкая методика рентгенострук-
турного анализа или электронная
микроскопия.
Вероятно механизм этого про-
цесса следующий: вначале в ре-
шетке пересыщенного твердого
раствора происходит диффузия
атомов В и скопление их в опреде-
ленных участках кристаллической
решетки. Вторая стадия процес-
са—формирование в обогащенных
компонентом В участках новых
кристаллических решеток проме-
жуточных или стабильных фаз;
однако эти решетки на начальном
графически близкими к исходной матричной решетке твердого
раствора. Третья стадия — отрыв решеток друг от друга и
образование самостоятельных, весьма дисперсных частиц второй
фазы. Четвертая стадия — укрупнение (коагуляция) частиц
фазы.
При естественном старении распад пересыщенных твердых
растворов заканчивается обычно на первой, реже на второй
стадии; чем выше температура нагрева при искусственном
старении, тем меньше должна быть выдержка для достижения
четвертой, завершающей стадии. Иногда наблюдается наложе-
ние отдельных стадий.
Косвенным показателем, определяющим процесс старения
при распаде пересыщенных твердых растворов с образованием
частичек твердой фазы, является твердость. Когерентная связь
двух различных решеток, как и образование весьма дисперсных
частиц второго компонента, приводит к резкому повышению
сопротивления пластической деформации, к повышению твер-
дости. Однако если первые три стадии процесса приводят
к упрочнению сплава — дисперсионному твердению, то четвер-
тая стадия — коагуляция дисперсных частиц — связана с па-
358
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
дением твердости. Следовательно, изменение твердости пере-
сыщенного твердого раствора в процессе его старения характе-
ризуется кривой с максимумом, причем экстремальный ход
кривой будет наблюдаться в процессе старения при постоянной
температуре и увеличивающейся выдержке, а также при посто-
янной выдержке и увеличивающейся температуре (рис 238).
Итак, протекание старения определяет упрочненное со-
стояние дисперсионно твердеющих сплавов. В зависимости от
состава сплава и природы второй фазы это упрочненное состоя-
ние может быть весьма стабильным в высокотемпературных
условиях.
рис 238 Изменение твердости стареющих сплавов Схема
а — старение при постоянной температуре и увеличивающейся
выдержке, б—старение при постоянной выдержке и повышаю-
щейся температуре
Большое влияние на характер и интенсивность распада
пересыщенных твердых растворов при старении оказывают
особенности тонкого строения реальных сплавов. Особенно
большое влияние на дисперсионное твердение алюминиевых
сплавов оказывает дислокационная структура 11] Для спла-
вов железа, естественно, наблюдаются различия в случае ста-
рения твердых растворов внедрения или замещения При изу-
чении выделения карбида железа из пересыщенного a-твер-
дого раствора на ранних стадиях процесса Лесли, Фишер и
Сен 12] наблюдали существование углеродных атмосфер вокруг
дислокаций, а на более поздней стадии они обнаруживали пла-
стинки дендритных карбидов, которые, по-видимому, заро-
ждались на дислокациях. Предположение, что указанные
дендритные выделения лежат в плоскостях (110] о. ц. к ма-
трицы, а ветви дендритов параллельны направлениям (111/,
подтвердилось, в основном, при исследовании тонких пленок
на просвет.
Температурный интервал, в котором наблюдается образо-
вание дендритных карбидов, зависит от содержания углерода
и азота в железе: при 0,23% С они видны после старения при
ОБЩИЕ ВОПРОСЫ
359
комнатной температуре и при 100° С [3—51, тогда как в же-
лезе с 0,019% С и 0,004% N — лишь после старения при 200° С
[61. Если некоторые дендриты, являющиеся пластинками це-
ментита, действительно вытянуты вдоль направлений fill)
в плоскостях {110}, *то большинство дендритов состоит из не-
больших пластинок е-карбида, которые растут вдоль направле-
ний (100) в плоскостях {100} (рис. 239). На рис. 240 пластинки
Рис 239 Электронная микрофо
тография фольги сплава Fe 4-
4- 0.23% С после закалки в воде
с 690° С и старения при 100° С.
100 ч [5], видны дендриты е-кар-
бида, зародившиеся иа дислока
циях
Рис 9 40 Электронная микрофо-
Totрафия фольги сплава Fe 4-
4-0,23% С после закалки в воде
с 690° С и естественного старе-
ния в течение 18 месяцев [5],
в плоскостях (100| матрицы
видны пластинки е карбида не-
правильной формы
8-карбида имеют вид неправильных дисков; часто образуются
группы, состоящие из трех пластинок. Вблизи границ зерен
были найдены свободные от выделений зоны, что свидетельствует
о зарождении выделений на скоплениях вакансий [11.
Предполагается следующая последовательность распада
в сплавах Fe—С: сначала выделяется метастабильный е-карбид
по плоскостям {100}, затем цементит по плоскостям {110}.
Метастабильная фаза, по-видимому, зарождается в виде отдель-
ных пластинок или групп пластинок на скоплениях вакансий
или на дислокационных петлях, образующихся из вакансий.
В сплавах Fe—N электронномикроскопические исследова-
ния на просвет подтвердили, что и в этом случае происходит
360
TMO АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
последовательное выделение нитрида железа из пересыщенного
феррита: вначале образуется метастабильная а"-фаза (Fe^N,,),
имеющая объемноцентрированную тетрагональную решетку
с параметром с, значительно большим, чем у ферритной ма-
трицы, а затем образуется стабильный у'-нитрид (Fe4N). Ме-
тастабильная а"-фаза выделяется по плоскостям {100} матрицы,
а также на дислокациях (рис. 241). Выделения на дислокациях
Рис 241 Электронная мнкрофото
графня фольги сплава Fe 4-0,12% N
после закалки в соляном растворе
с 600° С и старения при 125° С,
10 мин, видна тонкая непрерывная
лента а "-фазы, зародившейся на
дислокации [1]
Рис 242 Электронная микрофотгра-
фия фольги сплава Fe 4- 0,12% N
после закалки в соляном растворе
с 600° С после пластической деформа
ции и старения при 125° С, 10 мин,
видны неровные прерывистые выделе-
ния а "-фазы, зародившиеся надисло
кации [1]
обычно имеют вид гладкой ленты; если образец перед старением
подвергали деформации, то выделения становятся неровными
(рис 242). Фишер объясняет это явление следующим образом
111. Выделение образуется на дислокации только тогда, когда
дислокация лежит в плоскости {100}. Если речь идет о дислока-
ционной петле или сегменте — образование выделения начи-
нается на отрезке дислокации, лежащем в плоскости (100},
а остальные части дислокации при этом поднимаются к этой
плоскости. В результате образуется непрерывная лента выде-
ления. Когда сплав деформируется перед старением, линии
дислокации настолько искажаются, что их «подтягивание»
к плоскости {100} становится невозможным, и образование
ОБЩИЕ ВОПРОСЫ
361
выделений происходит только на отрезках дислокаций. Эти
дислокации находятся между порогами в плоскостях {100},
вследствие чего выделения получаются неровными, состоя*
щими из отдельных участков (рис. 242).
При высоких температурах старения перед образованием
стабильной у'-фазы наблюдается интересный эффект стабилиза-
ции дефектов упаковки, являющихся обычно неустойчивыми
в металлах с о. ц. к. решеткой. Однако в сплавах Fe—N после
отпуска при 350° С появляются участки с характерным для
Рис 243 Элек-
тронная микрофо
тография (в тем
ном поле) фольги
сплава Fe +
-1-0.12% N после
закалки в соля-
ном растворе
с 600° С и старе-
ния при 350е С.
3 мин. видно об-
разование выде
лений на дефектах
упаковки [1]
дефектов упаковки контрастом (рис. 243). По мнению Фишера,
это явление объясняется сегрегацией азота на дефектах упа-
ковки в плоскостях {112}, что снижает их энергию и способ-
ствует устойчивости. Так как в этом случае скопления азота
достигают толщины в несколько элементарных ячеек, то при
дальнейшем старении эти места являются зародышами выделе-
ний стабильной у'-фазы.
По влиянию особенностей тонкого дислокационного строения
на распад пересыщенных твердых растворов замещения на
основе железа экспериментальных данных меньше. В работах
(7, 81 наблюдалось три типа распада в сплавах Fe—Мо: непре-
рывное выделение промежуточной фазы Fe7Moe при темпера-
турах старения выше 1000° С, прерывистое выделение т]-фазы
(богатого молибденом твердого раствора) в интервале температур
от 500 до 1000° С и непрерывное выделение скоплений, которые
затем превращаются в т)-фазу при температурах ниже 500° С.
Эти начальные стадии распада при низких температурах ста-
рения, как показали наблюдения на фольгах, характеризуются
образованием дислокационных петель диаметром около 800 к
в плоскостях {100} матрицы с векторами Бюргерса, по-види-
мому, равными а/2 11111. При дальнейшем старении атомы
362
TMO АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
молибдена диффундируют к дислокационным петлям и образуют
тонкие диски выделений, которые затем растут и превращаются
в трфазу с о. ц. к решеткой.
В сплавах замещения на основе никеля, легированных
титаном и алюминием, было показано [10], что ц-фаза (NisTi)
внутри зерен зарождается на дефектах упаковки; распад
с выделением этой фазы усиливается, если перед старением
сплав был подвергнут холодной деформации Замена титана
алюминием в ряде сплавов стабилизирует -/-фазу и подавляет
прерывистое выделение т|-фазы. Следует отметить, что проч-
Рис 244 Элек
тронная микрофо
тография фольги
силана Ni 4- 20%
Сг4-6,1 % Т1 после
закалки с II50°С
и старения при
750” С, 32 ч [11],
видно непрерыв-
ное выделение
V'-фазы и прсры
вистое выделенке
Т|-фазы
ность сплавов системы Ni—Ti—Al определяется выделением
у'-фазы, а при образовании т]-фазы наступает разупрочнение.
На рис. 244 показаны ряды кубических образований у'-фазы,
которые получились при непрерывном выделении, и большие
пластины т]-фазы, которые образовались при прерывистом
выделении.
В промышленных жаропрочных сплавах на основе никеля
(нихрома) процессы распада при старении протекают почти
так же, как и в модельных сплавах системы Ni—Сг—Ti—Al.
Мелкодисперсные кубические выделения у'-фазы, содержащие
многочисленные растворенные элементы, расположены рядами
вдоль направлений (100) по плоскостям {100}; при длительном
старении появляются изолированные пластинки т)-фазы. Осо-
бенностью промышленных жаропрочных сплавов является
чрезвычайно большая устойчивость мелкодисперсных выде-
лений у'-фазы, что определяет высокие эксплуатационные
свойства. Кроме того, в промышленных сплавах в связи с на-
личием в них углерода наблюдается образование карбидов.
Для жаропрочной стали аустенитного класса стабильной
является структура, состоящая из кристаллитов основного
у-твсрдого раствора. В таком растворе после весьма продолжи-
ОБЩИЕ ВОПРОСЫ
363
тельных нагревов на различные температуры период решетки
не меняется, что свидетельствует о выделении всех избыточных
фаз (карбидных, интерметаллидных и др ) из твердого раствора.
Избыточные фазы, также присутствующие в структуре аусте-
нитной стали, достаточно укрупнены и располагаются по всему
зерну, особенно концентрируясь по границам зерен.
Однако стабильное состояние сплавов, при котором жаро-
прочность определяется в основном химическим составом твер-
дого раствора, не всегда может обеспечить повышенную проч-
ность деталей в условиях высоких температур и напряжений
Тогда применяют упрочняющую термическую обработку, в ре-
зультате которой сталь приобретает метастабильное строение.
При упрочняющей термической обработке происходит: 1) на-
сыщение твердого раствора легирующими элементами за счет
растворения в нем упрочняющих фаз — операция закалки
(гомогенизации); 2) последующее выделение некоторой части
легирующих элементов из твердого раствора, также в виде
упрочняющих фаз, но уже в мелкодисперсной форме — старе-
ние сплава
Закалка. Жаропрочная аустенитная сталь после отжига
находится в стабильном состоянии При нагреве на высокие
температуры (900—1300° С) в стали происходят изменения,
связанные с растворением упрочняющих фаз (карбидных,
интерметаллидных и других) в у-твердом растворе и происхо-
дит рост зерен легированного аустенита
В результате многочисленных исследований установлены
основные закономерности процессов, происходящих при вы-
сокотемпературном нагреве аустенитной жаропрочной стали
Температура, при которой начинается частичное растворе-
ние упрочняющей фазы, зависит от природы этой фазы, размера
частиц и природы твердого раствора.
При изучении процесса растворения упрочняющей фазы
показано, что с повышением температуры последовательно
протекают следующие стадии
а) растворение субмикроскопических частиц и коагуляция
их до видимых размеров, металлографический анализ показы-
вает в этом случае увеличение общего числа частиц упрочняю-
щих фаз за счет процесса коагуляции,
б) растворение мелких и коагуляция (рост) крупных ча-
стиц, металлографический анализ показывает некоторые умень-
шения числа частиц упрочняющих фаз на единицу площади
шлифа;
в) растворение крупных, скоагулированных частиц, ока-
завшихся неустойчивыми при очень высокой (1000—1300° С)
температуре; металлографический анализ показывает почти
364
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
чистые зерна аустенита, без заметных под микроскопом частиц
упрочняющей фазы.
Естественно, первые две стадии протекают при сравни-
тельно невысоких температурах. Графически это можно изобра-
зить кривой с максимумом. При более высоких температурах
наблюдается сочетание последних двух стадий и, наконец,
при очень высокой температуре получается кривая, характе-
ризующая протекание одной последней стадии процесса
(рис. 245).
HUH V
Т (логарифмический масштаб)
Рис 245 Изменение чис-
ла видимых под микро-
скопом карбидных частиц
в зависимости от темпе-
ратуры закалки и про-
должительности выдерж-
ки стали типа 14-14-2 (15]
Таким образом, обычный металлографический анализ не
всегда может дать достоверные результаты по определению
начала растворения упрочняющей фазы. Применение магнит-
ного метода анализа и определения электросопротивления
позволяет с большой точностью определить протекание струк-
турных изменений при нагреве аустенитной стали под закалку.
Сложный кубический карбид на базе Сг23Св начинает рас-
творяться в легированном аустените стали 4Х14Н14В2М при
900® С. Растворение упрочняющей фазы, состоящей также из
хромистых кубических карбидов, в твердом растворе сплава
ХН60 начинается лишь при 1050° С (выдержка в течение часа).
В данном случае сказывается влияние природы твердого рас-
твора ферронихрома, построенного на базе у-решетки никеля
и обладающего, по-видимому, меньшей способностью к раство-
рению карбидов, чем у-твердый раствор, построенный на базе
железа.
Влияние строения упрочняющей фазы на температуру на-
чала ее растворения в легированном аустените можно просле-
дить на примере сталей 18-8 и 18-8TL Если в стали 18-8 замет-
ное растворение кубических карбидов хрома происходит при-
ОБЩИЕ ВОПРОСЫ
366
мерно при 850° С, то в стали 18-8Т1 наблюдается растворение
незначительного количества очень дисперсных карбидов ти-
тана при 1150—1200° С; основное количество карбидов титана
начинает растворяться лишь при 1300° С. При этом наблю-
дается связь между-повышением температуры начала растворе-
ния упрочняющих фаз и содержанием титана в стали
Одновременно с растворением упрочняющих фаз начинается
вначале медленный, а затем ускоренный рост аустенитных
зерен. Начало роста зерен при нагреве аустенитной жаропроч-
ной стали определить металлографическим анализом весьма
трудно из-за большой неоднородности в размерах зерен исход-
ной структуры. Многочисленные исследования, проводимые
различными методами, и, в частности, методом рентгенострук-
турного анализа, показывают, что рост зерен аустенита при
высокой температуре может быть связан с процессами раство-
рения упрочняющих фаз.
При проведении закалки (гомогенизации) аустенитных жа-
ропрочных сталей необходимо соблюдать следующие условия:
1. Температура нагрева должна обеспечивать протекание
всех процессов, необходимых для достижения требуемой сте-
пени растворения упрочняющих фаз и приемлемого укрупнения
аустенитного зерна.
2. В процессе выдержки должны протекать реакции, свя-
занные с растворением легирующих элементов в у-твердом
растворе при относительно равномерном укрупнении его зерен.
3. Скорость охлаждения после соответствующей выдержки
при температуре закалки должна быть достаточной, чтобы
зафиксировать состояние пересыщенного твердого раствора,
которое было получено при нагреве.
Режимы термической обработки, обеспечивающие выполне-
ние этих условий, подбирают для каждой конкретной стали
экспериментально.
Скорость нагрева под закалку вследствие отсутствия фазо-
вых превращений ограничивается только пониженной тепло-
проводностью высоколегированных жаропрочных сталей, опре-
деляющей рост температурного градиента по сечению изделий
и, следовательно, рост напряжений.
Температура закалки должна быть высокой, что может
вызвать заметное окисление, особенно недопустимое для изде-
лий с малыми допусками, поэтому необходимо создание без-
окислительной атмосферы при нагреве под закалку ряда жаро-
прочных сталей.
Изучая свойства закаленных аустенитных сталей, следует
обратить внимание на закалку, на так называемое крупное и
мелкое зерно.
366
TMO АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
Величина аустенитного зерна для данной стали зависит
в основном от температуры закалки. Известно, что-
1) мелкозернистая аустенитная сталь обладает при ком-
натной температуре более высокими прочностью и твердо-
стью, но меньшей пластичностью, чем крупнозернистая
о.у>,Ъ
70 г
W ь------------'ll*
20 500 000700800tX
Рис 246 Изменение пластичности
крупнозернистой (сплошная кривая)
и мелкозернистой (пунктирная кри-
вая) стали 14-14-2 при высокотем
пературных испытаниях на растя
женнс
сталь;
2) при высоких температурах до определенной, так назы-
ваемой эквикогезивной температуры (/экв) прочностные свой-
ства мелкозернистой стали оказываются выше, чем крупно-
зернистой; при температурах выше эквикогезивной наблю-
дается обратное соотношение. Ве-
личина эквикогезивной темпера-
туры зависит от состава стали,
скорости деформации при механи-
ческих испытаниях, структуры
стали и, в частности, от величины
зерна
При горячих статических крат-
ковременных испытаниях на рас-
тяжение закаленной мелко- и
крупнозернистой стали наблюдает-
ся снижение пластических свойств
в определенном интервале темпе-
ратур (500—800° С), а затем снова
их повышение.
Разница между изменением пластических свойств (б, ф)
крупно- и мелкозернистой стали при высокотемпературных
испытаниях заключается в том, что «провал» пластических
свойств для мелкозернистой стали по абсолютным значениям
намного меньше, чем для крупнозернистой, и смещен к более
низким температурам. У закаленной на мелкое зерно аустенит-
ной жаропрочной стали падение пластических свойств при крат-
ковременных высокотемпературных испытаниях на разрыв
практически незначительное (рис. 246)
Испытания на длительную прочность и на ползучесть пока-
зывают, что при температурах выше ?экв более высокими пре-
делами ползучести и длительной прочности обладает крупно-
зернистая сталь, а при температурах испытания ниже /экв
более высокими свойствами прочности обладает мелкозернистая
сталь, которая имеет к тому же повышенный предел усталости
при комнатной температуре.
Кроме того, в закаленной стали наблюдается общее
падение электросопротивления при нагреве на 500—900° С,
причем исходное значение электросопротивления при комнат-
ной температуре будет ниже для мелкозернистой струк-
ОБЩИЕ ВОПРОСЫ
367
туры 1, чем для крупнозернистой. Последующее падение элек-
тросопротивления при нагреве меньше у стали, закаленной на
мелкое зерно.
Определено также, что крупнозернистая сталь отличается
несколько большей- склонностью к интеркристаллитной кор-
розии, чем мелкозернистая
Таково в общих чертах чисто качественное влияние темпе-
ратуры закалки на механические и физические свойства аусте-
нитной жаропрочной стали.
Последующее изучение показало, что до taKB излом образ-
цов проходит по зерну, т. е является интракристаллитным,
а выше эквикогезивной температуры — интеркристаллитным,
т е. проходит по границам зерен. Впервые обнаружившие это
явление Джефрис и Арчер высказали предположение, что это
объясняется различным воздействием температуры на проч-
ность границ зерен и самого зерна. При температуре, равной
/эк„, прочность границ зерен и самих зерен одинакова; поэтому
при /экв наблюдаются смешанные изломы.
Такое объяснение влияния температуры является непол-
ным. В самом деле, если, придерживаясь схемы Джефриса и
Арчера, еще можно объяснить влияние величины зерна на
прочность, то трудно объяснить, например, изменение пласти-
ческих или вязких свойств в мелко- и крупнозернистой стали.
Как указывалось, на поведение металла при ползучести
влияет относительное сопротивление деформации самих зерен
и их приграничных зон. Очевидно, отношение объема межкри-
сталлитных зон к объему собственно зерен (а это отношение
зависит от размера зерен) должно влиять на явление ползу-
чести. Считают, что когда ползучесть связана с деформацией
зерен, мелкозернистый металл будет иметь более высокое со-
противление ползучести. Напротив, когда ползучесть опреде-
ляется деформацией в приграничных объемах, сопротивление
ползучести мелкозернистого металла будет меньше, чем круп-
нозернистого
Однако эти соображения нельзя принимать безоговорочно.
Например, Хансен и Зандфорд показали [12], что для олова
существует оптимальный размер зерна, которому соответ-
ствует минимальная скорость ползучести и максимальная дли-
тельная прочность. Аналогичные наблюдения были сделаны
на алюминии и цинке Круссаром [13].
Влияние размера зерна может быть также связано с влия-
нием других факторов, относящихся к выплавке. Известна,
* Если эта структура получена в результате более низкой температуры закалки,
что, следовательно, соответствует меньшей степени пересыщения твердого раствора
368
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
например, роль алюминия, применяемого для раскисления
углеродистых и малолегированных сталей и влияющего на раз-
мер зерна. Следует выяснить, влияет ли добавка алюминия
на изменение сопротивления ползучести, и если это так, то свя-
зано ли это изменение с присутствием алюминия или с измене-
нием размера зерен
Систематические исследования Беннека и Бан дел я [141
позволили сделать некоторые выводы относительно влияния
алюминия на сопротивление углеродистых сталей ползучести.
Наиболее важный вывод из этих исследований состоит в том,
что главным фактором является размер зерен аустенита, а не
зерен a-фазы. Гипотеза Джефриса о различном сопротивлении
ползучести самих зерен и их границ не объясняет влияния раз-
мера зерна аустенита. Было доказано, что величина зерна
феррита не является определяющим фактором.
В случае закаленных аустенитных сталей основное влияние
на жаропрочные свойства оказывает не величина зерна, а вну-
тренние процессы, протекающие при совместном влиянии тем-
пературы и напряжения.
Не говоря уже о том, что понятия «крупное» и «мелкое»
зерно являются относительными, получение зерна той или
иной величины определяется реакциями растворения, выделе-
ния и коагуляции упрочняющих фаз. Чаще всего крупнозер-
нистая структура стали получается в том случае, если в про-
цессе нагрева под закалку произошло полное или почти полное
растворение упрочняющих фаз, твердый раствор стал макси-
мально легированным, а его зерна могут беспрепятственно ра-
сти под влиянием температуры и времени выдержки при за-
калке. Закалка на мелкое зерно связана с нагревом стали на
более низкие температуры, когда происходит растворение
лишь тех частиц упрочняющих фаз, которые находятся в мелко-
дисперсном состоянии, тогда как заметная часть сохранив-
шихся скоагулированных крупных частиц препятствует сво-
бодному росту зерен твердого раствора.
Крупное зерно, полученное после закалки аустенитной
стали с температур, вызывающих значительное насыщение
твердого раствора легирующими элементами, при отсутствии
большого количества включений упрочняющей фазы в свою
очередь определяет:
1) низкую прочность и высокую пластичность при комнат-
ной температуре;
2) резкое падение пластических свойств при высокотемпе-
ратурных испытаниях на растяжение, падение электросопро-
тивления и повышенную склонность к интеркристаллитной
коррозии за счет выделения упрочняющих фаз из насыщенного
ОБЩИЕ ВОПРОСЫ
369
легирующими элементами твердого раствора. Этот процесс
протекает преимущественно по границам зерен, поскольку
именно на поверхностях раздела наиболее благоприятные
условия для зарождений новой фазы;
3) некоторое повышение пластических свойств при более
высоких температурах испытания, связанное с частичной
коагуляцией упрочняющих фаз и возможным растворением
небольшого числа мелкодисперсных частиц в твердом растворе.
Этот процесс растворения приводит к некоторому повышению
величины электрического сопротивления;
4) значительное развитие процессов дисперсионного твер-
дения Кроме того, крупнозернистая сталь отличается мень-
шей способностью к коагуляции упрочняющей фазы по сравне-
нию с мелкозернистой. Это может быть объяснено отсутствием
готовых центров коагуляции — нерастворениых частиц упроч-
няющей фазы — или, возможно, изменением состава упроч-
няющей фазы, выделяющейся из более пересыщенного леги-
рующими элементами твердого раствора. Такая замедленная
коагуляция упрочняющей фазы в крупнозернистой стали при
ее нагреве объясняет и более высокую ее прочность по срав-
нению с мелкозернистой, если температура испытания выше;
5) при температурах ниже /экв в крупнозернистой стали
не происходит выпадения упрочняющих фаз, и поэтому она
оказывается, естественно, менее жаропрочной, чем мелкозер-
нистая.
В структуре закаленной мелкозернистой стали имеются
зерна твердого раствора, в котором расположены многочислен-
ные включения нерастворившейся упрочняющей фазы. Такая
структура будет лучше сопротивляться деформациям, чем
твердый раствор, полученный после высокотемпературного
нагрева, это и определяет большую прочность и меньшую пла-
стичность мелкозернистой закаленной стали при комнатной
температуре по сравнению с крупнозернистой.
Так как насыщение твердого раствора легирующими эле-
ментами при нагреве на умеренно высокие температуры закалки
происходит в сравнительно небольшой степени, то и последу-
ющие процессы выпадения упрочняющих фаз при нагревах
до температур испытания происходят неактивно. Кроме того,
упрочняющая фаза, в составе которой может быть пониженное
содержание легирующих элементов, склонна к ускоренной
’ В работе Г В. Акимова и Ц Л Минц [15] при последующем нагреве закаленной
крупнозернистой стали типа 14-14-2 отмечено повышение твердости с 85 до 115 HRB,
тогда как такой же нагрев закаленной мелкозернистой стали дал значительно
меньшнй эффект повышения твердости Металлографическим исследованием обнару-
жено, что в крупнозернистой стали коагуляция карбидной фазы протекает значительно
медленнее, чем в мелкозернистой
24 Бернштейн
370
TMO АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
бщ.кГ/пп*
О 10 20 30 40 50 60 М\7.
Рис. 247 Предел ползучести при
650е С (скорость ползучести
10~4%'ч) аустенита хромопикеле
вой стали, имеющего постоянное
содержание хрома (20%) и увели
чнвающееся содержание никеля 117]
коагуляции. Это объясняет незначительное падение пластиче-
ских свойств при высокотемпературных испытаниях мелко-
зернистой стали (или даже полное отсутствие такого падения),
а также низкую прочность закаленной мелкозернистой стали
при температурах испытания выше /экв.
Становится ясным преимущество крупнозернистой стали
перед мелкозернистой в условиях работы при высоких темпе-
ратурах (выше /,кв), если при этом падение пластических свойств
не является весьма значительным, вызывающим хрупкое раз-
рушение при напряжениях, гораздо более низких, чем допу-
скаемые. Также очевидно преиму-
щество мелкозернистой стали при
низких температурах (ниже /экв),
когда в крупнозернистой стали не
происходит выпадения упрочняю-
щей фазы.
Старение. Следующей опера-
цией в общем цикле термической
обработки жаропрочной стали яв-
ляется старение. Практика прове-
дения отпуска на старение состоит
в нагреве стали, имеющей струк-
туру пересыщенного у-твердого раствора, на 600—850° С и со-
ответствующей выдержке при этих температурах.
Жаропрочность определяется свойствами основного твер-
дого раствора, а также свойствами второй — упрочняющей
фазы. Некоторые исследования показали, что для аустенитной
стали данного типа сравнительно широкие колебания по со-
держанию основных элементов, образующих у-твердый рас-
твор, не оказывают существенного влияния на предел ползу-
чести.
В работе А. П. Гуляева [16] отмечено, что изменение со-
става стали типа 14-14-2 в пределах от 0,15 до 0,76% С, от
11,5 до 20,5% Сг, от 10 до 17,5% Ni существенно не изменяет
предела ползучести стали. Работы А М. Борздыки [17] по
исследованию сплава Fe—Сг—Ni с широким колебанием со-
става (от 20 до 75% Fe, от 15 до 25% Сг, от 8 до 60% Ni) пока-
зали, что «при условии приведения структурных и технологи-
ческих факторов к одному знаменателю основной химический
состав (Fe, Сг, Ni) хромоникелевого аустенита хотя и влияет
на механическую прочность при кратковременном испытании
на разрыв при высоких температурах, но не оказывает суще-
ственного влияния на свойства ползучести, имеющие пре-
обладающее значение для длительной службы сплава в условиях
высоких температур» (рис. 247).
ОБЩИЕ ВОПРОСЫ
371
во времени и температуре,
по объему сплава; составом
Рнс 248 Влияние температуры н
выдержки прн старении на твер-
дость закаленной аустенитной стали
(h <ti<G</. «*)
Процессы старения аустенитной жаропрочной стали, в резуль-
тате которые в стали создается гетерогенная структура, являют-
ся важным фактором, определяющим жаропрочность материала.
Эффект дисперсионного твердения пересыщенного твердого
раствора жаропрочной стали в общем виде характеризуется,
количеством выпавших частиц упрочняющей фазы, размерами
частиц и стабильностью размеров
характером распределения частиц
упрочняющей фазы, стабильностью
основного твердого раствора
Закаленная и состаренная
сталь обладает большей прочно-
стью при комнатной и высоких
температурах и соответственно
меньшей пластичностью но сравне-
нию с только закаленной сталью;
электросопротивление закаленной
и состаренной стали ниже, чем
только закаленной
Рентгеновские и металлографи-
ческие исследования закаленной
аустенитной стали, подвергаемой
старению различной продолжи-
тельности, показывают последова-
тельно выпадение упрочняющей
фазы в незначительном количестве
и в мелкодисперсной форме, затем увеличение абсолютного
количества частиц этой фазы и некоторое их укрупнение и, на-
конец, коагуляцию упрочняющей фазы. Если температура опыта
невысока, то исключено растворение дисперсных образований
второй фазы в основном твердом растворе.
Характер изменения сопротивления закаленной стали пла-
стическим деформациям в зависимости от температуры и вы-
держки при старении находится в прямой зависимости не
только от количества и размеров частиц выделившейся упроч-
няющей фазы, но и от состава этой фазы.
Общие закономерности процесса старения иллюстрируются
графиком, приведенным на рис. 248.
Угол наклона левой ветви (до максимума) любой кривой
к оси абсцисс на графике рис. 248 может служить относитель-
ным показателем интенсивности образования упрочняющей
фазы при данной температуре
Абсолютная величина максимума при разных температурах
и выдержках может служить относительным критерием дис-
персности и количества частиц выделившейся фазы.
24*
3№
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
Угол наклона ниспадающей ветви кривой к оси абсцисс
(после максимума) является относительным показателем ин-
тенсивности коагуляции и растворения частиц упрочняющей
фазы при данной температуре старения.
Рассмотрение процесса дисперсионного твердения во вре-
мени и температуре с учетом коагуляции упрочняющих фаз,
позволяет определить оптимальные условия проведения про-
цесса. Так, если дисперсионное твердение сплава протекает
согласно кривым или /2, характеризующим его постепенное
упрочнение (см. рис. 248), то, вероятно, ползучесть сплава будет
Рис 249 Влияние
температуры старения
на величину дефор-
мации ползучести(см
схему на рнс 248)
постепенно затухать (кривая G, рис. 249). Кривая, характе-
ризующая прохождение процесса дисперсионного твердения
при более высокой температуре, когда процессы коагуляции
в зависимости от времени развиты достаточно интенсивно,
показывает довольно резкое повышение твердости в самый
начальный период, а затем снижение ее практически до исход-
ных значений. Развитие процессов ползучести будет представ-
лено кривой t4 (рис. 249), которая вначале идет более полого,
чем кривая tlt а затем круто поднимается, что свидетельствует
о заметном развитии процесса ползучести.
При заданной длительности службы каждая аустенитная
жаростойкая сталь имеет свою оптимальную температуру ста-
рения.
Тогда температуру t3, лежащую выше температур G и
но ниже температур t4 и /6, можно считать оптимальной.
Соответственно при заданной рабочей температуре аустенитная
жаростойкая сталь имеет свою оптимальную длительность
эксплуатации (например, температуре t3 будет соответствовать
время z3, а более высокой температуре всего лишь незначи-
тельный промежуток времени z4).
Согласно Гиббсу, избыточная концентрация Г в поверх-
ностном слое фазы и концентрация с (или активность для ре-
альных систем) в объеме фазы, а также свободная поверхност-
ОБЩИЕ ВОПРОСЫ
373
ная энергия, отнесенная к единице поверхности а, связаны
между собой следующим уравнением:
г — — с
. 1 ~ RT дс ’
Согласно этому уравнению, при понижении свободной по-
верхностной энергии (например, при росте зерна аустенитной
стали) и уменьшении избыточной концентрации легирующих
элементов на поверхности зерна (в зоне искажений кристалли-
ческой решетки) будет расти концентрация этих элементов
в объеме зерна.
Если в системе начнут протекать процессы, связанные
с переходом, например, пересыщенного твердого раствора из
метастабильного состояния в стабильное, то эти процессы нач-
нутся с границ зерен, где термодинамический потенциал выше
на величину свободной поверхностной энергии. Поэтому выде-
ление из твердого раствора того или иного растворенного ве-
щества должно начинаться с поверхности зерна стали, и затем
распространяться по его объему.
Таким образом, выпадение упрочняющих фаз при старении
аустенитной жаропрочной стали в первую очередь происходит
по границам зерен.
Наблюдаемое в результате повторного нагрева неблаго-
приятное расположение упрочняющих фаз преимущественно
по границам зерен приводит в ряде случаев к резкому снижению
пластичности и вязкости стали при комнатной, а также при вы-
соких температурах.
Когда создаются условия, при которых, кроме продолжи-
тельности и температуры нагрева, влияют еще и значительные
напряжения, развитие процессов выпадения хрупких включе-
ний упрочняющей фазы по границам зерен становится весьма
интенсивным и детали претерпевают хрупкое разрушение при
напряжениях, значительно меньших тех, которые выдержала бы
данная сталь при благоприятном расположении упрочняющих
фаз.
В аустенитной жаропрочной стали ряда марок в процессе
длительного повторного нагрева происходит частичное пре-
вращение основного у-твердого раствора с образованием неко-
торого количества структурно свободного высоколегированного
феррита (мартенсита). Жаропрочность стали при этом резко
понижается.
В хромоникелевых и хромомарганцевых аустенитных жаро-
прочных сталях некоторых марок происходящее при длитель-
ных нагревах превращение у -* а может протекать двумя пу-
тями:
374
TMO АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
1) диффузионным превращением. Интенсивное выпадение
карбидов и других соединений при старении связано с обедне-
нием основного у-твердого раствора легирующими элементами.
В результате этого процесса у-твердый раствор может быть
нестабильным в данных условиях нагрева. Если равновесной
фазой в этих условиях является феррит, то его образование
в результате у -> а превращения происходит в процессе дли-
тельной выдержки при высокой температуре,
2) сдвиговым превращением. Образовавшиеся
и выделившиеся из твердого раствора в процессе
старения сложные карбиды вызывают обеднение
аустенитных зерен легирующими элементами.
Это влечет за собой повышение температуры
мартенситной точки, и тогда
у -> а-превращение протекает
по сдвиговому (мартенситному)
типу в процессе охлаждения
стали.
Достаточно надежных экспе-
риментальных данных, одно-
значно описывающих процесс
превращения твердого раствора
при старении, еще не получено.
Известно лишь то, что развитие
процесса превращения у -> а
вызывает падение свойств жа-
ропрочности стали.
Установлено, что если аустенитная жаропрочная сталь
должна работать при температурах ниже £ЭКв, т. е. ниже тем-
пературы начала интенсивного распада и коагуляции, то
наиболее рациональной обработкой для нее являются закалка 4-
4- старение. Такая термическая обработка приведет к упрочне-
нию аустенитной стали при комнатной и повышенной (но ниже
^экв) температурах по сравнению с закаленным или отожжен-
ным состоянием (рис. 250).
Чаще всего эксплуатация аустенитной жаропрочной стали
Теппера/пура
Рис 250 Изменение жаропрочных
свойсти аустенитных сталей в зависимо
ст и от температуры испытания (схема)
I — после отжига, 2 — после закалки,
3 — после закалки и старения
происходит при нагреве, соответствующем температурам дис-
персионного твердения данной стали (равным t3KB и выше ее)
в условиях одновременного действия напряжений.
Как известно, длительное пребывание мелкодисперсных
частиц упрочняющей фазы при высоких температурах может
привести к их коагуляции и, следовательно, к постепенной
потере упрочняющего эффекта термической обработки (за-
калки 4- старения). Так как эти процессы протекают во вре-
мени, то возникает вопрос — имеет ли смысл проведение пред-
ОБЩИЕ ВОПРОСЫ
375
варительного старения аустенитной стали, предназначенной
для работы при высоких температурах (выше /9КВ), или целе-
сообразнее, чтобы старение протекало в естественных усло-
виях, т. е. в процессе эксплуатации деталей из аустенитной
жаропрочной стали’, подвергнутой только закалке.
Некоторые авторы полагают, что устранение операции ста-
рения приведет к более полному использованию времени службы
закалки Температура
старения, *С
Рнс 251 Зависимость скорости ползу
чести стали типа 14-14-2 при 600° С и
напряжении 15 кГ/мм1 от режимов
предварительного старения [18]
Кри- вая Режим старения
1, °C т. ч | | а, кГ/мм'
/ | 600 700 ( 800 | 600 700 ( 800 12 14 1 12 14 12 14 1
закалки Температура
старения, "С
Рис 252 Зависимость скорости ползу
чести стали типа 14-14-2 прн 700° С и
напряжении 6 кГ/мм1 от режимов пред
варительного старения (18]
стали до ее разрушения, так как длительное пребывание стали
при высокой температуре (старение + время службы) пони-
зит насыщенность высоколегированного аустенита специаль-
ными элементами и уменьшит его устойчивость.
Можно полагать, что, кроме искусственно выделенного
в процессе старения количества частиц упрочняющих фаз из
аустенита, в процессе испытания (или эксплуатации) под влия-
нием напряжений происходит дополнительное выделение новых
частиц второй фазы с еще большим обеднением твердого рас-
твора. Это иллюстрируют кривые, приведенные на рис 251
и 252 [18, 79]; одна серия образцов (сплошная линия) была
подвергнута старению под нагрузкой, близкой к пределу пол-
376
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
Темлера/пура t
Рис 253 Изменение температуры и сум-
марных напряжений по высоте рабочей
лопатки газовой турбины
зумести (скорость деформации 10-в%/ч); вторую серию (пунк-
тирная линия) выдерживали в течение того же времени при
тех же температурах без приложенного напряжения.
Ход кривых показывает, что повторный нагрев состаренной
стали, проведенный в напряженном состоянии, связан с допол-
нительным выделением упрочняющих фаз и еще большим обед-
нением твердого раствора, что увеличивает скорость ползу-
чести по сравнению с нормально состаренным состоянием.
Однако в реальных усло-
виях все детали из жаропроч-
ных аустенитных сталей,
в том числе и работающие
при высоких температурах
(выше /9КВ), подвергают пред-
варительному старению для
придания деталям однород-
ных механических свойств
(а также для стабилизации
размеров).
Реальные условия работы
деталей определяют обычно
неравномерное распределе-
ние напряжений и темпера-
туры по сечению деталей. На
рис. 253 приведена пример-
ная схема распределения тем-
ператур и напряжений по высоте турбинной лопатки. Есте-
ственно, что в процессе эксплуатации будут возникать различ-
ные структурные изменения по сечению закаленной детали,
следующие за характером изменения температуры и напряже-
ний. Деталь будет обладать значительной неоднородностью
свойств, что снижает ее надежность. В таких случаях предва-
рительное старение обеспечивает однородность структуры и
свойств в любом сечении детали. Желательно, чтобы темпера-
тура этого старения была несколько выше рабочей темпера-
туры детали.
При термической обработке никелевых жаропрочных спла-
вов следует, по-видимому, учитывать протекающие при тем-
пературах, ниже обычных температур старения, процессы
своеобразного упорядочения, приводящие к возникновению
своеобразной концентрационной неоднородности твердого
раствора (типа /(-состояния). Об этих внутрифазовых пре-
вращениях, связанных с образованием сегрегаций без выделе-
ния, упоминалось в гл. I. Следует отметить, что низкотемпера-
турное превращение типа /(-состояния, подробно изученное
Общие вопросы
37?
на никелевых сплавах, наблюдается и в ряде аустенитных ста-
лей, так как это превращение по своему механизму вообще
должно протекать во многих твердых растворах после соот-
ветствующей обработки.
В работах Б. Г. Лившица и др. [19] показано, что
в сплаве ХН80, являющемся, согласно диаграмме фазового
равновесия, однофазным, наблюдается при повторном нагреве
после закалки аномальное изменение электросопротивления,
сопровождающееся повышением твердости, теплоемкости и
созданием специфичного микрорельефа, связанного с дилато-
метрическим эффектом сжатия. Все эти изменения связаны
с особой низкотемпературной разновидностью состояния твер-
дого раствора, названной Томасом [20] /(-состоянием.
Установлено [19], что процесс образования /(-состояния
в сплаве нихром ХН80 является диффузионным, о чем можно
судить по значению энергии активации (43 300 кал!моль),
подсчитанной по кривым изменения электросопротивления
(рис. 254). Измерение теплоемкости указывает, что переход
в нихроме от /(-состояния к высокотемпературному состоянию
твердого раствора сопровождается повышением теплоемкости,
т. е. протекает с поглощением тепла при нагревании (рис. 255,
кривая /). В закаленном образце (рис 255, кривая 2) при на-
гревании вначале образуется /(-состояние при 400—460° С (при
этом теплоемкость минимальная), а затем при 460—560° С,
снова образуется высокотемпературное (менее упорядоченное)
состояние твердого раствора.
Измерения температурной зависимости удельной теплоем-
кости, электросопротивления, твердости, а также дилатоме-
трический анализ показали, что и в жаропрочном сплаве
ХН77ТЮР протекают два самостоятельных процесса: один —
— в интервале температур 700—900° С, связанный с обра-
зованием y'-фазы Nis (Ti, Ai), другой—процесс образования
/(-состояния при температурах ниже 700° С (рис. 256, 257).
На кривой 1 изменения удельной теплоемкости закаленного
сплава (рис. 256) минимум при 520° С соответствует образо-
ванию /(-состояния (тепловой эффект 1,35 кад!г). Если зака-
ленный сплав подвергнуть отпуску на температуру образова-
ния /(-состояния (520° С), то низкотемпературный эффект на
кривой удельной теплоемкости меняет свой знак (рис 256,
кривая 2) и вместо минимума при 520° С получается макси-
мум при 560° С, который соответствует разрушению /(-со-
стояния [19].
Старение твердого раствора, связанное с образованием
у-'фазы Ni3 (Ti, Al), не исключает низкотемпературного пре-
вращения, а только смещает максимум образования /(-состоя-
Рис 255. Температурная зависимость удельной теплоемкости сплава вихром ХН80
[19|
/ — закалка с 1080° С, 8 ч, и старение 750° С, 45 ч; 2 — то же н отпуск 450е С, 25 ч
ОБЩИЕ ВОПРОСЫ
379
ния в сторону более низких температур (рис 258 и 259). Ре-
зультаты опытов показывают, что можно разделить высоко-
температурное и низкотемпературное превращение, а также
исключить влияние процесса распада твердого раствора пред-
варительным старением при 800° С. Это находится в соответст-
вии с данными Г. В. Курдюмова и Н. Т. Травиной 121 1, которые
полагают, что при низкотемпературном нагреве перераспределе-
ние атомов внутри решетки твердого раствора может быть
самостоятельным процессом и не является стадией предвыде-
ления. Между тем, как указывает Б Г. Лившиц 119], то
обстоятельство, что при последующем нагреве предварительно
состаренного сплава максимум K-состояния смещается к более
низким температурам, свидетельствует об определенной взаи-
мной связи двух протекающих в сплаве процессов Предпола-
гается, что Х-состояние, образующееся в сплаве ХН77ТЮР,
является атомно-структурным состоянием, обусловленным со-
зданием определенной корреляции в расположении атомов
и образованием неоднородностей (сегрегаций, возможно, при
наличии ближнего порядка в участках с большой концентра-
цией легирующих компонентов — по-видимому, титана и хрома)
внутри решетки твердого раствора. Образование неоднород-
ностей типа K-состояния происходит диффузионно; каждой
температуре соответствуетопределенная степень неоднородности.
В работах Ю. А. Багаряцкого и Ю. Д. Тяпкина 122, 81,
82], которые изучали процессы старения ряда сплавов на нике-
левой основе с различным содержанием хрома, титана или алю-
миния, установлено, что уже в закаленном состоянии суще-
ствуют субмикроскопические области размером от 50 до 1000 кХ,
обогащенные атомами титана и алюминия до состава, близкого
к стехиометрическому Nis (Ti, Al) и с упорядоченным распо-
ложением атомов. Такая неоднородность в твердом растворе
тем меньше, чем ниже температура закалки, т. е. чем ближе ле-
жит фигуративная точка сплава к границе двухфазной области
В сплавах системы Ni—Cr образование /(-состояния при
соответствующей термической обработке связывается с воз-
никновением определенной степени порядка в расположении
атомов хрома и никеля в узлах решетки твердого раствора по
типу Ni2Cr 122] Размер доменов в сплаве ХН65 определен
равным 20—50 кХ. Между областями с упорядоченным строе-
нием и неупорядоченным твердым раствором существует сле-
дующее соотношение ориентировок: 1001 ]к|,сг II [001 ]тв Р.
UOOlNi.cr II И10]тв. р; [0101ьн,сг II 11Ю]ТВ р.
Начальные стадии старения рассматриваются1 [22] как
1 Тя л к и и Ю Д Автореферат диссертация Москва, 1959
Рие. 256. Температурная зависимость удельной теплоемкости сплава ХН77ТЮР [19]:
/ — закалка с 1080° С, 8 ч. 2 — то же и отпуск 520® С, 20 ч
Рнс 257. Изменение электросопротивления при
непрерывном нагреве (сплошная кривая) н охлаж-
дении (пунктирная кривая), а также температур-
ного коэффициента электросопротивления сплава
ХН77ТЮР (исходное состояние — закалка
С 1080®С) [19]
ОБЩИЕ ВОПРОСЫ
381
рост отдельных субмикрообластей обогащенных титаном и алю-
минием, со структурой у'-фазы, появляющихся после закалки.
Рост этих областей при старении происходит за счет притока
к ним из близлежащих областей атомов титана и алюминия.
Тогда вокруг областей со структурой у'-фазы создаются обла-
сти, обедненные титаном и алюминием. Образуются комплексы,
которые в процессе дальнейшего старения растут и, кроме того,
образуются новые за счет распада еще непревращенного твер-
дого раствора При достижении этими комплексами определен-
р,ом ннг/м
1.2k -
1,23 -
1,22 -
1,21 -
1.20 -
1.19 ~
1,18 -
1.11 -
lie'—।—
Рис 2Б9 Изменение
электросопротивления
сплава ХН77ТЮР
при нагреве после
закалки с 1080е С, ста-
рения при 800° С. 45 ч,
отпуска при 520е С
различной продолжи-
тельности (см. цифры
на кривых) [19]
200 300 k00 500 600 t.'C
ной толщины порядка 100 кХ, когда начинает проявляться
их влияние друг на друга, они, закономерно чередуясь, обра-
зуют модулированную структуру с периодом модуляции при
температуре старения 700° С, равным 200—400 кХ, а при ста-
рении 800—850° С — немного меньше. Стадия модулированной
структуры при старении 600—700° С сохраняется в течение
десятков часов (до 100 ч), при 800° С — лишь 15—60 мин.
При более продолжительном старении происходит рост одних
областей (комплексов) у'-фазы за счет других, в результате чего
правильная периодичность (модулирование) в чередовании
областей у'-фазы нарушается. Однако при этом характер струк-
турных составляющих (периоды решеток у'-фазы и у-твердого
раствора) в течение сотен часов при температурах старения 700—
850° С остается таким же, как и в конце стадии модулированной
структуры 122]. Следует отметить, что в соприкасающихся
между собой областях с отличающимися решетками расстояния
атомов в плоскостях, параллельных плоскостям, по которым
382
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
эти области соприкасаются друг с другом, близки между собой,
но не равны, а отличаются не менее чем на 5—20 кХ. Следо-
вательно, в данном случае нельзя говорить о когерентности
областей с разными структурами в обычном понимании; между
областями, по-видимому, существует переходный слой неболь-
шой толщины.
Как указывает Ю. Д. Тяпкин, для никелевых жаропрочных
стареющих сплавов характерным является то, что выделя-
ющаяся фаза имеет атомный объем, близкий к атомному объему
окружающего ее твердого раствора, разница в атомных объемах
не превышает 2—3%. Это приводит к тому, что зародыши
у'-фазы образуются сразу на большом пространстве и имеют
размер 50—100 кХ, а также и то, что фаза в течение очень
длительного времени (до тысячи часов) оказывается упруго
связанной при достаточно высоких температурах старения
(700—800° С).
М. А. Штремель *, исследуя ряд практически важных спла-
вов никеля, содержащих 20—37% (ат) Сг, подтвердил образо-
вание сверхструктуры в сплавах с 30 и 37% (ат.) Сг Небольшой
спад электросопротивления, свидетельствующий о тенденции
к образованию сверхструктуры, был обнаружен также и
в сплаве с 24% (ат.) Сг.
Температурный коэффициент электросопротивления (опре-
деленный в условиях исключения процессов превращения)
меняется при нагреве сплавов намного сильнее, чем электро-
сопротивление, и является избирательным индикатором нали-
чия дальнего порядка. На основании проведенной работы
М. А. Штремель считает, что в сплавах никеля, содержащих
около 20% Сг, для появления ряда наблюдаемых эффектов
изменения электросопротивления и др. свойств, приписываемых
обычно /(-состоянию, в действительности достаточно усиления
ближнего порядка в первой координационной сфере Зарожде-
ние дальнего порядка вполне возможно, но оно будет наблю-
даться на более поздних стадиях превращения, при более дли-
тельных нагревах.
Автором получено уравнение кинетики изменений ближнего
порядка в бинарном сплаве произвольного состава, в котором
все входящие в него параметры выражаются через термодина-
мические активности компонентов и парциальные коэффициенты
диффузии Результаты расчета по этому уравнению оказываются
в хорошем количественном соответствии с экспериментальными
данными. Исследования кинетики превращения подтвердили,
что рост электросопротивления при нагреве твердых растворов
М А Штремель Автореферат диссертация Москва, 1962
ОБЩИЕ ВОПРОСЫ
383
Ni—Сг связан, в основном, с изменением ближнего порядка
в первой координационной сфере Обнаруженное немонотонное
изменение предела упругости (начальный подъем параллельно
с ростом электросопротивления и спад в то время, когда твер-
дость проходит череЪ максимум, а электросопротивление уже
не меняется) связано с образованием ближнего и неполного
дальнего порядка в сплаве, а также сегрегаций Сузуки. При
этом оказалось, что предсказанное соотношение между упроч-
нением при отпуске закаленного и наклепанного сплава ка-
чественно согласуется с экспериментальными данными. Что
касается упрочнения при образовании такой сверхструктуры,
как Ni2Cr, то М А Штремель считает, что в этом случае суще-
ствуют специфические источники упрочнения, связанные с низ-
кой симметрией сверхструктуры.
Термомеханическую обработку аустенитных сплавов можно
проводить по трем технологическим схемам
1. Нагрев на температуру закалки — наклеп—закалка-
старение, эта схема и применительно к аустенитным сплавам
получила название высокотемпературной термомеханической
обработки (ВТМО).
II. Полный цикл термической обработки (закалка + ста-
рение) — медленная деформация (0,2—10%) при температуре,
близкой к температуре старения — выдержка при температуре
деформации 20—50 ч; эта обработка названа механико-терми-
ческой (МТО)
III. Закалка—наклеп—старение.
Схему I легко осуществить практически, но она имеет
недостаток — опасность сильного развития рекристаллизации
(в том числе и собирательной) в связи с весьма высокой темпе*
ратурой деформации (закалки). В изделиях с большими
сечениями наклепанная структура может сохраниться лишь
в поверхностных слоях; в средней части сечения, по-види-
мому, трудно будет удержать рекристаллизацию. Схема II
предусматривает обработку на полигонизацию. В связи со
сравнительной сложностью этой схемы встречаются трудности
при опробовании на конкретных деталях; кроме того, повыше-
ние (в ряде случаев значительное) эксплуатационных свойств
наблюдается при относительно невысоких температурах.
При осуществлении схемы III имеются трудности, связанные
главным образом с высоким сопротивлением деформации аусте-
нита после закалки. Однако при наличии соответствующего
оборудования или использовании специальных приемов эта
384
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
схема имеет ряд преимуществ: происходит старение с образова-
нием весьма дисперсных фаз уже при холодной деформации;
создается более благоприятное расположение упрочняющих
фаз, образуемых при наклепе и последующем старении не только
в приграничных объемах, но и по линиям скольжения и двой-
никования внутри зерен, а также на дефектах упаковки 123];
упрочнение является весьма сильным, так как совмещаются
структурные изменения от наклепа и фазовые изменения от
старения, при достаточной мощности деформирующего обору-
дования могут быть обработаны изделия любой конфигурации
и сечения.
Существенным недостатком схемы III является малая ста-
бильность созданного упрочненного состояния, ограничива-
ющая использование этой обработки для изделий, работающих
при сравнительно менее высоких температурах. Однако этот
недостаток свойственен в разной степени всем схемам ТМО
Дальше будут приведены данные по опробованию схем I
и III ТМО применительно к различным жаропрочным аусте-
нитным сплавам Данные по опробованию схемы II приведены
в гл. III.
ВТМО ЖАРОПРОЧНЫХ АУСТЕНИТНЫХ СПЛАВОВ (СХЕМА I)
Первые исследования по применению высокотемпературной
термомеханической обработки (ВТМО) к жаропрочным ау-
стенитным сплавам относятся к 1958 г., когда В. Д. Садовский
и Е. Н. Соколков с сотрудниками в Институте физики металлов
АН СССР предложили совмещать высокотемпературную пла-
стическую деформацию, проводимую при температурах выше
температуры рекристаллизации, с закалкой в условиях полного
и частичного подавления развития рекристаллизации через
зарождение и рост новых зерен 124]. При этом предполагали,
что применение указанной технологической схемы 1 для ау-
стенитных сталей приведет к повышению жаропрочности также
в связи с ослаблением хрупкости, в частности с ослаблением
межзеренной хрупкости, развивающейся в процессе длитель-
ной высокотемпературной службы. Аналогию между ВТМО
машиностроительной стали, претерпевающей при закалке фа-
зовые превращения, и ВТМО аустенитной стали, не претерпе-
вающей таких превращений, авторы видят в том, что «основное
содержание метода ВТМО заключается в использовании особого
структурного состояния, возникающего в процессе высокотем-
пературной пластической деформации. Это состояние непо-
1 Была разработана ранее для уменьшения склонности к отпускной хрупкости ма-
шиностроительной стали
ВТМО АУСТЕНИТНЫХ СПЛАВОВ
385
средственно фиксируется в результате немедленного охлажде-
ния при закалке сплавов без превращений. В сплавах, в кото-
рых при охлаждении происходят фазовые превращения, опре-
деленные элементы этого состояния наследуются низкотемпера-
турной фазой» 1241. Е. Н. Соколков и В. Д. Садовский считают,
что понятие ВТМО не следует ограничивать только сплавами,
претерпевающими при охлаждении фазовые превращения; наше
определение термомеханической обработки (см. стр. 7) со-
гласуется с их представлениями.
Опыты по ВТМО на применяемых в технике аустенитных
жаропрочных сплавах, проведенные В. Д. Садовским, М. Г. Ло-
зинским, Е. Н. Соколковым с сотр. [25], показали эффективность
этой обработки для повышения эксплуатационной стойкости.
Технологическая схема предусматривает нагрев на 1100—
1200° С (в зависимости от состава стали), обеспечивающий полу-
чение определенной гомогенности твердого раствора, подсту-
живание до 1000—1100° С, деформацию (обычно прокатка, за
один проход при скорости 1—5 м/мин) с обжатием 20—30%,
немедленную закалку (обычно в воде), и наконец, заключитель-
ное старение. При ВТМО было увеличено время до разрушения
при испытании стали типа 40Х13Н8Г8ФМ (ЭИ481) (на уста-
новке ИМАШ-5М) с 50 мин (обычная термическая обработка)
до 3 ч при о — 9,5 кПмм* и t = 900° С. Испытания в стан-
дартных условиях (при 650° С и 35 кПмм*) показали, что ВТМО
определяет увеличение времени до разрушения в четыре-пять
раз — до 1500—2000 ч. Важным обстоятельством при этом
является изменение характера разрушения: если после обычной
термической обработки разрушение носило хрупкий межзе-
ренный характер, то после ВТМО разрушению предшествовала
значительная пластическая деформация, излом становился вяз-
ким и хрупкое разрушение по границам зерен не наблюдалось.
Авторы отмечают, что одной из характерных особенностей
структуры после ВТМО аустенитных жаропрочных сталей яв-
ляется появление зубчатых границ. В монографии М. Г. Ло-
зинского [26] приведена схема, показывающая образование
оптимальной (рис. 260, а) структуры после ВТМО по рацио-
нальным режимам и нежелательной структуры (рис. 260, б, в),
возникающей в результате ВТМО по нерациональным режи-
мам, определяющим начало и развитие рекристаллизации
в приграничных объемах. Образование зубчатости, как было
показано, является следствием выхода в приграничный объем
пачек скольжения, а также свидетельствует о прошедшей
(в примыкающих к границе объемах зерен) полигонизации,
локальным изменением энергии участка границы и втягиванием
этого участка в одно или другое зерно.
25 Бернштейн
386
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
В опытах на хромомарганцевоникелевой аустенитной стали
60Х4Г8Н8В В. Д. Садовским, К. А. Малышевым, Е. Н. Соколко-
вым было установлено 127], что пластическая деформация про- •
б
Рнс 261 Зависимость относитель-
ного удлинения стали 60Х4Г8Н8В
с различными исходными структу-
рами от продолжительности испы-
тания при 900° С н напряжении
5 кГ/мм* [26]
/ — закалка с 1200° С, 2 — нагрев
до 1200° С, ВТМО прн 1000е С. Во
всех случаях—заключительное ста-
рение 750° С, 4 ч
б
Рис 260 Схема микроструктуры, возникаю
щей после ВТМО жаропрочной стали [26]:
а — оптимальный режим, б — начало раз-
вития рекристаллизации при высоких
температурах или скорости деформации,
а также прн замедленном охлаждении пос-
ле деформации, а—то же, но прн более
полной рекристаллизации
каткой при 900—1000 С в условиях исключения рекристал-
лизации наклепанного аустенита (т. е с последующей закал-
кой) приводит к ослаблению хруп-
кости, развивающейся в этой стали
после обычной термической обра-
ботки (старение при 600—800° С),
ударная вязкость в результате
ВТМО повышается в 1,5—2 раза
(с 2—3 до 5—6 кГ*м!см*). Испы-
тания на растяжение при высокой
температуре с непосредственным
изучением происходящих при этом
структурных изменений, прове-
денные на установке ИМАШ-5М
126], показали (рис. 261), что
правильно проведенный режим
ВТМО определяет существенное
уменьшение удлинения при 900° С
и постоянно действующем началь-
ном напряжении 5 кГ1м,м*. №м-
кроструктура на рис. 262 пока-
зывает, что зарождение и развитие трещины происходит
в приграничных объемах, и образование отмеченной выше
зубчатости границ, являющейся проявлением большей внут-
Рис 262 Серия микрофотографий, снятых с одного и того же уча-
стка поверхности образца аустенитной стали 60X4 Г8Н8В, подверг-
нутого ВТМО по оптимальному режиму, съемка проведена в про-
цессе ползучести при испытании на установке ИМАШ-5М при 900вС
и 5 кГ/мм* Х200 [26]
25*
Рис 263 Микрофотографии поверхности образцов технически чистого ни-
келя, подвергнутых испытанию на длительную прочность на установке
ИМАШ-6М при 400® С и 31,2 кГ/мм* в вакууме X 500
а — закалка с 1100® С, отпуск 300® С, 2 ч (время до разрушения 28 мин,
деформация 12%), б—нагрев на 1100®С, В ГМО при 800® С, отпуск 300®С, 2 ч
(время до разрушения 9 ч 4Q мин, деформация 14,6%) [26]
ВТМО АУСТЕНИТНЫХ СПЛАВОВ
389
ризеренной мозаичности, тормозит рост трещин. На техни-
чески чистом никеле, в котором влияние высокотемпературной
деформации на изменение строения приграничных объемов
можно изучить, исключив явление старения, имеющееся в жаро-
прочных сплавах, были найдены такие же закономерности
распространения трещины (рис. 263). При этом сравнивали
два вида обработки: 1) закалку с 1100° С в воде и 2) высокотем-
пературную^термомеханическуЮ- обработку, заключающуюся
в нагреве на 1100° С, подстуживании до 800° С, прокатке со ско-
ростью 7 м!сек на 25%, закалке в воде. Заключительный отпуск
в обоих случаях проводили на 300° С и выдержке в течение 2 ч.
Последняя обработка способствовала существенному повышению
времени до разрушения, обусловленному, как это следует из
рис. 263, затруднением развития трещин в приграничном объеме,
имеющим характерное зубчатое строение. Торможение межзе-
ренного разрушения определяется тем, что каждая микротре-
щина, возникающая в пределах одного элемента зубчатости
границы зерна, из-за различия в ориентации оказывается отде-
ленной от аналогичных соседних микротрещин, что замедляет
образование межзеренных трещин большой протяженности.
Роль структуры (образованной после различной ВТМО) в повы-
шении жаропрочности никеля Н-0 иллюстрируется рис. 264.
Рис 265 Особенности структуры стали ЭИ481, подвергнутой ВТМО при 10С0о С про-
каткой со скоростью 4,5 и/мин и обжатием 30% [26]
а — электронная микрофотография приграничного объема X 10 500. б, а—микро-
фотографии, полученные с оптического микроскопа Х200 и 500 соответственно
ВТМО АУСТЕНИТНЫХ СПЛАВОВ
391
Напряжение при испытании.кГ/ет1
Рнс 266 Увеличение времени до разрушения
при испытании иа длительную прочность
стали ЭИ481. подвергнутой ВТМО с последую-
щим старением (в процентах к стойкости обыч-
но обработанных образцов) [26]
/ — напряжение 35 кГ/мм*, 2 — 38 кГ/мм*.
3 — 39 кГ/жл’; 4 — 43 кГ/мм*
В дальнейших работах М. Г. Лозинского и Н. 3. Перцов-
ского были подробно исследованы механические свойства ни-
келя НП-2 при 400 и 500° С после различных вариантов ТМО.
Максимальный эффект упрочнения наблюдался после ВТМО
в условиях прокатки со скоростью 6,7 м!сек при 500° С, а также
после холодной прокатки с обжатием 40—45%, при этом предел
текучести возрастает в 4—5 раз, предел прочности в 1,5—2
раза, а предел 100-часовой
длительной прочности уве-
личивается на 65—85%.
Аналогичные изменения
в микроструктуре были об-
наруженыинасталиЭИ481,
подвергнутой ВТМО при
прокатке (1000° С, ско-
рость 4,5 м!мин, обжатие
30%). На рис 265 при-
ведено электронномикро-
скопическое изображение
приграничного участка, на
котором видно, что рас-
стояние между следами
скольжения в нижнем зер-
не составляет около 0,3—
0,6 мк, а в верхнем зерне
0,7—1,2 мк; в пригранич-
ном объеме в и дна характер-
ная зубчатость; зубец от-
меченный стрелкой, имеет
высоту около 1,5 мк и ши-
рину ~4мк. Внутри зерен
в результате) ВТМО развивается четкая субструктура (рис.
265, б, в) При исследовании стали ЭИ481 было замечено суще-
ственное увеличение времени до разрушения при испытании на
жаропрочность в результате использования ВТМО (рис. 266),
что является следствием замедления развития процессов раз-
рушения в приграничных объемах и вовлечения в данный про-
цесс примыкающих к этим объемам фрагментов зерен.
Изменение тонкой структуры стали ЭИ481 в результате
ВТМО было изучено в работе 128]. Как следует из данных
табл. 31, ВТМО по сравнению с обычной закалкой с той же
температуры обеспечиваетболее полное растворение легирующих
элементов в твердом растворе
Старение при одних и тех же режимах приводит к выделе-
нию упрочняющей фазы после ВТМО в значительно большем
392
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
ТАБЛИЦА 31 ВЛИЯНИЕ ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНОЙ
ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА ТОНКУЮ
КРИСТАЛЛИЧЕСКУЮ СТРУКТУРУ, ЭЛЕКТРОСОПРОТИВЛЕНИЕ
И ТВЕРДОСТЬ СТАЛИ ЭИ481 128]
Обработка а А D мк — 10« а р МКОМ см HV
Обычная закалка без старения (эта- лон) 3,595 0,2 0 62,7 220
То же, со старением 3,592 0,2 10 * 8 61,2 290
ВТМО без старения 3,598 0,06 0,05 4 7 63,4 256
То же, со старением 3,590 0,06 0,05 7 10 59,4 380
* В числителе приведены результаты, полученны< в методом । аппроксимации,
а в знаменателе — результаты гармонического анализа
количестве. Показателем большей мозаичности строения стали
после ВТМО, как следствие влияния высокотемпературной де-
формации, является обнаруженное уменьшение областей коге-
рентного рассеивания образцов, подвергнутых ВТМО по опти-
мальным режимам. Следует отметить, что в случае повышения
температуры или скорости деформирования при ВТМО вели-
чина областей когерентного рассеивания увеличивается, умень-
шение степени мозаичности строения в результате ВТМО по
нерациональным режимам приводит к снижению жаропрочности.
В другой работе М. Г. Лозинского с сотрудниками изучалось
влияние ВТМО на строение и свойства стали ЭИ617 при 700,
750 и 800° С. ВТМО проводили штамповкой с осадкой на 10—
12 и 20—25%; подбирали режимы, которые могли быть исполь-
зованы при производстве турбинных лопаток. Найдено повы-
шение кратковременной прочности сплава ЭИ617 при 700—
800° С и одновременное увеличение пластичности. При испы-
тании жаропрочности длительность до разрушения увеличи-
лась в 1,5—2,5 раза в условиях- 700° С, 50 кПмм\ 750° С,
40 кПмм\ 800° С, 30 кПмм2.
Метод высокотемпературной термомеханической обработки
был применен также для упрочнения никелевых жаропрочных
сплавов ХН77ТЮР, ЭИ787, ЭИ696 и др. 129, 30). Примерный
режим обработки: нагрев на 1120° С, выдержка 30 мин, горя-
чая штамповка с обжатием ~30 %, охлаждение на воздухе,
старение 750° С, 16 ч, охлаждение на воздухе.
На рис. 267 и 268 и в табл. 32 приведены кратковременные
механические свойства и длительная прочность (за 100 ч) образ-
бд, кГ/мн2
Рис 267 Механичес-
кие свойства сплавов
ХН77ТЮР (/>. ЭИ787
(2), ЭИ696 (2) при
различных темпера-
турах испытания по-
сле ВТМО (сплошные
кривые) и стандарт-
ной термической об-
работки (пунктирные
кривые) [29, 30]
бд.кГ/пм1
Рис 268 Зависимость сточасовой длитель-
ной прочности сплавов ХН77ТЮР (/),
ЭИ787 (2), ЭИ696 (3) от температуры испы
тания сплошные кривые после ВТМО.
пунктирные кривые — после стандартной
термической обработки [29. 301
394
TMO АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
ТАБЛИЦА 32. ВЛИЯНИЕ ВТМО НА СВОЙСТВА СТАЛЕЙ И
СПЛАВОВ ПРИ кратковременных ИСПЫТАНИЯХ
Сплав Температура нспытания °C °т 1 кГ/мм1 о Е °в = к/ /мм'- “ обработ ft % ка ♦ =5 % кГ/мм* сэ -1 МО ft % 4'
ХН77ТЮР 20 20 * 65—68 97— 105 25,0 25,0 90,6 81,0 119,2 ПО- 122 30—34 31,0 31—35
550 • 700 * 53,0 88,0 82,4 32,0 31,4 37,0 71,0 101,0 91,6 29 0 20,9 35,0 22,5
ЭИ617 20 * 800 • 71,7 64,1 103,7 71,5 14,6 5,6 9,6 93,8 75,5 129,6 89,1 31,2 5,5 8,5
ЭИ765 20 700 66,5 61,0 94,5 86,5 18,0 16,4 35,3 19,0 77,0 64,0 111,5 90,5 28,1 18,3 33,0 30,6
ЭИ696 20 * 550 * 74,0 70,0 110,0 101,5 17,0 18,5 24,0 19,0 100,0 88,0 130,0 115,0 25,0 17,5 40,0 22,5
ЭИ787 20 * 69,0 102,0 22,0 22,0 95,0 112,0 25,0 50,0
ЭИ481 * Свойств зацмей 20 650 а после ВТМО < 108,0 62,0 :оответс 22,0 17,0 твуют с 26,0 37,0 труктур >ам с ча. 110,0 62,5 стнчной 25,5 19,0 рекриг 29,5 32,0 талли-
цов, упрочненных ВТМО, и образцов после обычной закалки
на воздухе; заключительное старение при 750° С в течение 16 ч
с охлаждением на воздухе. Ниже приведены температура и
продолжительность выдержки при закалке для различных
сплавов:
ХН77ТЮР ЭИ787 ЭИ696
Температура закалки, °C 1080 1120 1120
Продолжительность, ч 8 6 2
ВТМО приводит к заметному повышению прочности иссле-
дованных сплавов при температурах до 700° С. Так, при комнат-
ной температуре для всех сплавов предел прочности повышается
приблизительно на 25%, при 550° С также па 25%, при 650° С —
на 15—20%. При 700° С повышение предела прочности не
наблюдается, а при 750° С происходит падение на 15—20%.
После ВТМО у сплава сохраняется высокая пластич-
ность, уменьшается чувствительность к надрезу (табл. 33),
ВТМО АУСТЕНИТНЫХ СПЛАВОВ
395
ТАБЛИЦА 33 СРАВНЕНИЕ ПРОЧНОСТИ ГЛАДКИХ ОБРАЗЦОВ
(<тг) СПЛАВА ХН77ТЮР И ОБРАЗЦОВ С НАДРЕЗОМ (ан) ПОСЛЕ
ВТМО И СТАНДАРТНОЙ ТЕРМООБРАБОТКИ
Температура испытания, °C ВТМО Стандартная обработка
аг* % аг %
550 92 98 80 60
650 62 65 65 60
750 27 28 30 28
а также склонность к тепловому охрупчиванию При 550° С
после ВТМО и повторных длительных выдержках до 500 ч
ударная вязкость образцов понижается до 3,5 кГ-м/см2, а для
образцов после стандартной термической обработки — до
2 кГ-м/см2. После теплового охрупчивания оказалось возмож-
ным восстановить вязкость в результате повторного старения.
В работе С Т. Кишкина и др. [88] высокотемператур-
ной термомсханической обработке были подвергнуты сплавы
ХН77ТЮР и ЭИ617. Сплав ХН77ТЮР обычного состава под-
вергался ВТМО в условиях прокатки со скоростью 4,5 м/мин.
Заготовки диаметром 16 мм выдерживали 8 ч при 1080° С и
прокатывали при этой температуре с обжатием 30% После
деформации, через 0,2—0,3 сек, заготовки закаливали для фик-
сирования структуры, получающейся в результате высокотем-
пературной деформации Заключительной обработкой было
старение при 70СГ С с выдержкой 16 ч.
Сплав ЭИ617 подвергали ВТМО в условиях штамповки
При этом заготовки нагревали до 1200° С (с предварительным
подогревом), штамповали с обжатием 30% и быстро охлаждали
в воде. Затем следовало старение при 800° С с выдержкой 16 ч.
Для сравнения с ВТМО были изготовлены контрольные образцы,
которые подвергали той же термической обработке, но без
высокотемпературной деформации.
Из приведенных данных испытаний на растяжение при
комнатной температуре (табл 34) видно, что ВТМО приводит
к возрастанию прочности сплавов ХН77ТЮР (на 20%) и
ЭИ617 (на 25%) и что увеличение предела прочности сопро-
вождается ростом пластичности. Для сплава ХН77ТЮР удли-
нение увеличивается в результате ВТМО на 25—30% и сужение
площади поперечного сечения на 40—45%. Для сплава ЭИ617
эти свойства увеличиваются в среднем в 2 и 2,5 раза соответ-
ственно.
Сопоставление результатов микроструктурных исследований
с данными механических испытаний показало, что найденное
при комнатной температуре упрочнение наблюдается даже
396
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
ТАБЛИЦА 34 РЕЗУЛЬТАТЫ ИСПЫТАНИЙ НА СТАТИЧЕСКОЕ
РАСТЯЖЕНИЕ ПРИ КОМНАТНОЙ ТЕМПЕРАТУРЕ СПЛАВОВ ХН77ТЮР
И ЭИ617 ПОСЛЕ ВТМО И СТАНДАРТНОЙ ТЕРМИЧЕСКОЙ
ОБРАБОТКИ [31]
Сплав Обработка °в кГ/мм* б % 1
ХН77ТЮР Стандартная термическая ВТМО 97,0 119 25,0 32,0 20,9 30,7
ЭИ617 Стандартная термическая 103,7 129,6 14,6 31,2 10,1 25,9
в случаях, когда при обработке возникала частичная рекри-
сталлизация.
Результаты фазового анализа сплава ХН77ТЮР, подвер-
гнутого ВТМО (табл. 35), показали, что количество упрочня-
ющей фазы в результате ВТМО возрастает. Это может быть
связано с изменениями тонкой кристаллической структуры,
заключающимися в большей мозаичности, т. е. в появлении
дополнительных поверхностей раздела внутри зерна. Фрагмен-
тацию, возникающую при такой обработке, можно наблюдать
металлографически.
ТАБЛИЦА 35. РЕЗУЛЬТАТЫ ФАЗОВОГО АНАЛИЗА СПЛАВА ХН77ТЮР
ПОСЛЕ СТАНДАРТНОЙ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ И ВТМО [31]
Обработка Содержание, % Общее количество фазы %
N1 Т1 Сг
Стандартная термиче- ская обработка 0,07 0,09 0,09 0,20
ВТМО 0,05 0,04 0,46 0,55
В результате изучения изломов образцов после ВТМО обна-
ружено после статических испытаний на растяжение разруше-
ние образцов по зерну, в то время как после стандартных ре-
жимов обработки разрушение происходит по границам зерен.
Благоприятное влияние ВТМО на повышение (в среднем,
2—3-кратное) ударной вязкости аустенитных сплавов ЭИ481,
ЭИ617, ХН77ТЮР справедливо связывают с предотвращением
межзеренного разрушения (24 ]. Важным преимуществом ВТМО
является то, что повышение прочностных свойств при комнат-
ной температуре сопровождается одновременно увеличением
пластичности.
ВТМО АУСТЕНИТНЫХ СПЛАВОВ
397
Упрочнение сплавов типа нимоник в результате ВТМО
обнаруживается и в результате длительных испытаний — до
1000 ч — при температурах 500, 550, 600° С. Отмечается много-
кратное увеличение времени до разрушения и уменьшение
скорости ползучесТи на порядок (с 5-10"2 до 4-10“3%/ч при
5505 С и 80 кПмм2\ с 8-Ю-1 до 4-10~2%/ч при 550° С и
90 кПммг), сопровождающееся увеличением сопротивления
образованию межзеренных трещин.
Рнс 269 Зависимость удлинения на стадии I ползучести (а) и длительности этой ста-
дии (б) от приложенных напряжений при испытании сплава ХН77ТЮР:
пунктирные кривые — ВТМО. сплошные кривые — обычная термическая обработка.
/ _ 500. 2 — 650. 3 - 600° С (32]
При изучении характера развития ползучести в сплаве
ХН77ТЮР [32], подвергнутого ВТМО по режиму: нагрев
1080° С, обжатие на 25—30% со скоростью прокатки 1,5л/лшк,
закалка и старение 750° С, 16 ч, отмечается уменьшение вели-
чины начальной деформации, увеличение длительности неуста-
новившейся стадии, уменьшение скорости ползучести на ней
и величины деформации к моменту завершения этой стадии.
Так, например, при 500° С и напряжении 80 кПмм,2 значение
средней скорости неустановившейся стадии ползучести умень-
шается с 2,7-10"2%/ч (после обычной термообработки) до
2,2-10"3%/ч (после ВТМО). Это является следствием как
уменьшения деформации к моменту завершения неустановив-
шейся стадии, так и существенного увеличения ее длительности
(рис. 269). Уменьшение скорости неустановившейся стадии
ползучести в результате ВТМО объясняется уменьшением числа
подвижных дислокаций, а также образованием устойчивой
фрагментированной субструктуры в результате обработки
Эффективность тормозящего действия этой фрагментированной
субструктуры для движущихся дислокаций больше, чем суб-
398
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
структуры, образующейся в процессе деформации па неуста-
новившейся стадии Это может быть связано с возможной лока-
лизацией распада твердого раствора на дислокациях субструк-
туры, образовавшейся в результате ВТМО, а также возникнове-
нием вокруг них сегрегации примесных атомов.
Рис 270 Зависимость вре
меня до разрушения от
напряжений прн испытаниях
при различных температу-
рах для сплапа ХН77ТЮР
после обычной закалки (/)
и ВТМО (2) прн 1080° С.
заключительное старение
750° С, 16 ч [24]
Достигаемый уровень упрочнения (рис 270 и 271) склады-
вается из упрочнения, вызванного пластической деформацией
при ВТМО, упрочнения, вызванного старением, а также допол-
нительного упрочнения, связанного с особенностями развития
6,кГ/пмг 6,кГ/ннг
М 6080100 200 МО 6001000 Гр.ч W 6080100 200 МО 6001000 Тр,Ч
а 6
Рис 271. Зависимость времени до разрушения от напряжений в образцах стали ЭИ481
после обычной закалки с 1160“ С (/) и ВТМО при 1000 — ПОО’С и подстужнвания
от 1160° С (2), старение 750“ С. 4 ч, температура испытаний [24 J
а - 500. б — 650’ С
старения 124]. К этим особенностям относится эксперимен-
тально установленное увеличение количества упрочняющей
фазы, более благоприятное ее распределение, а также изменение
степени дисперсности 133, 34]. Эффект дополнительного упроч-
нения весьма устойчив и сохраняется в процессе нагрева при
старении в течение нескольких сот часов. С увеличением темпе-
ратуры нагрева величина эффекта и его устойчивость умень-
шаются.
ВТМО АУСТЕНИТНЫХ СПЛАВОВ
399
Е. Н. Соколков и В. Д. Садовский [24] указывают» что для
повышения жаропрочности аустенитных сплавов в результате
ВТМО существенное значение имеет тонкая фрагментированная
субструктура, возникающая в результате высокотемпературной
деформации при 1000—1150° С, когда происходит соответству-
ющее перераспределение дислокаций. Повышение температуры
деформации затрудняет подавление рекристаллизации, а пони-
жение приводит к образованию термически неустойчивых
структур. Элементы субструктуры (фрагменты), образующиеся
при оптимальных режимах ВТМО, имеют в среднем размер
10—20 мк и взаимную разориентировку порядка 5—10 мин.
Фрагментированная структура, являющаяся результатом
перегруппировки высокотемпературных дислокаций, закреп-
ленная к тому же упрочняющими фазами в результате старения,
обладает соответственно повышенной термической устойчи-
востью. Границы фрагментов, таким образом, являются эф-
фективными препятствиями для движения дислокаций в усло-
виях испытаний на жаропрочность, что и определяет уменьше-
ние деформации на неустановившейся стадии и уменьшение
скорости ползучести на второй стадии ползучести. Самостоя-
тельная роль устойчивой субструктуры, образующейся в ре-
зультате ВТМО, в упрочнении при горячих испытаниях под-
тверждена при исследовании технически чистого никеля (26],
в котором скорость ползучести при 500° С и напряжении
12 кПммг‘ уменьшилась с 1,1 • 10-1 до 3,5* 10-4%/«. В промыш-
ленных жаропрочных сплавах увеличению сопротивления де-
формированию в условиях ползучести способствует также най-
денное увеличение количества карбидной фазы и, по-видимому,
некоторая текстурованность материала.
В изделиях больших сечений при высокотемпературной
деформации оказывается неизбежным развитие рекристаллиза-
ции и уменьшение эффекта упрочнения. В. Д. Садовский и
Е. Н. Соколков [24] сообщают (по результатам совместной ра-
боты с Ю. П. Сурковым), что можно повысить эксплуатацион-
ную стойкость изделий из жаропрочных сплавов больших
сечений (50 x 50 мм и выше) если выполнять ВТМО при обычных
температурах (1000—1150° С), но с пониженными скоростями
деформирования — вместо 40—50% 1сек проводить деформацию
со скоростью порядка 1 %!сек. Полученная при этом структура
хотя и характеризуется большими размерами фрагментов и
их разориентировкой,определяющими соответственно несколько
меньшее повышение жаропрочности, чем после ВТМО с боль-
шими скоростями, но эта укрупненная фрагментированная
структура обладает большой термической устойчивостью, что
обеспечивает возможность использования ее упрочняющего
400
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
влияния при более высоких рабочих температурах. При этом
необходимо, чтобы в процессе медленной высокотемпературной
деформации не происходил распад твердого раствора. В сплавах
с карбидным упрочнение.м это достигается легированием эле-
ментами, тормозящими распад; в сплавах с интерметаллидным
упрочнением при ВТМО распад твердого раствора вообще не
наблюдается.
В работе Е Н. Соколкова и Ю П. Суркова высказывается
предположение, что если при высокотемпературном деформи-
ровании уменьшить скорость создания и накопления дефектов
кристаллической решетки в материале (т. е. уменьшить ско-
рость пластической деформации), то протекающие при деформи-
ровании процессы перераспределения дефектов должны успеть
предотвратить образование критических по плотности и харак-
теру распределения дефектов областей, где из-за сильного по-
вышения избыточной энергии должны появиться новые зерна,
полностью свободные от искажений. Это соображение об умень-
шении склонности к рекристаллизации после горячего деформи-
рования с малыми скоростями получило подтверждение при
исследовании ВТМО стали ЭИ481 с карбидным упрочнением,
сплава ХН77ТЮР с интерметаллидным упрочнением, а также
технически чистого никеля НП-2
Изучение микроструктуры исследуемых материалов в зави-
симости от температуры и скорости деформирования показало,
что при данной температуре и степени деформации развития
рекристаллизации через зарождение и рост новых зерен в
материале можно избежать, снижая скорость деформации.
Действительно, понижение скорости деформации уже до
0,02—0,015 сек -1 (по сравнению со скоростью деформации при
прокатке 0,3—35 сек'1) позволяет существенно замедлить раз-
витие рекристаллизации, обеспечивая в заготовках стали ЭИ481
(деформация на 30% при 1200° С), сплава ХН77ТЮР (дефор-
мация на 30% при 1080° С) и никеля (деформация на 30% при
900° С) размером 50 x 50 x 75 мм получение только частично
рекристаллизованной структуры. Дальнейшее снижение ско-
рости деформации (до 0,008 сек-1 для стали ЭИ481, до 0,003 сек-1
для сплава ХН77ТЮР и до 0,005 сек'1 для никеля) приводит
практически к полному отсутствию рекристаллизации в струк-
туре деформированных заготовок.
Влияние скорости высокотемпературной деформации на
субструктуру стали ЭИ481, деформированной на 30% при
1000, 1100 и 1200° С, сводится к тому, что с уменьшением ско-
рости наблюдается увеличение размера образующихся фраг-
ментов Например, в образцах, деформированных при темпера-
туре 1100° С, снижение скорости деформации с 0,015 до
ВТМО АУСТЕНИТНЫХ СПЛАВОВ
401
0,003 сек'1 вызывает увеличение размера фрагментов в среднем
с 8—10 до 20—30 мк.
Снижение скорости деформации увеличивает взаимную раз-
ориентировку фрагментов. Так, уменьшение скорости с 0,015
до 0,003 сек'1 для образцов стали ЭИ481 после осадки на 30%
при температуре 1100° С приводит к возрастанию взаимной
разориентировки фрагментов в среднем с 10—15 до 20—
25 мин.
Понижение температуры деформации с 1200 до 1000° С
для заготовок стали ЭИ481, подвергнутых осадке со скоростью
0,015 сек'1 на 30%, приводит к уменьшению размера фрагмен-
тов (с 10—15 до 4—6 мк) и их взаимной разориентировки
(с 25—30 до 15—20 мин в среднем). Это сопровождается пониже-
нием совершенства образовавшихся фрагментов, о чем свиде-
тельствует соответствующее увеличение удельной разориенти-
ровки по фрагменту (с 1,3 до 3 muhImk в среднем). Увеличение
степени деформации стали ЭИ481 (1200° С, 0,015 сек'1) и ни-
келя (800° С,0,015сек-1)с 10— 15до25—30% приводит к сниже-
нию среднего размера фрагментов и, по-видимому, как след-
ствие этого, к уменьшению их взаимной разориентировки.
Дальнейшее увеличение степени деформации до 50% не вы-
зывает существенного изменения ни размера фрагментов, ни
их взаимной разориентировки.
Установлено, что ВТМО, проводима не малыми скоростями
деформации (0,02—0,003 сек'1) на заготовках исследованных
материалов размером 50 x 50 x 75 мм, в большинстве случаев
приводит (по сравнению с контрольной обработкой) к значи-
тельному увеличению времени до разрушения и уменьшению
скорости ползучести.
Например, для стали ЭИ481 ВТМО с деформацией на 30%
при температуре 1100° С со скоростью 0,015 сек'1 и последу-
ющим старением при 700° С в течение 16 ч в испытаниях при
650° С и 38 кПмм* приводит (по сравнению с контрольной обра-
боткой) к увеличению времени до разрушения в среднем с 30
до 180—190 ч. Это сопровождается двух-трех кратным уменьше-
нием скорости ползучести при практически одинаковом удлине-
нии. ВТМО сплава ХН77ТЮР (деформация на 30% при темпе-
ратуре 1080° С со скоростью 0,02 сек'1) в испытаниях при 600° С
и 75 кГ!мм* повышает долговечность образцов с 5 до 100—
120 ч при снижении скорости ползучести с 30 до 2’10"2%/ч,
а также уменьшении удлинения при разрыве с 7 до 5%. Для
образцов никеля в испытаниях при 600° С и напряжении
16 кПмм* ВТМО при 800° С деформацией на 30% со скоростью
0,015 сек'1 приводит (по сравнению со свойствами недеформи-
рованных образцов) к увеличению времени до разрушения с 2
26 Бернштейн
402
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
до 80—90 ч при значительном уменьшении скорости ползучести
и величины удлинения.
Образцы сплава ХН77ТЮР, прошедшие ВТМО деформиро-
ванием на 30% при 1080° С со скоростями 0,02—0,003 сек-1,
были испытаны при температурах 600, 750 и 850° С и начальных
напряжениях 75, 30, 15 и 10 кГ/mm* соответственно. Предва-
рительное исследование микроструктуры перед испытаниями
показало наличие частичной рекристаллизации в образцах,
деформированных со скоростями 0,02—0,003 сек-1. В связи
с этим результаты испытаний на ползучесть отражают по су-
ществу влияние степени развития рекристаллизации деформи-
рованного материала на его жаропрочность.
Испытания показывают, что ВТМО, проводимая с мини-
мальной скоростью деформации (0,003 сек-1), т. е. со скоростью,
обеспечивающей полное отсутствие рекристаллизации, вызы-
вает увеличение времени до разрушения образцов (по сравнению
с контрольной обработкой) во всех принятых условиях испы-
тания: при 600° С и 75 кГ/мм* — в среднем с 5 до 120—140 ч;
при 750° С и 30 кГ/мм* — с 90 до 140 ч; при 850° С и 15 кПмм* —
с 15 до 40 ч и при 850° С и 10 кПммг — с 90 до 190—200 ч.
В испытаниях при температуре 600° С наблюдаемое увеличение
времени до разрушения для образцов, прошедших ВТМО
(по сравнению с контрольной обработкой), сопровождается
снижением скорости ползучести (с 300 до 5-10"8 %/ч), а также
уменьшением величины удлинения образцов при разрыве
(с 8 до 3%).
Повышенная термическая устойчивость структуры, образую-
щейся в результате ВТМО с применением малых скоростей
деформации (0,02—0,003 сек-1), обусловливает существенное
повышение температуры возможного использования возника-
ющего упрочнения. Действительно, для сплава ХН77ТЮР
ВТМО прокаткой или штамповкой (скорость деформации 0,3—
35 сек-1) вызывает повышение свойств жаропрочности (долго-
вечности образцов) лишь в испытаниях при температурах ниже
700° С ВТМО сплава ХН77ТЮР с использованием малых
скоростей деформации (0,003 сек-1) позволяет повышать долго-
вечность образцов (по сравнению с контрольной обработкой)
в испытаниях при температурах до 850° С включительно.
В работе В. Д. Садовского, В. Д Титорова, Е Н Соколкова
и др. показана возможность проведения ВТМО крупных поко-
вок, толщиной 200 мм, из аустенитной жаропрочней стали
с интерметаллидным упрочнением ВТМО проводилось при
1000—1100° С с осадкой на 25—30% со скоростью деформации
0,5—1 %/сек с последующим охлаждением в воде. В результате
была получена перекристаллизованная фрагментированная
ВТМО АУСТЕНИТНЫХ СПЛАВОВ
403
структура с разориентированными областями размером от 20
до 100 мк. Помимо существенного повышения механических
свойств при комнатной температуре, отмечено двукратное повы-
шение времени до. разрушения при 650° С и напряжении
38 кПмзл1.
Образование фрагментированной структуры при ВТМО
аустенитных жаропрочных сплавов было обнаружено [24]
в процессе рентгеноструктурного и металлографического изу-
чения образцов, подвергнутых обработке по различным техно-
логическим режимам С понижением температуры деформирова-
ния уменьшаются размер фрагментов и их взаимная разориен-
тировка; при данной температуре деформирования размер
фрагментов уменьшается с увеличением скорости и степени пла-
стической деформации. Важным обстоятельством является то,
что перераспределение дислокаций с образованием фрагментиро-
ванной субструктуры происходит главным образом непосред-
ственно в процессе пластической деформации, когда дислокации
более подвижны, а не закреплены атомами примесей.
В процессе изотермической выдержки после деформации или
последующего повторного нагрева (старения) заметного пере-
распределения дислокаций с образованием фрагментированной
структуры практически не наблюдалось.
Контролирующим процессом образования фрагментирован-
ной структуры, наряду с поперечным скольжением, является,
как известно, переползание дислокаций. По-видимому, в про-
цессе высокотемпературной деформации при ВТМО перепол-
зание происходит сравнительно с большей скоростью, что свя-
зано, вероятно, со стимулирующей ролью напряженного состоя-
ния металла, а также пластической деформации [24], которая
и вырывает дислокации из скоплений атомов примесей и создает
необходимую концентрацию точечных дефектов, требуемую для
развития переползания.
Фрагментированная субструктура, образующаяся в жаро-
прочных сплавах в результате правильно проведенной ВТМО,
оказывается весьма устойчивой и практически неизменяемой
в процессе ползучести. Устойчивость этой фрагментированной
структуры связывают с низкой энергией границ между фрагмен-
тами, а также со стабилизацией границ атомами примесей или
фазами выделений Таким образом, и на примере ВТМО аусте-
нитных жаропрочных сплавов видно, что повышение механиче-
ских свойств определяется повышенной плотностью дислока-
ций, а также особенностями их распределения в объеме сплава
Как уже было отмечено, в случае ВТМО аустенитных сплавов
полностью подавить рекристаллизацию при высоких темпера-
турах деформации весьма затруднительно. Поэтому, учитывая
26*
404
TMO АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
сложный и многостадийный характер рекристаллизации, целе-
сообразно изучить влияние начальных стадий этого процесса
на изменение свойств аустенитных сплавов, подвергнутых
ВТМО. Изучение следует проводить на конкретных изделиях,
так как в промышленных условиях подавить рекристаллизацию
при ВТМО практически не удается.
В работах Д. Я. Каган [29, 30, 35] было изучено влияние
различных способов деформирования при ВТМО в условиях
без заметной и с частичной рекристаллизацией на структуру
и жаропрочные свойства сплавов ХН77ТЮР, ХН35ВТЮ,
Х12Н20ТЗР, ХН70МВТЮБ. Деформация прокаткой при тем-
пературе выше температуры рекристаллизации (950—1050° С)
со степенью обжатия до 30% и охлаждением в воде обеспечи-
вают получение структуры без металлографически обнаружи-
ваемой частичной рекристаллизации (так называемая «нор-
мальная» ВТМО), а деформация штамповкой в этих же условиях
не обеспечивает полного подавления рекристаллизации. Уста-
новлено, что характер влияния этих структур на кратковре-
менные механические свойства и длительную прочность прак-
тически одинаков. После обоих видов обработки (по сравнению
с контрольными образцами, т. е. подвергнутыми обычной тер-
мической обработке) повышаются кратковременные механиче-
ские свойства во всем диапазоне рабочих температур (20—
750° С), повышается длительная прочность при 550° С и пони-
жается при 750° С (рис. 272—276).
При умеренной температуре 550° С влияние обоих видов
ВТМО на длительную жаропрочность практически одинаковое,
и поэтому можно считать, что ВТМО с частичной рекристалли-
зацией вполне приемлема для упрочнения деталей, работающих
в этих температурных условиях.
Изменение условий деформации при использовании штам-
повки (т. е. ВТМО с частичной рекристаллизацией) незначи-
тельно влияет на кратковременные механические свойства,
но оказывает более сильное влияние на длительную прочность
(рис 277). При 550° С максимальная длительная прочность
наблюдается при степени деформации 30%; при 750° С —
при самой низкой (из исследованных) степени деформации
10% При повышении степени деформации до 50% снижается
пластичность, при 550 и 750° С снижается длительная прочность,
что может быть связано с сильным развитием процесса рекри-
сталлизации.
Изменение температуры деформации в интервале 950—
1050° С незначительно влияет на кратковременные механиче-
ские свойства, но вызывает изменение длительной прочности,
которая при 550° С повышается с понижением температуры
ВТМО АУСТЕНИТНЫХ СПЛАВОВ
405
деформации; при температуре испытания 750° С наблюдается
тенденция к обратной закономерности (рис. 278).
В качестве оптимального режима ВТМО для деталей из
жаропрочных сплавов ХН77ТЮР, ХН35ВТЮ, Х12Н20ТЗР
Рис 272 * Влияние 'различных режимов
обработки иа механические свойства
сплава ХН77ТЮР в результате кратко-
временных испытаний на растяжение прн
различных температурах.
/ — ВТМО прокаткой с обжатием 30%.
2—ВТМО штамповкой с обжатием 30%.
3 — обычная термическая обработка (за-
ключительное старение во всех случаях
700° С. 16 ч, на воздухе)
Рнс 273 Влияние различных режимов
обработки на механические свойства
сплава ХН35ВТЮ в результате кратко-
временных испытаний на растяжение прн
различных температурах
/ — ВТМО прокаткой с обжатием 30%,
2—ВТМО штамповкой с обжатием 30%.
3 — обычная термическая обработка За
ключительное старение во всех случаях
700° С, 16 ч, охлаждение иа воздухе
рекомендуется следующий: нагрев до 1120° С, выдержка от
30 мин до 2 ч в зависимости от сечения, деформация на 30%
(температура деформации 1050—1070° С), охлаждение на воз-
духе; старение при 700—750° С в течение 16 ч. Так как этот
режим, согласующийся с принятым для штамповки деталей,
Рис 274 Влияние различ-
ных режимов обработки иа
механические свойства спла-
ва XI2H20T3P п результате
кратковременных испытаний
на растяжение при различ-
ных температурах
/ — ВТМО прокаткой с об-
жатием 30%. 2 — ВТМО
штамповкой с обжатием .»<>%,
3 — обычная термическая об
работка Заключительное
старение во всех случаях
700® С
Рис- 275. Длительная прочность сплава
ХН77ТЮР при 550, 650 и 750® С после
различной обработки
/ — ВТМО прокаткой с обжатием 30%.
2 — ВТМО штамповкой с обжатием 30%.
3 — обычная термическая обработка На
грев перед деформацией на 1120° С. 10 —
20 мин Заключительное старение во всех
случаях 700® С, 16 ч, на воздухе
Рис 276 Длительная прочность сплава
Х12Н20ТЗР при 550, 650 и 750® С после
различной обработки
/— ВТМО прокаткой с обжатием 30%,
2 — ВТМО штамповкой с обжатием
30%, 3 — обычная термическая обра-
ботка Нагрев перед деформацией на
1120®С, 10—20 мин Заключительное
старение во всех случаях 700® С, 16 ч,
на воздухе
ВТМО АУСТЕНИТНЫХ СПЛАВОВ
407
отличался от стандартного режима термической обработки,
то было проведено специальное исследование влияния выдержки
при температуре нагрева под штамповку на свойства сплавов
после ВТМО (табл. 36) Как показали результаты испытаний,
Рис 277. Влияние различных степеней обжатня при ВТМО на свойства
сплавов ХН77ТЮР (в). ХН35ВТЮ (б) и Х12Н20ГЗР(в) (нагрев до 1120е С,
выдержка 30 мин, штамповка при 1050—1080° С, охлаждение на воздухе, ста-
рение 750° С, 16ч)
/ — 550° С, 0=90 кГ/мм*. 2—750’С. 0=30 кГ/мм*. 3—550° С, 0=85 кГ/мм*,
4 _ 550° С, О = 70 кГ/мм*
принятый режим ВТМО штамповкой обладает определенными
технологическими преимуществами
Кроме того, было изучено влияние ВТМО штамповкой
(с частичной рекристаллизацией) по разработанным режимам
на комплекс механических свойств конкретных деталей, изго-
408
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
товленных из исследованных сплавов (образцы вырезали из
деталей).
В табл. 36—39 и на рис. 279, 280 приведены результаты
исследования прочности в диапазоне указанных рабочих
Рис. 278 Влияние температуры деформации при ВТМО штампов-
кой (>.=30%) иа свойства сплавов ХН77ТЮР (а), ХН35ВТЮ (б),
X12H20T3P (а) Предварительный нагрев 1120* С. 30 мин, старе-
ние 750°С. 16 ч, иа воздухе Сплошные линии—охлаждение после
штамповки иа воздухе, пунктирные — охлаждение после штам-
повки в воде.
/—550* С, 90 кГ/мм*. 2—750° С, 30 кГ/мм», 3-550* С, 70 кПмм*
температур, склонности к тепловому охрупчиванию, усталост-
ной прочности, чувствительности к надрезу. Исследования
показали, что ВТМО вызывает повышение пределов прочности
и выносливости на 30%, повышает пластичность на 30—50%,
уменьшает чувствительность к надрезу.
Рис 279 Чувствительность*'к надрезу R
сплавов ХН77ТЮР (/) и ХН35ВТЮ (2)
при различных температурах испытания
длительностью 100 ч. сплошные линии —
ВТМО, пунктирные — обычная термиче-
ская обработка
Рнс 280. Влияние дополнительных нагревов после ВТМО (/) и обычной термической
обработки (//) на механические свойства сплавов ХН77ТЮР (а) и ХН35ВТЮ (б)
при выдержке 50 </) и 100 ч (2) Заштрихованы области исходного состояния
410
TMO АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
ТАБЛИЦА 36 ВЛИЯНИЕ ВЫДЕРЖКИ ПРИ ПРЕДВАРИТЕЛЬНОМ
НАГРЕВЕ НА СВОЙСТВА СПЛАВОВ ХН35ВТЮ И ХН77ТЮР
ПОСЛЕ ВТМО
О 2.5 й Кратковременные механические свойства Длительная прочность при 550° С
Сплав Hs hca s ch 2.8 g °b кГ/мм* * «5. ъв12 5S а кГ/мм* 9 М
1120 30 мин 20 560 137,0 127,0 100,0 95,0 23 19 36 21 85 85 126 132
ХН35ВТЮ 1120 2 ч 20 550 130,0 119,0 90,0 97,0 20 18 26 24 85 85 85 НО 115 122
1120 6 ч 20 550 129,5 120,0 95,5 93,8 20 16 1 25 21 85 85 85 118 98 136
|ХН77ТЮР 1120 30 мин 20 550 121,5 105,0 78,5 73,0 31 23 36 43 90 90 89 98
1080 8 « 20 550 120,1 101,0 76,5 75,0 36 22 42 34 90 90 75 86
Примечание ВТМО: штамповка при 1050е С; обжатие на 30%, охлажде-
ние на воздухе, старение при 750° С, 16 ч.
ТАБЛИЦА 37 МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ДЕТАЛЕЙ ИЗ |
СПЛАВОВ ХН77ТЮР, ХН35ВТЮ И Х12Н20ТЗР ПОСЛЕ РАЗЛИЧНОЙ
ОБРАБОТКИ
Вид 'полуфабриката Темпера- тура ис- пытаний °C "в кГ/мм* кГ/мм* ft % % °и кГ м/см* °-1 кГ/мм*
Мелкие штам ловки из сплава ХН35ВТЮ 20 550 125—136 106—113 110—120 98—105 96—105 20—30 35—45 5—7 29—33
70—73 82—94 65—75 16—18 15—18 20—28 20—25 23—26
17—20 18—20
Крупногабарит- ные штамповки из сплава ХН35ВТЮ, пе- риферия 20 550 130—132 108—113 120—125 90—98 98—112 72—76 96—96 65—68 13—17 18—26 3,5—5,0 3,0—3 5 -
8—13 12—16 9—12 24—26
9,5—10 9—11
ВТМО АУСТЕНИТНЫХ СПЛАВОВ
411
Продолжение табл 37
Вид полуфабриката Темпера- тура ис- пытаний °C СТв кГ/мм* а0,г кГ/мм* б % Ф % °н кГ м/см* <у_1 к/ /мм*
Kpj ппогаб |рит ныс штамповки из сплава аХНзбВТЮ, центр 20 550 132—136 98—100 120—122 92—95 100—106 70—75 96—98 63—68 15—19 24—26 4,5—3,5
10—12 13—15 10—13 3,5—4,0
9—12 13—15 — —
Штамповки нз сплава ХН77ГЮР 20 550 120—125 98—105 98—105 87—90 _7_«—В5 60—65 66—76 52—55 30—33 33—36 25—26
25—30 28—30 30—35 24—26 35—43 35—40 - 21—22
Штамповки нз сплава XI2H20T3P 20 116—128 98—107 88—105 68—70 30—30 18—25 48—30 20—25 6—8 3,5 -
Примечание В числителе — свойства после ВТМО, в знаменателе —
после стандартной термической обработки
ТАБЛИЦА 38 ДЛИТЕЛЬНАЯ ПРОЧНОСТЬ ГЛАДКИХ
И НАДРЕЗАННЫХ* ОБРАЗЦОВ (ИЗ ШТАМПОВОК) ИЗ СПЛАВОВ
ХН77ГЮР, ХН35ВТЮ И Х12Н20ТЗР
Сплав Температура испытаний ВТМО Стандартная терми- ческая обработка
° 100 к/ /мч* н °100 к/ /мм* °100 к/ /мм* ° 100 кГ /мм*
ХН77ТЮР 550 90—92 98 80 92
650 62 65 55 60
750 27 28 30 29
ХН35ВТЮ (мелкие 550 88—90 92 75 65
штамповки) 650 58 59 50 42
750 28 28 30 26
ХН35ВТЮ (крупно- габаритные штампов- 550 (пернфе РНЯ) ° 200 = 85 — 75 -
ки) 500 (центр) °ioo -100 — — —
550 (центр) С2ОО“&5 — 75 —
Х12Н20ТЗР 550 75 68 68
650 55 48 50
1 = 5 mjh, гн = 0,1 750 мм 27 30 30
412
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
ТАБЛИЦА 39 ЧУВСТВИТЕЛЬНОСТЬ К ТЕПЛОВОМУ ОХРУПЧИВАНИЮ
ИССЛЕДОВАННЫХ СПЛАВОВ ПОСЛЕ РАЗЛИЧНОЙ ОБРАБОТКИ
Сплав Режимы дополнительных нагревов вн, кГ м/см*, при 20° С
t. °C х, * после ВТМО после стандарт- ной термической обработки
ХН77ТЮР 550 550 100 500 6,0—7,0 • 7.0—в,5 3,5—4,0 3,5—3,0 • 3,5—4,0 2,8—2,0
ХН35ВТЮ 550 550 100 500 6,0—5,5 • 5,0—5,5 4,0—4,5 3,5—3,0 • 3,0—3,5 3,0—2,5
X12H20T3P * Исходное состоя 550 550 ние 100 500 7,0—8,0 • 6,0—7,0 5,0—5,5 5,0—5,5 • 4,0—4,5 3,0—3,5
ВТМО оказывает положительное влияние на длительную
прочность при умеренных температурах, отрицательное —
при высоких. ВТМО повышает жаропрочность сплава ХН77ТЮР
при 550° С на 20%, при 650° С — на 15%, при 700° С образцы
после ВТМО и обычной термической обработки имеют одина-
ковые свойства, а при 750° С после ВТМО они обладают более
низкой жаропрочностью. Для сплавов ЭИ598 и ЭИ827, леги-
рованных такими элементами, как W, Mo, Nb и в связи с этим
имеющих более высокую температуру разупрочнения, эффек-
тивность повышения жаропрочности в результате ВТМО на-
блюдается при более высокой температуре: 750—800° С.
Сопротивление ползучести после ВТМО, так же как и дли-
тельная прочность, повышается при 550—650° С и понижается
при 750° С.
Установлено, что ВТМО с частичной рекристаллизацией,
как и «нормальную» ВТМО, можно применять для упрочнения
жаропрочных сплавов, работающих в зоне умеренных рабочих
температур.
Положительным эффектом ВТМО является повышение пла-
стических свойств, в особенности характеризующих склон-
ность к сосредоточенной пластической деформации (сужение
площади поперечного сечения повышается приблизительно
на 40%), а также ударной вязкости (повышается в 1,5—2 раза).
Это повышение пластических и вязких свойств после ВТМО,
как следует _из экспериментальных данных, связано с изме-
ВТМО АУСТЕНИТНЫХ СПЛАВОВ
413
пившимся механизмом выделения упрочняющих фаз при ста-
рении, а также с особым состоянием границ зерен, благодаря
чему при высокотемпературных испытаниях механических
свойств преобладает внутризеренпый характер разрушения
(рис. 281) Статистическая обработка многочисленных данных
о характере изломов позволила построить диаграмму, пред-
Рис 281 Характер разрушения образцов сплава ХН77ТЮР при испытании на
длительную прочность При репродуцировании уменьшено в три раза Х200
Рисунок Обработка Условия испытаний
t, °C а. кГ/мм* Т, ч
а Стандартная термическая 550 80 103
б 550 65 700
л 650 45 490
8 750 30 186
д ВТМО 550 80 760
л 650 45 650
ж 750 30 175
ставленную на рис. 282; температура появления межзеренного
разрушения для образцов после ВТМО в интервале сроков
службы 100—1000 ч приблизительно на 50° С выше, чем для
образцов, подвергнутых обычной термической обработке.
Изучение деформационной способности после длительных
испытаний на растяжение показало, что в связи с торможением
межзеренного разрушения образцы после ВТМО обнаружили
меньшую склонность к статическому охрупчиванию, несмотря
на известную нестабильность их структуры. Так, образцы после
обычной термической обработки, претерпевшие при 650° С
межзеренное разрушение, имели остаточное удлинение всего
0,5—0,8%, тогда как образцы после ВТМО в этих же условиях
414
TMO АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
*исп<с
О 200 (>00 600 800 1000
Время до разрушения о
Рис 282. Изменение характера излома
сплава ХН77ТЮР в зависимости от
разрушались внутризеренно, с большим остаточным удлине-
нием, равным 4%. Как было отмечено, в связи с повышением
пластических свойств понижается и чувствительность к над-
резу; это особенно заметно на сплаве ХН35ВТЮ, обладающем
чувствительностью к надрезу после обычной термической обра-
ботки и являющемся нечувствительным к надрезу после ВТМО
(см рис 279).
Проверкой механических
свойств после продолжительных
выдержек в течение 50—100 ч
при 550—850° С было установ-
лено, что длительные нагревы
в диапазоне температур 550—
650° С вызывают дальнейшее
упрочнение сплавов (ав ==
= 140 кПмм2) при незначитель-
ном понижении пластичности
(6 = 20%, аа = 4 кГ м/см2)
Длительные выдержки при
800—850° С разупрочняют спла-
вы (см рис. 280). Возможность
дальнейшего упрочнения иссле-
дованных сплавов после ВТМО
температуры и длительности до разру-
шения после ВТМО (/) н обычной тер-
мической обработки (2), зона между
линиями 1 — 1 или 2—2 ограничивает
область смешанного разрушения
в результате длительных выдер-
жек была использована на прак-
тике, когда после изготовления
отдельных деталей проводили
нагрев с длительными выдержками при 600—650° С
С увеличением степени обжатия при ВТМО до 30% физиче-
ское уширение растет, дальнейшее увеличение степени обжа-
тия до 50% уже вызывает уменьшение физического уширения,
что связано с развитием рекристаллизации при высокотем-
пературной деформации с большими обжатиями Понижение
температуры нагрева при ВТМО с 1120 до 1000° С приводит
к большему искажению тонкой кристаллической структуры,
что увеличивает уширение ВТМО штамповкой вызывает мень-
шее значение физического уширения, чем ВТМО при прокатке,
что также связано с частичным развитием процесса рекристал-
лизации в первом случае
Предельные рабочие температуры, до которых эффективно
использование ВТМО, определяли в зависимости от срока
службы деталей Испытания показали, что норма ресурса
влияет на предельную температуру эффективности ВТМО;
с увеличением долговечности эта температура понижается
и, наоборот, с уменьше нием долговечности повышается (рис. 283,
ВТМО АУСТЕНИТНЫХ СПЛАВОВ
415
284). Было выявлено особое преимущество использования ВТМО
для деталей с кратковременным ресурсом работы, когда эффект
упрочнения сохраняется до высоких температур 800—850° С,
которыми вообще ограничивается применение указанных
сплавов
Рнс 283. Определение температурного порога эффективного применения BIMO
сплава ХН77ТЮР в зависимости от ресурса работы, сплошные линии — ВТМО,
пунктирные — обычная термическая обработка
а — изменение длительной прочности (а зависимости от продолжительности
испытания), б—температурные области эффективности ВТМО в зависимости
от ресурсов работы 1 ч—810° С, 10 ч—760° С, 100 ч —700° С, 1000 ч—650° С
(1 “ав’ 11 ~°10’ 111 “ ff100’ ,V — ff1000(P
Ъ,кГ/ннг
Рис 284 Определение температурного порога эффективного применения ВТМО сплава
ХН70МВТЮБ в зависимости от ресурса работы Обозначения см на рис 283
416
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
Если в условиях ВТМО рекристаллизация по каким-либо
причинам получает полное развитие и возникает мелкозерни-
стая равновесная структура, то это приводит к существенному
повышению выносливости и кратковременных механических
свойств, но отрицательно влияет на длительную жаропроч-
ность. Поэтому использование жаропрочных сплавов, имеющих
после высокотемпературной деформации полностью рекристал-
лизованную структуру, возможно только в случае кратковре-
менного ресурса работы. В условиях продолжительного срока
службы или сильно повышенной температуры эксплуатации
полностью рекристаллизованная структура определяет резко
сниженные жаропрочные свойства.
В работе с Д. Я. Каган было показано, что МТО жаропроч-
ных сплавов благоприятно влияет на их свойства только при
невысоких рабочих температурах и неблагоприятно — при
высоких температурах (750° С и выше). Полигонизованная
структура, полученная в результате этой обработки, упрочняет
главным образом зерно Поэтому при высоких температурах,
при которых увеличивается роль приграничных объемов,
упрочняющее действие ее ослабевает. Установлено, что МТО
с активным растяжением вызывает больший эффект упрочне-
ния при комнатной и умеренных температурах (550—600° С),
а МТО с замедленной деформацией в процессе ползучести более
эффективна при повышенных температурах (650—700° С) Это
явление, по-видимому, связано с большей измельченностью
тонкой структуры и искаженностью кристаллической решетки
после активного растяжения и более развитой субструктурой
с большей разориентировкой субзерен после длительного на-
гружения.
Сравнивали два вида термомеханической обработки жаро-
прочных сплавов: ВТМО и МТО, выполненных по оптимальным
режимам, найденным в процессе исследования [36]. Показано,
что по эффекту упрочнения и температурному порогу исполь-
зования ВТМО и МТО практически равнозначны; обе обработки
целесообразно применять для деталей, работающих только при
умеренных температурах. Однако ВТМО имеет ряд преиму-
ществ перед МТО, заключающихся в том, что после ВТМО
повышаются пластические свойства, понижается чувствитель-
ность к надрезу и более продолжительно сохраняется внутри-
зеренный характер разрушения. МТО влияет как обычный
наклеп, увеличивая межзеренную хрупкость, проявляющуюся
в понижении деформационной способности и повышении чув-
ствительности сплавов к концентрации напряжений. Это,
вероятно, связано с тем, что при МТО по принятым [36] режи-
мам весь эффект упрочнения создается за счет накопления несо-
ВТМО АУСТЕНИТНЫХ СПЛАВОВ
417
вершенств кристаллического строения и изменения тонкой
кристаллической структуры зерна, а при упрочнении в резуль-
тате ВТМО большую роль играет также и механизм старения.
Как показано, старение после деформации (т. е в условиях
ВТМО) сопровождается выделением более дисперсных и равно-
мерно распределенных фаз, что благоприятно влияет на пла-
стические свойства, сохраняет до более высоких температур,
по сравнению с МТО и обычной термической обработкой,
внутризеренный характер разрушения и повышает эффект
упрочнения по сравнению с обычным режимом старения после
закалки. Кроме того, изготовление деталей с применением
ВТМО более просто и легко осуществимо по обычному техно-
логическому процессу, что делает метод ВТМО во многих слу-
чаях более рациональным по сравнению с методом МТО.
Была установлена возможность применения комбинирован-
ной упрочняющей обработки, совмещающей ВТМО и МТО на
сплавах ХН77ТЮР, ХН70МВТЮБ, ЭИ827 Как наиболее
технологичный рекомендуется следующий режим этой обра-
ботки: ВТМО по оптимальному режиму и старение + МТО
деформацией растяжением при комнатной температуре на 0,2—
0,5% —длительная температурная стабилизация (для сплава
ХН77ТЮР — 600° С, 25 ч; ХН70МВТЮБ — 650° С, 25 ч,
ЭИ827 — 725° С, 25 ч). Установлено, что комбинированная
упрочняющая обработка вызывает повышение прочности иа
10%, повышение жаропрочности при 550—650° С приблизи-
тельно на 10%, повышение сопротивления пластической дефор-
мации на 15—20% по сравнению с каждой из упрочняющих
обработок в отдельности. Применение этой обработки особенно
целесообразно для деталей, не допускающих значительной
остаточной деформации после работы (табл. 40). Применение
комбинированной обработки повышает условные пределы пол-
зучести при 500 и 600° С примерно на 10—15% по сравнению
с ВТМО и па 30—40% по сравнению с обычным режимом тер-
мической обработки. Такая комбинированная обработка была
опробована на деталях, для которых лимитирующей характе-
ристикой является минимальная вытяжка в условиях экс-
плуатации.
Однако комбинированная упрочняющая обработка увеличи-
вает метастабильность состояния материала; в связи с этим
пороги ее применения ниже, чем для каждой из упрочняющих
обработок в отдельности. Так, для сплава ХН77ТЮР порог
разупрочнения при ресурсе 100 ч после ВТМО составляет
700° С, а после комбинированной обработки 660° С; для сплава
ХН70МВТЮБ порог разупрочнения снижается с 760° С в слу-
чае ВТМО до 730° С после комбинированной обработки
27 Бернштейн
418
TMO АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
ТАБЛИЦА 40 ВЛИЯНИЕ КОМБИНИРОВАННОЙ УПРОЧНЯЮЩЕЙ
ОБРАБОТКИ НА СВОЙСТВА ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ ХН77ГЮР,
ХН70МВТЮБ, ЭИ827
Режим комбинированной упрочняющей обработки Механические свойства при 20° С Длительная прочность при «исп-580°С
ВТМО МТО °в кГ/мм* °0,2 к.Г(мм» б. в % е- а кГ/мм* »
Сплав ХН77ТЮР
1120° С, 30 мин, штамповка на 30%, охлажде- ние на воздухе, старение 700° С, 16 *, иа воздухе Деформация растяжением на 0,3% при 20’ С. 600° С, 25 ч, на воз- духе 128,0 95,0 22 22 100 1 42—21 95 89—113 90 1 192—212 °D/100 > > 94 кГ/мм*
Сплав ХН70МВТЮБ
1140—1160° С, 30 мин, штам- повка на 30%, охлаждение на воздухе, старе нне 800° С, 16 ч, на воздухе Деформация растяжением иа 0,3% при 20° С, 650° С, 25 ч, на воз- духе 135,0 100,0 20 25 100 | 78 98 126 98 152 95 | 290 «Фдоо > > 99 кГ/мм*
Сплав ЭИ827
1140—1160° С, 30 мин, штам- повка на 30%, охлаждение на воздухе, старе- ние 800° С, 20 ч, на воздухе Деформация растя жен ием на 0,3% при 20° С, 725° С, 25 ч, на воз- духе 134,0 103 0 19,0 26,0 110 I 85 105 129 100 | 287 °D/100 > > 106 кГ/мм*
В работе С. 3. Бокштейна, С Т. Кишкина и др 137]
отмечено, что упрочняющий эффект ВТМО для жаропрочных
ТАБЛИЦА 41 КОЭФФИЦИЕНТ ДИФФУЗИИ (D-10”) НЕКОТОРЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ ПОСЛЕ ТЕРМИЧЕСКОЙ И ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ ОБРАБОТОК сплавов ограничивается определенной областью температур, выше которой интенсивно развиваются диффузионные процессы,
Сплав Обычная термине ская обработка ВТМО протекающие в сплавах, подвергнутых ВТМО, со значительно большей ско- ростью, чем после обычной термической обработки (табл 41).
о = л Л О X о. . 2 « * р.= и ®
4Х12Н8Г8МВФБ XH77TIOP 0,62 0,87 4,6 3,5 2,8 >.7 11 Для умеренных темпе- ратур ВТМО оказывается эффективным средством повышения жаропрочно-
ВТМО АУСТЕНИТНЫХ СПЛАВОВ
419
сти, в том числе и ползучести, никелевых и титановых сплавов
(рис 285 и 286). Это связано с более медленным развитием
межкристаллитных трещин, чем после обычной термической
обработки При оптимальном режиме ВТМО сплава ХН77ТЮР
(температура деформации 1000—1050° С, обжатие 30%) время
до разрушения при 500° С и напряжении 92 кПмм2 увеличи-
вается более чем в 30 раз [37].
Авторы работы [37] предлагают двухступенчатый режим
ВТМО, который, например для сплава ХН77ТЮР, должен
состоять из совмещения деформации с закалкой в воде с 1200° С *
Рис 285 Влияние ВТМО (2) иа со-
противление ползучести при 500° С и
напряжении 60 кГ/мм* для сплава
ВТЗ-1, после обычной термической
обработки (/)
67.
30 г
Рис 286 Влияние ВТМО (2) на
сопротивление ползучести сплава
ХН77ТЮР при 550° С и напряже-
нии 92 кГ/мм*, после обычной тер-
мической обработки (/)
из однофазного состояния и последующей дополнительной
деформации на 5—10% при 1000° С после выдержки при этой
температуре в течение 2 ч; заключительной операцией является
старение Предел прочности после такой двухступенчатой ВТМО
повысился на 30%, ударная вязкость — почти в два раза;
резко повысилось время до разрушения при испытании на
длительную прочность при 550 и 650° С. Электронпомикроско-
пическое исследование показало, что под влиянием деформации
распад твердого раствора протекал наиболее интенсивно —
выделилось большее количество упрочняющих фаз и они ока-
зались более равномерно распределенными.
Следует отметить, что в зависимости от температуры, при
которой проводили обжатие, деформация оказывает различное
влияние на изменение строения и свойств аустенитных старе-
ющих сплавов. В работе [38] исследования были проведены
на стали, содержащей 0,36% С, 12,4% Сг, 7,5% Ni, 8,9% Мп,
1,23% Мо, 1,25% V, 0,25% Nb. При этом образцы нагревали
до 1180° С, затем подстуживали до 1100—400° С, через каждые
100° С, и проводили деформацию при этих температурах с раз-
личными степенями обжатия (до 30%). Было установлено, что
* При такой высокой температуре получают развитие рекристаллизационные про-
цессы и образуются очень мелкие зерна
27*
420
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
при умеренных температурах деформация интенсифицирует
старение, а при высоких, наоборот, ускоряет растворение
карбидов
С 3 Бокштейн, С. Т. Кишкин и др считают [37], что
двухступенчатый режим ВТМО особенно перспективен для
упрочнения сталей, применяемых для изготовления лопаток
компрессоров, работающих при умеренных температурах Так,
для стали 1Х12Н2ВМФ отмечено повышение механических
свойств при 20 и 450° С, особенно длительной прочности,
после следующей обработки: деформация 60% при 1010° С
с закалкой + совмещенная с отпуском мартенсита при 600° С
деформация 5—10% (так называемая калибровка) Как сле-
дует из данных табл. 42, предел прочности при 20° С повысился
на 40%, при 450° С — на 60%, и резко увеличилось время до
разрушения при 450° С и напряжении 75 кПмм* Структурным
отличием двухступенчатой ВТМО стали 1Х12Н2ВМФ является
измельчение игл мартенсита ВТМО стали 1Х12Н2ВМФ отно-
сится к обработке сплавов, в которых используется совместный
эффект упрочнения от деформации и полиморфных превраще-
ний (см гл. 3, т. II)
ТАБЛИЦА 42 ВЛИЯНИЕ ДВУХСТУПЕНЧАТОЙ ВТМО
НА СВОЙСТВА СТАЛИ 1Х12Н2ВМФ [37]
Режим обработки (исп ~ 20° с <нсп = 450°С Время до разру- шения при 450° С и 75 кГ/мм*, ч
к кГ/мм* аи кГ м/см* as а; «© Ф. %
Серийная техноло- гия, нагрев 1180° С, штамповка, правка, нормализация, 1010° С, закалка с 1010° С, отпуск 580° С, 2 ч 116 16,5 63,5 7,1 89,2 13,2 63,4 47 15
Двухступенчатая ВТМО совмещение штамповки при 1010° С с закалкой и калибровки с от- пуском 600° С, 2 ч 159 14,2 54 2 5,5 142,5 14,0 50,7 403 (снят) 175
М В Приданцев, О. И Коваленко, О А Банных исследо-
вали влияние различных технологических схем термомехани-
ческого упрочнения стали 28Х10Г8М4 на ее свойства в раз-
личных условиях механических испытаний. ВТМО (деформа-
ция при 1000° С с промежуточными подогревами, а также
ВТМО АУСТЕНИТНЫХ СПЛАВОВ
421
непрерывная прокатка в интервале 1000—400° С) и НТМО
(дробная деформация при 500° С с промежуточными подо-
гревами) приводит к упрочнению стали 28Х10Г8М4 в резуль-
тате превращения при последующем за деформацией охлаждении
наклепанного аустенита в мартенсит. Деформация стали при
20 и —196° С определяет сильное упрочнение в результате
образования мартенсита деформации и наклепа аустенита.
В результате комбинированного термомеханического упроч-
нения (горячая прокатка от 1100° С 4- холодная прокатка X, =
= 30% + отпуск 500° С) сталь 28Х10Г8М4 имеет при 20° С
следующие свойства: ов == 190—215 кПмм*, б = 15—20%,
ан = 6—8 кГ-м/см2’, кратковременные горячие испытания
при 450° С дают ов = 155—160 кГ/мм2, а при 500° С ов =
= 150 кГ/мм2 При испытании на длительную прочность при
450° С и напряжении 125 кГ/мм2 время до разрушения более
1000 ч, а при 450° С и 140 кГ/мм2 — более 100 ч.
Упрочнение марганцевой аустенитной стали типа 50Г20
и 50Г20Ф было изучено в работах С И. Сахина и др. [39, 31 ].
Заготовки больших размеров (пластины толщиной 20 мм и
шириной 150 мм) подвергали деформации прокаткой; цилинд-
рические заготовки высотой 60 мм подвергали деформации
осадкой под прессом; образцы вырезали вдоль и поперек направ-
ления прокатки (осадки) После нагрева стали 50Г20 на 1000° С
проводили подстуживание до 900° С или до 500° С, а затем
деформацию прокаткой на 70% и быстрое охлаждение в воде.
Как следует из данных табл. 43, ВТМО значительно упрочняет
аустенитную марганцевую сталь 50Г20, особенно в случае
ТАБЛИЦА 43 МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СТАЛИ 50Г20 ПОСЛЕ
ДЕФОРМАЦИИ ПРИ 500 И 900° С НА 70% И ПОСЛЕДУЮЩЕГО
ОХЛАЖДЕНИЯ В ВОДЕ
Режим обработки ь м ат кГ/мм* •О £ * at
Закалка с 1000° С в воде Нагрев до 1000° С, подстуживание до 900° С, деформация на 70%, охлаждение в воде Нагрев до 1000° С, подстуживание до 500° С, деформация на 70%, охлаждение в воде Примечание В числителе — свойс образцах, в знаменателе — на поперечных 75,7 75,3 84,0 83,2 113,5 112,1 :тва, пс 37,9 37,6 64,7 64,5 107,9 101,0 >лучеин1 67,0 69,0 46,0 46,2 J8J5 20,0 яе на 70,5 73,5 62,5 57,0 45,5 46,0 продол 30,0 26,0 18 5 15,8 8,0 7,8 ьиых
422
TMO АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
деформации подстуженного аустенита при 500° С; предел теку-
чести увеличивается почти в три раза при сохранении достаточно
высокой пластичности и вязкости.
Сталь 50Г20Ф была подвергнута ВТМО по режиму: нагрев
при 1150° С, подстуживание до различных температур, дефор-
мация прессованием на 30%, закалка в воде; часть образцов
проходила заключительное старение при 650° С, выдержка
10 ч. В этом случае также наблюдается непрерывное возра-
4/71------1------.-----1------1
1200 1000 800 600tje(p°C
Рис 287 Механические свойства
стали 50Г20Ф в зависимости от
температуры деформации под-
стужениого аустенита,
1 — TMO по режиму 1150° С,
подстуживание до различных тем
ператур, осадка под прессом на
30%, охлаждение в воде, 2 —
ТМО 4-старение, 650° С, 10 *
Рис 288 Изменение параметра
решетки стали 50Г20Ф в зави-
симости от температуры дефор-
мации при ТМО,
1 — 1150° С, подстуживание до
различных температур, обжатие
30%. закалка в воде 2 — старе-
ние 650° С, 10 ч
станке прочности при понижении температуры деформации
(рис 287). В результате старения при 650° С в течение 10 ч
удается еще больше повысить значения предела прочности
(140 кПмм2) и предела текучести (125 кПмм2); при повышении
степени деформации при ВТМО до 40% (обжатие при 500° С)
удалось получить следующие механические свойства: ав =
= 145—150 кПммг\ ат = 135—140 кПмм\ аа = 3,5 —
4 кГ-м1см\ 6 7%; ф = 20—25%, что более чем на 25%
превышает прочность этой стали после обычной термической
обработки [39 I
В связи с тем, что во время подстуживания до определенных
температур и изотермической выдержки происходит выделение
карбицов и обеднение твердого раствора (рис 288), была опро-
бована комбинированная обработка. Она состояла в том, что
цилиндрические заготовки диаметром 50 и высотой 60 мм
из стали 50Г20ФМ после закалки с 1175° С в воде нагревали
до 500 или 600° С (выдержка 10 мин) и деформировали на 40%
(охлаждение в воде) Такое совмещение процессов старения
и деформации в еще большей степени упрочняет сталь (табл. 44)
В ТМО АУСТЕНИТНЫХ СПЛАВОЙ
423
ТАБЛИЦА 44 МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СТАЛИ 50Г20Ф
Режим обработки кПмм* °т кГ/мм1 6 %
Нагрев до 1175° С, подстуживаиие до 500° С, выдержка 10 мин, деформация на 40%, ох- лаждение в воде 139,5 126,8 6 9,0
Нагрев до 1175е С, охлаждение в воде, на- грев до 500° С, выдержка 10 мин, деформация 40%, охлаждение в воде 148,5 135,0 3 3,2
Нагрев до 1175° С, охлаждение в воде, на- грев до 600° С, выдержка 10 мин, деформа- ция 40%, охлаждение в воде 162,8 148,0 2 5,7
Примечание Прессовки диаметром 650° С, 10 ч 50, высотой 60 мм Отпуск при
Большой интерес представляют опыты С И. Сахина и
О Г. Соколова [39], в которых небольшую по величине пла-
стическую деформацию подстуженного аустенита чередовали
с промежуточной изотермической выдержкой при температуре
деформации (промежуточный отдых) или с промежуточными
нагревами немного выше порога рекристаллизации (промежу-
точная рекристаллизация). Эти опыты имеют не только прак-
тическое значение, но и позволяют уяснить механизм упроч-
нения в результате ТМО. Они подтвердили устойчивость этого
упрочнения даже в условиях протекания рекристаллизацион-
ных процессов (табл. 45). Промежуточный отдых, а также
промежуточная рекристаллизация определяют сохранение вы-
ТАБЛИЦА 45. ВЛИЯНИЕ ПРОМЕЖУТОЧНОГО ОТДЫХА
И РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СТАЛИ 50Г20
Режим обработки % кГ/мм1 GT кГ/ммг ан кГ м/см1
Закалка от 1000° С в воде 75 38 68 72 30
Нагрев до 1000° С, подстуживаиие до 500° С, деформация 20%, перенос на 500° С, 1 ч, деформация на 20%, перенос на 500” С, деформация на 20%, охлаждение в воде 125 115 18 49 6,8
Нагрев до 1000° С, подстуживаиие до 500° С, деформация на 20%, нагрев до 900° С 30 мин, перенос на 500° С, дефор- мация на 20%, нагрев до 900° С, перенос на 500° С, деформация иа 20%, охлаждение в воде ПО 104 20 50 8,5
424
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
соких значений пределов прочности и текучести, полученных
в результате ТМО, в то же время промежуточные подогревы
способствуют возможности достижения больших обжатий аусте-
нита при невысоких температурах деформации. Особенно
Интересен случай многократной промежуточной рекристалли-
зации, которая не привела к разупрочнению; это согласуется
с другими результатами С И Сахина и О. Г Соколова [40],
полученными при НТМО стали, упрочняемой в результате мар-
Рис 289 Влияние промежуточного отдыха на
механические свойства стали 50Г20 [40J
1 — закалка с 1000° С в воде. 2 — нагрев до
1000° С. подстуживание до 500° С, деформация
70%, охлаждение в воде, 3 — нагрев до 1000° С
/ — охлаждение в воде, 11 — подстуживание до
500° С, деформация 10%, III — то же и отдых
при 500° С в течение 1 ч, деформация 20%, /V—то
же и отдых при 500° С в течение 1 ч, деформация
20%, V —то же и отдых при 500° С в течение 1 ч,
деформация 20% Охлаждение каждого образца-
свидетеля в воде
Рис 290 Влияние промежуточной ре-
кристаллизации при ТМО стали 50Г20
140]
/ — закалка с 1000° С в воде; 2 — на-
грев до 1000° С, подстуживание до
500° С, деформация 70%, охлаждение
в воде, 3 — нагрев до 1000° С, 1 — ох-
лаждение в воде. II. IV, VI, VI// —
деформация при 500° С иа 10, 20. 20,
20% соответственно III, V, VII — про-
межуточная рекристаллизация при
900° С, 30 мин
тенситного превращения (см. гл. 3, т. II) Следует отметить,
что при всех описанных экспериментах по ТМО аустенитной
марганцевой стали типа 50Г20 не было обнаружено (и после
сильной деформации) а-фазы.
Как показано на рис. 289, при ТМО аустенитной'марганце-
вой стали 50Г20 после трехкратного обжатия в сумме на 50%
(10 + 20 4- 20%) с промежуточным двукратным отдыхом проч-
ностные свойства достигают уровня, полученного на этой же
стали при ТМО с однократной деформацией 70%. Твердость же
в результате промежуточного отдыха (500° С, 1 ч) снижается
с 330 до 290 ffВ, что облегчает деформацию подстуженного
аустенита. На рис. 290 показано, что каждая последующая
деформация стали 50Г20 при ТМО с промежуточной разупроч-
няющей рекристаллизацией существенно увеличивает проч-
ВТМО АУСТЕНИТНЫХ СПЛАВОВ
425
ность стали. Структура стали после деформации с промежуточ-
ной рекристаллизацией состоит из мелких почти равноосных
зерен вместо четко выраженной волокнистой структуры после
сильной однократной деформации. Такая однородная мелко-
зернистость также Может определять повышение прочности
стали.
В работах Н. С. Алферовой с сотр. [41, 83, 84] было иссле-
довано влияние условий горячего деформирования при произ-
Рис 291 Механиче-
ские свойства стали
Х25Т в зависимости
от температуры горя-
чей прокатки и раз-
ных условий термине
ской обработки [41]
/ — в исходном состоя
нии, 2—после закал-
ки с 800° С, выдержка
в течение часа, 3 — по-
сле закалки с 875° С,
выдержка в течение
водстве труб из нержавеющих и окалиностойких сталей на их
структуру и свойства При этом нужно было связать условия
нагрева при горячей деформации с режимами последующей
термической обработки, чтобы в итоге получить определенные
эксплуатационные свойства в готовых изделиях. Результаты
некоторых испытаний приведены на рис. 291; они показывают,
что имеется устойчивое сохранение влияния условий горячего
деформирования, даже проводимого при столь высоких тем-
пературах, как 1100—1150° С, на свойства аустенитной или
ферритной нержавеющей стали после высокотемпературной
закалки (см. рис 291).
426
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
Таким образом, эксперименты проф. Н. С. Алферовой
подтверждают высказанные нами положения об устойчивости
(наследственности) влияния деформации на строение и свойства
сталей (в данном случае нержавеющих).
ТМО АУСТЕНИТНЫХ СПЛАВОВ
ПО СХЕМЕ III: ЗАКАЛКА — НАКЛЕП — СТАРЕНИЕ
Давно было известно, что предшествующая пластическая
деформация может значительно изменить поведение металла
в условиях ползучести Еще в 1914 г. Андраде установил, что
под влиянием наклепа первая стадия ползучести практически
исчезает Было известно, что существует оптимальная степень
наклепа, зависящая от температуры испытания, которая опре-
деляет наиболее высокое сопротивление ползучести. Эта опти-
мальная степень наклепа для низкотемпературных испытаний
выше, чем для высокотемпературных. Применение предвари-
тельной пластической деформации оказывается целесообразным
для сплавов, работающих при невысоких температурах в тече-
ние сравнительно коротких ресурсов. Так, в промышленности
эту схему ТМО применяли за рубежом для упрочнения метолом
промежуточного полугорячего наклепа со степенью 5—20%
при 650—800° С ряда деталей газотурбинных реактивных
двигателей, изготовленных из предварительно аустенизирован-
ных сплавов типа 16-25-6 (Тимкен), 12-13-10 (G-18B), 20-20-20
(N — 155). Обычно упрочнению подвергаются турбинные ди-
ски, т. е детали, работающие под большими напряжениями
при умеренном нагреве (до 700° С) с ресурсом порядка 1000 ч.
Следует отметить, что развивающаяся на 35—40% (объемн.)
в условиях службы рекристаллизация обработки еще не опре-
деляет падения длительной прочности на срок до 1000 ч. Замет-
ное влияние рекристаллизации на падение жаропрочности
указанных сплавов при 650—700° С может наблюдаться лишь
тогда, когда рекристаллизованные зерна занимают более 50%
объема металла. В работе М. Г. Лозинского 1261 также отме-
чается повышение сопротивления ползучести и долговечности
для технически чистого никеля после деформации с час-
тично прошедшей рекристаллизацией.
Влияние наклепа растяжением и кручением на длительную
прочность сталей 1Х18Н12Т, 1Х18Н9Т и ЭИ257 было изучено
в работах И И. Трунипа [421.
Показано, что влияние наклепа на длительную прочность
и сопротивление ползучести при одной и той же температуре
испытания может быть различным. Поэтому положительное
влияние наклепа на одну из характеристик жаропрочности
ТМО АУСТЕНИТНЫХ СПЛАВОВ
427
еще не гарантирует его положительного влияния на жаропроч-
ность в целом.
Влияние наклепа растяжением на сопротивление ползучести
аустенитных сталей ЭИ257, ЭИ69 и ЭИ395 исследовано в ра-
боте 143]. Предварительный наклеп резко сокращает участок
неустановившейся ползучести и увеличивает сопротивление пол-
зучести (оцениваемое по скорости ползучести на установи-
вшемся участке). Показано, что сталь ЭИ257 при температуре
испытания 625° С и напряжении 12 кПмм* имеет скорость пол-
зучести на ненаклепанном образце 2,7-10~4 %/ч за 400—
800 ч, а на наклепанном — 2,7—2,8-Ю"6 %/ч, т. е. в 10 раз
меньше. Для стали ЭИ395 наклеп с обжатием 10% позволяет
повысить рабочее напряжение примерно на 50—60%.
Испытания стали, содержащей 0,1% С, 18% Сг, 9% Ni,
1% W, 0,7% Ti, показали, что для каждой температуры ниже
700° С с увеличением степени наклепа (растяжением) до неко-
торой величины предел ползучести возрастает, наклеп более
высокой степени приводит к снижению сопротивления ползу-
чести. Оптимальная степень наклепа уменьшается с увеличе-
нием температуры испытания, при температуре 700° С и выше
даже незначительный наклеп приводит к разупрочнению.
Следует отметить, что продолжительность испытаний была
небольшой — 40 ч.
Результаты испытаний при 600 и 650° С шести аустенитных
сталей типа Х18Н9 (с разным содержанием хрома и никеля)
показали, что наклеп (волочением) определяет наличие упроч-
няющего эффекта только при больших напряжениях, т. е.
сравнительно малой продолжительности испытаний (менее
1000 ч), причем с увеличением степени наклепа при одном и
том же напряжении (при испытании) увеличивается продолжи-
тельность до разрушения 144].
В работе 1451 показано, что наклеп растяжением (относи-
тельное сужение 18%) приводит к резкому снижению деформа-
ционной способности стали 1Х18Н9Т при температуре испы-
тания 600° С. Снижение пластичности связано с более интен-
сивным развитием межкристаллического разрушения в накле-
панной стали. В работе [42] показано, что наклеп растяжением
приводит к снижению ударной вязкости стали 1Х18Н12Т,
причем оно тем больше, чем выше степень наклепа.
Влияние наклепа на сопротивление термической усталости
было изучено в работе [46] на стали типа Х18Н10 с ниобием
при средней температуре цикла 350° С и максимальной тем-
пературе 550° С. Показано, что при одном и том же числе
циклов до разрушения среднее значение напряжения увели-
чивается с увеличением степени наклепа, т. е. влияние наклепа
428
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОЙ
в этих условиях положительно Оказалось, что вид наклепа
не имеет значения, если другие условия проведения экспери-
мента одинаковы. При высоких температурах (выше 600° С)
влияние наклепа на сопротивление термической усталости
является отрицательным.
Исследование длительного разрушения гнутых аустенитных
труб размером 32 X 5,5 мм под внутренним давлением при
700° С показало, что наклеп отрицательно влияет на длитель-
ную прочность и сопротивление ползучести, а разупрочняющее
действие его тем значительнее, чем меньше средний радиус
гиба, т. е. чем выше степень наклепа *. Это делает необходимым
проведение термической обработки гибов труб из исследован-
ных в работе аустенитных сталей 1Х18Н12Т и ЭИ257.
Исследования влияния наклепа на жаропрочность никеле-
вых сплавов [47, 85] показали, что практически любой наклеп
сплава ХН77ТЮР снижает продолжительность до разрушения
при 700° С и напряжении 36 кГ!мм\ и тем сильнее, чем выше
его степень Указывается, что это связано с увеличением ско-
рости протекания диффузионных процессов под влиянием
наклепа, что приводит к изменению сопротивления отрыву
Рассматривая старение аустенитной стали типа 14-14-2,
В. И. Просвирин [48] указывает на ускоряющее влияние холод-
ной пластической деформации на распад пересыщенных твер-
дых растворов. По его данным, в наклепанном образце при
нагреве (старении) на температуру 700° С карбид Сг7С3 не суще-
ствует, а вместо него уже имеется карбид Сг23С6 (выдержка
400 ч). В ненаклепанных образцах после старения при 700° С
в течение 800 ч карбид Сг7С3 еще существует. Ускоряющее
действие наклепа на развитие старения иллюстрируется также
изменением параметра решетки в зависимости от времени вы-
держки при 700° С.
В ряде других работ (например, 149]) также подтверждается
ускоряющая роль холодной пластической деформации на про-
цесс распада пересыщенного твердого раствора в жаропрочных
сплавах. Большинство исследователей объясняют ускоряющее
влияние холодной пластической деформации, исходя из энер-
гетических соображений. Особенностям кристаллического строе-
ния металлов и сплавов после холодной пластической деформа-
ции уделялось мало внимания.
В работах [47] утверждается, что при небольших степенях
обжатия ТМО по схеме закалка—наклеп—старение повышает
длительную прочность сталей и сплавов, а при высоких степе-
нях деформации положительное влияние не обнаруживается.
* Г А Степанов Автореферат диссертации Москва, 1963
ТМО АУСТЕНИТНЫХ СПЛАВОВ
429
Т ч
Рис 202 Влияние предварительной
деформации на время до разрушения (Т)
сплава ЭИ437 при 500° С и напряже-
нии 80 кПмм* [471
Кроме того, повышение длительной прочности наблюдалось
лишь при низкой температуре, например для сплава ЭИ437
при температуре около 500° С (рис. 292). Причину такого
рода влияния наклепа (в том числе поверхностного — шли-
фовка, точение и др.) на длительную прочность авторы считают
связанной с ускорением диффузионных процессов, лежащих
в основе дисперсионного твердения и приводящих к понижению
сопротивления отрыва; при низких температурах, при которых
не происходит существенного ускорения диффузионных про-
цессов, преобладает фактор из-
мельчения субструктуры.
К. Кларк [49] показал,
что полугорячий наклеп стали
типа 16-25-6 увеличивает ее
длительную прочность при тем-
пературах испытания 600 и
700° С, причем при 700° С дли-
тельная прочность повышается
не так явно, как при 600° С;
при 760° С длительная проч-
ность несколько понижается.
В работе Дэвиса, Ричардса и Уилшайра [50] было проведено
изучение различных режимов предварительного деформирова-
ния на характеристики ползучести и длительной прочности
чистого никеля (99,993%) и малолегированного никелевого
сплава, содержащего 0,1 % (ат.) Au. Для исследования влияния
температуры предварительного деформирования последнее про-
водили при температуре жидкого азота, комнатной и при
500° С, являющейся температурой испытания на ползучесть.
Скорость деформации составляла примерно 10 %/мин\ степень
деформации была 5, 10, 15 и 25% Влияние температурной
стабилизации после деформации, но до испытания на ползу-
честь, изучали после нагрева при 500° С в течение 16 ч; иссле-
дования показали, что в этих условиях не было заметной ре-
кристаллизации, которая проявлялась только при более дли-
тельных выдержках.
Испытания на ползучесть и длительную прочность прово-
дили при 570° С и напряжениях от 6 до 25 кПммг. Так как
испытания проводили при постоянной нагрузке, то при графи-
ческой обработке результатов пользовались истинными напря-
жениями (т. е. указывали фактическое сечение образца в мо-
мент начала установившейся стадии ползучести).
Было установлено [50], что при данной степени предвари-
тельной деформации снижение температуры предварительного
деформирования эквивалентно по влиянию на высокотемпера-
430
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
турную ползучесть и длительную прочность увеличению сте-
пени деформации при данной постоянной температуре. Нагрев
образцов никелевого сплава после его деформации на 25%,
но до испытания, приводит при последующем испытании к воз-
растанию скорости ползучести и к уменьшению времени до
разрушения (долговечности), т. е. возврат в данном случае
оказал отрицательное влияние. Однако при испытании пред-
варительно деформированных образцов во всех случаях, когда
в процессе определения жаропрочности не происходило роста
зерен или не было сильного развития возвратных процессов,
наблюдались увеличение сопротивления высокотемпературной
ползучести и отсутствие заметного начального удлинения;
влияние на длительную прочность было менее отчетливым.
Ряд исследований, проведенных на стареющих сплавах
Ni—Be (типа ЭИ996) для токоведущих упругих чувствитель-
ных элементов, работающих до 250° С, показал, что применение
промежуточного обжатия на 30—35% между предварительной
закалкой (с 1050° С в воде) и старением при 500—520° С, вы-
держка в течение часа, определяет существенное повышение
механических свойств. ов = 170-И80 кПмм2, Ор = 90-*-
110 кПмм,\ 6 = 3,5 —7,5% [511. В работе К. В. Барли и
Ю. А. Скакова показано, что уже в процессе пластической
деформации закаленного сплава происходит распад пересы-
щенного твердого раствора. При последующем нагреве (старе-
нии), когда одна стадия распада (характеризуемая изменением
тонкой субзеренной структуры твердого раствора) сменяется
второй стадией (выделением 0-фазы, имеющим гетерогенный
характер — пластины у границ и округлые частицы внутри
зерен) наблюдается ускоряющее влияние предшествовавшей
деформации, главным образом на начальные стадии старения.
С увеличением продолжительности отпуска влияние деформации
ослабевает, причем тем быстрее, чем выше содержание берил-
лия в сплаве. Авторы объясняют это тем, что увеличивается
доля влияния фазового наклепа на процесс распада, который
становится соизмеримым с влиянием внешнего наклепа.
Исследования по влиянию промежуточного (между закалкой
и старением) наклепа были проведены также на сплаве типа
Н36ХТЮ (ЭИ702), применяемом для изготовления немагнит-
ных упругих элементов, работающих при высоких температу-
рах [511. Изучение изменения свойств после закалки и наклепа
прокаткой на 5—50% на образцах, вырезанных из мембран
толщиной 0,25 мм, показали, что холодная пластическая дефор-
мация определяет, как обычно, рост физического уширения
рентгеновских линий и падение электросопротивления (в связи
с деформационным распадом твердого раствора), а также суще-
ТМО АУСТЕНИТНЫХ СПЛАВОВ
431
ственный рост предела упругости о0002, который увеличивается
с 35 (обжатие 5%) до 58 кГ1мм? (обжатие 50%). Однако обна-
руживается существенная анизотропия предела упругости:
значение 58 кПм.м2 отвечает поперечному направлению, тогда
как в продольном Направлении о0002 составляет 41 кПмм\
Предложенная А. Г. Рахштадтом двойная термомеханическая
обработка, предусматривающая после наклепа закаленного
сплава проведение второй закалки с быстрым нагревом (в дан-
ном случае до 950° С) и короткой выдержкой, приводит к еще
большему возрастанию сопротивления малым пластическим
деформациям. При этом твердость практически не изменяется,
а электросопротивление увеличивается. Чем больше допуск
на остаточную деформацию при условном пределе упругости,
тем меньше прирост предела упругости после повторной за-
калки наклепанных образцов. Наибольшее увеличение предела
упругости (почти на 70%) было обнаружено при выдержке
после нагрева на вторичную закалку в течение 3 сек, при этой
продолжительности еще сохраняется текстура (обнаружи-
ваются рентгеновски ее максимумы) и рекристаллизация не
наблюдается. С увеличением выдержки до 40 сек происходит
рекристаллизация и все свойства снижаются [511. Такая зави-
симость изменения свойств закаленного и деформированного
сплава при повторной закалке разной продолжительности
в сочетании с наблюдающимся [52] устранением анизотропии
предела упругости, а также с прямыми электронномикроско-
пическими исследованиями (на никеле) [53] приводит к вы-
воду, что эффект роста сопротивления малым пластическим
деформациям (увеличение сопротивления большим пластическим
деформациям не наблюдается) после такой обработки обусло-
влен перераспределением дислокаций с их более равномерным
расположением (по типу полигонизации). Как следует из
данных табл. 46, это изменение предела упругости сопрово-
ждается увеличением пластичности, что также свидетельствует
о протекании процессов полигонизационного типа после такой
комбинированной обработки (закалка—наклеп—скоростная за-
калка), позволяющей к тому же практически осуществить
формоизменение, что было невозможно после наклепа.
Тогда естественным завершением предложенной технологи-
ческой схемы является заключительный отпуск (старение),
закрепляющий благоприятное распределение дислокаций и
создающий окончательный уровень свойств. После проведения
такого старения при обычных для этого сплава Н36ХТЮ тем-
пературах 600 и 690° С получают значительное повышение
сопротивления малым пластическим деформациям (табл. 47).
При этом проявляются некоторые характерные особенности
482
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
ТАБЛИЦА 46 ВЛИЯНИЕ СТЕПЕНИ ХОЛОДНОЙ ДЕФОРМАЦИИ
И ПРОДОЛЖИТЕЛЬНОСТИ ПОВТОРНОГО НАГРЕВА ПРИ ЗАКАЛКЕ
С 950° С НА СВОЙСТВА СПЛАВА ЭИ702 [51]
Д т, сек. а0 002 кГ/м w‘ а0 005 Ki /мч1 0. % HV р ом м и */м
5 0 35,4 46,6 23 280 1,068
3 58,3 66,0 27 250 1,073
5 47,5 57,0 29 331 1,074
10 47,0 57,0 32 220 1,073
40 35,2 41,6 38 194 1,076
10 0 39,4 53,4 15 290 1,064
3 66 2 73,2 25 306 1,079
5 57,6 66,5 29 266 1 081
10 43,0 55 0 33 209 1,077
40 35,2 39,7 39 180 1,077
20 0 46,4 60,8 10 306 1,058
3 72,4 80,7 22 306 1,083
5 57,6 66,5 30 250 1,083
10 43,7 53 2 35 184 1,081
40 37,0 42,0 40 181 1,081
50 0 57,8 73,1 8 332 1,054
3 82,0 90,0 25 345 1,082
5 41,8 53,5 36 206 1,082
10 41 0 53,0 40 201 1,08
40 39,6 46,0 40 177 1,079
ТАБЛИЦА 47 ЗНАЧЕНИЯ ПРЕДЕЛА УПРУГОСТИ В РЕЗУЛЬТАТЕ
ЗАКАЛКИ, ДЕФОРМАЦИИ, ПОВТОРНОЙ ЗАКАЛКИ И ОТПУСКА
СПЛАВА ЭИ702 (Н36ХТЮ) [51]
л % °0,002 после деформа- ции кГ/ммг Время выдерж ки при повтор- ной закалке сек а0,002 после повтор- ной закалки кГ/мм- Макс °0,002 после отпуска при 600° С кГ/мм- Прирост °0,002 после отпуска при 600° С % Макс а0,002 после отпуска при 690° С кГ/мм* Прирост а0,003 после отпуска при 6‘10° С %
( 3 58,3 97,0 64,6 87,5 50,0
5 35,4 { 5 47,5 94 5 99,0 86,5 82,6
1 10 47,0 88,0 87,5 81,0 72,4
1 3 66,2 96,5 45,7 89,0 34,4
10 39,4 57,6 94,0 63 2 86,0 49,2
1 ю 43,0 89,0 107,0 81,0 88,5
( 3 72,4 98,0 36,0 86,0 18,7
20 46,4 < 5 57,6 95 8 66,1 83,0 44,2
1 ю 43,7 84,7 84,0 77,4 77,0
( 3 82,0 103,0 25,6 89,0 7,3
50 57,8 41,8 102,5 146,6 87,0 108,2
1 10 41,0 90,0 119,5 76,0 85,5
ТМО АУСТЕНИТНЫХ СПЛАВОВ
433
изменения свойств, аналогичные обычно получаемым в резуль-
тате полигонизации: прирост предела упругости (по отношению
к закаленному состоянию) тем больше, чем меньше степень
предварительной деформации и меньше выдержка при повтор-
ной закалке, максимум предела упругости всегда достигается
при более короткой выдержке при старении, чем максимум
твердости, т. е сопротивление малым или большим пластиче-
ским деформациям достигается при различных структурных
состояниях [51 L
При исследовании временной зависимости свойств при
заключительном старении было установлено, что для устра-
нения (или резкого уменьшения) наследственного влияния на-
клепа сплав Н36ХТЮ (ЭИ702) нужно подвергать не первичной,
а собирательной рекристаллизации. Так, нагрев, который
по металлографическим исследованиям приводил к проте-
канию первичной рекристаллизации (например, в результате
повторной закалки с выдержкой 40 сек), не приводил к полному
снятию влияния наклепа на упрочнение,
В работе А. В. Смирновой [541 установлен сложный харак-
тер распада сплава типа Н36ХТЮ, в процессе которого на на-
чальной стадии старения (600—650° С) превращения в твердом
растворе, связанные с образованием частиц y'-фазы [(Ni,
Fe)3(Ti, AI)] с кубической решеткой, происходят лишь в при-
граничных объемах. На стадии максимального упрочнения
распад твердого раствора происходит также и внутри зерен,
причем размер частиц в самих зернах равен 150—300 А, а
в приграничных объемах 450—500 А. Начавшийся в этих
объемах процесс разупрочнения закономерно завершается пре-
вращением метастабильной кубической /-фазы в стабильную
фазу типа Ni3Ti с гексагональной решеткой. По-видимому,
холодная пластическая деформация в схеме обычной или двой-
ной ТМО оказывает влияние на характер распределения фазы
в приграничных объемах и в зернах, в которых располагаются
следы скольжения, что и определяет иной уровень и характер
изменения свойств.
ТМО по схеме закалка—наклеп—старение была опробована
[51 ] также на разновидностях сплава Н36ХТЮ, дополнительно
легированных молибденом' 4,5—6,5% Мо (ЭП51) и 7,5—8,5% Мо
(ЭП52). Как следует из данных, приведенных на рис. 293,
применение ТМО определяет существенное повышение основного
свойства для этих пружинных материалов — предела упру-
гости.
Учитывая легирование сплавов ЭП51 и ЭП52 молибденом,
сильно тормозящим диффузионные процессы, представляется
28 Бернштейн
434
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
особо целесообразным опробование двойной ТМО. Действи-
тельно, повторная закалка с 1000° С сплава ЭП52, предвари-
тельно закаленного и деформированного, приводит, как и в слу-
чае сплава ЭИ702 (Н36ХТЮ), к увеличению сопротивления
малым пластическим деформациям (рис. 294), а также к повы-
шению пластичности, позволяющему проводить операции формо-
изменения. В соответствии с ранее сказанным, такое возраста-
Рис. 293. Влияние степени пласти-
ческой деформации и последующего
старения и а свойства аустенитного
пружинного сплава ЭП52 [51]
/—без отпуска, 2 — отпуск 700° С,
15 мин, 3 —отпуск 750’С. 15 мин
Рис 294 Зависимость свойств сплава ЭП52
от продолжительности выдержки при повтор-
ной закалке с 1000°С, исходное состояние —
закалка и деформация 15% (2) или 50% (?)
[51]
ние свойств наблюдается только при определенной, причем
кратковременной выдержке при повторной закалке. Это и ряд
других экспериментов свидетельствует, что наблюдаемое изме-
нение свойств обусловлено изменениями в тонкой структуре
(в распределении дислокаций, плотность которых повышена
предшествующим наклепом). Заключительное старение при
750° С в течение 15 мин определяет получение весьма высокого
предела упругости о0>002 = 130 кПммг при твердости 550 HV.
Применение ТМО по схеме закалка—наклеп—старение
получает распространение и на ряде других аустенитных
пружинных сплавов, например на сплаве ЭЙ787 (ХН35ВТЮ),
который после закалки с 1150° С, обжатия на 30% и старения
ТМО АУСТЕНИТНЫХ СПЛАВОВ
435
при 700—750° С в течение 5 ч имеет предел прочности 120 кГ1мм*
и высокие упругие характеристики вплоть до 500° С (при этой
температуре работать пружины из этого сплава еще могут).
На другом классе пружинных материалов, в основе которых
Fe+Ni (15—20%) + Сг (15—20%) + Со (-40%) при содер-
жании углерода менее 0,1% и дополнительном легировании
алюминием (0,2—0,5%), или титаном (1,5—2%), или молибде-
ном (4—7%), или вольфрамом (4—7%) эффективного упроч-
нения можно достичь только в результате ТМО (табл. 48).
Некоторые особенности ТМО аустенитных пружинных спла-
вов Fe—Ni—Cr—Со состоят в следующем:
I) важное значение имеет образующаяся в результате этой
обработки текстура [551- на проволоке она оказывается [111]
(сильная) и [100] (слабая), что определяет высокий модуль
упругости; лента, получаемая в результате плющения про-
волоки, имеет в плоскости плющения текстуру [110], а в напра-
влении плющения (вдоль ленты) — текстуру [111]. Таким
образом, текстура плющеной ленты, имеющая тип [111],
более выгодна (с точки зрения достижения высоких значений
модуля упругости), чем текстура катаной ленты, у которой
текстура (НО) [112];
2) в результате деформации возрастает неоднородность
твердого раствора, а также возникают дефекты укладки, кон-
центрация которых при применяемых степенях обжатия дости-
гает 7—8% [56, 86] на этих дефектах укладки возникают
сегрегации по Сузуки, что и вносит основной вклад в упроч-
нение этих сплавов;
3) дополнительный вклад в упрочнение вносит дисперсион-
ное твердение за счет образования карбидов типа Со3Мо3С
и Сг23Св, а также за счет интерметаллидов Fe3Mo и у'-фазы
Ni3 (Ti, Al),
4) сложный характер упрочнения определяет необходимость
регулирования температуры заключительного старения для
получения наибольшего значения той или иной характеристики
свойств. Так, для достижения максимума модуля упругости
следует проводить отпуск при 400° С, а для получения мак-
симума предела усталости — при 300—350° С.
Сплав типа ХН35ВТЮ применяют не только как пружин-
ный материал (см. стр. 404), но главным образом как жаро-
прочный. Поэтому представляют интерес работы, в которых
было проведено изучение влияния промежуточной деформации
в общем цикле термической обработки на свойства этого сплава.
Почти во всех проведенных исследованиях по ТМО этого сплава
(схема: закалка—наклеп—старение) было найдено повышение
кратковременных механических свойств при комнатной и повы-
28*
436
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
ТАБЛИЦА 48 ВЛИЯНИЕ ТЕРМИЧЕСКОЙ И ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ
ОБРАБОТОК НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПРУЖИННЫХ СПЛАВОВ
НА КОБАЛЬТОВОЙ ОСНОВЕ [51]
Сплав Режим термической и термомехаииче- ской обработок Механические свойства
ав кГ/мм* <гт кГ/мм* в. % НВ
40КНХМ Закалка с 1150° С, охлаждение в воде 70—80 40—50 180—200
Закалка с 1150— 1180е С, охлаждение в воде, отпуск при 500—550° С, 4 ч, ох- лаждение на воздухе 70—80 — 45—50
Закалка с 1150— 1180° С, охлаждение о воде, холодная пла- стическая деформа- ция с обжатием не ме- нее 70—75%, отпуск прн 500—550° С 4 ч, охлаждение на воз- духе 250—270 240—260 3—5 600—700
40КНХМВТЮ Закалка с 1150° С, охлаждение в воде 70—80 35—40 55—60 140—160
Закалка с 1150— 1180° С, охлаждение в воде и отпуск при 500—550° С, 4 ч, ох лаждение на воздухе 90—110 40—50 30—40
Закалка с 1150— И 80° С, охлаждение в воде, холодная пла стическая деформа- ция с обжатием не ме- нее 85%, отпуск прп 500—550 ° С, 4 ч, ох- лаждение на воздухе 200—220 190—220 4—6 550—600
40КНХМВ Закалка с 1150° С, охлаждение в воде 70—75 - 40—50 180—200
Закалка с 1150— 1180° С и отпуск при 500—550° С, 4 ч, ох лаждение на воздухе 70—80 45—55 —
Закалка с 1150— 1180° С, холодная пластическая дефор мация с обжатием не менее 85%, отпуск при 500—550° С, 4 ч, охлаждение на воз- духе (для очень топ- кой проволоки) 300—320 230—280 4—6 580—600
ТМО АУСТЕНИТНЫХ СПЛАВОВ
437
шенных температурах и длительной жаропрочности при уме-
ренных температурах 550—600° С. Только в работе [571 было
найдено, что холодная пластическая деформация, значительно
повышая кратковременную прочность сплава ХН35ВТЮ при
температурах до 750* С, одновременно снижает его длительную
прочность. Однако авторы указанной работы проводили холод-
ную деформацию сплава после горячей прокатки. Когда же
они проводили ТМО по обычной схеме, то оказалось, что «об-
разцы, подверженные наклепу между закалкой и старением,
имеют более высокую длительную прочность, чем растянутые
(наклепанные) образцы без термической обработки» (т. е.
после горячей прокатки).
Одним из технологических вариантов ТМО по схеме за-
калка—наклеп—старение является использование полугоря-
чего наклепа, т. е. деформации при температурах ниже порога
рекристаллизации. Эта обработка была опробована в США
Флейшманом в лабораториях и на заводах фирмы Тимкен
в 1945—1946 г. при изготовлении турбинных дисков из аусте-
нитной хромоникельмолибденовой стали 16-25-6, эти работы
рассмотрены в монографии Кларка [49]. У нас в стране тур-
бинные диски из однотипной стали ЭЙ395 производили вначале
по технологической схеме закалка—холодный наклеп—ста-
рение [58], а в последнее время проработана видоизмененная
схема в результате использования которой поковки приобре-
тают равномерную структуру [591.
Д. Я. Каган и В. И. Колчинский [29] считают, что исполь-
зование ТМО по схеме закалка—полугорячий наклеп—ста-
рение можно рекомендовать для турбинных дисков, изгота-
вливаемых и из сплава типа нимоник (ХН80Т), работающих
при 550—600° С; в частности было предложено подвергать
турбинные диски наклепу предварительной раскруткой.
Применительно к лопаткам газовых турбин известен опыт
Невского машиностроительного завода им. Ленина по опро-
бованию полугорячего наклепа на стали типа 15 20 (ЭИ726).
Степень деформации при полугорячем наклепе (осадка на мо-
лоте) составляла 10 и 20%; были опробованы температуры
начала ковки 800, 850, 900 и 950° С; продолжительность дефор-
мации составляла около 1 мин, охлаждение на воздухе. В ре-
зультате заключительного старения при 750° С в течение 5 ч
структура получалась более стабильной, что проявлялось
в сохранении повышенных значений предела текучести а02
и после выдержки в течение 3000 ч при 750° С (после такого
нагрева не было обнаружено рекристаллизации) При темпера-
турах до 650° С было отмечено повышение длительной прочности
и сопротивления малым упругопластическим деформациям
4 38
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
в результате полугорячего наклепа с обжатием 20% и старения
при 750° С в течение 5 ч. Хотя остаточное удлинение при раз-
рыве и снижается, все же деформационная способность металла
остается на достаточном уровне.
* * *
Термомеханическая обработка жаропрочных сплавов по
схеме закалка—наклеп—старение 1 нами проводилась начиная
с 1946 г. и была внедрена при производстве ряда изделий из
стали ЭИ395.
В условиях проведения холодной пластической деформации
жаропрочных аустенитных сплавов после их закалки, но до
старения, необходимо учитывать следующее.
1) холодная деформация, вызывает распад пересыщенных
твердых растворов. Но в связи с тем, что образование частиц
упрочняющих фаз происходит при низких температурах,
эти частицы весьма дисперсны (а в ряде случаев могут иметь
и субмикроскопический характер), что, в свою очередь, опре-
деляет высокую развитость поверхностей раздела в гетероген-
ных сплавах;
2) холодная деформация, изменяет расположение частиц
упрочняющих фаз по объему сплава. Если обычно в ре-
зультате старения закаленного сплава наблюдается неравно-
мерное распределение упрочняющих фаз с преимущественным
скоплением их по границам зерен, то наклеп после закалки
создает условия для равномерного распределения весьма
мелких частиц упрочняющих фаз по всему объему сплава
в процессе самой холодной деформации, а также и при после-
дующем старении. В результате наклепа закаленного сплава
упрочняющие фазы выделяются не только по границам зерен,
но и по многочисленным линиям скольжения и двойникования,
пересекающим зерно. Увеличение числа поверхностей, на кото-
рых располагаются частицы выделившейся фазы, приводит,
наряду с их равномерным распределением, к уменьшению
размеров частиц, увеличению суммарной поверхности раздела
между фазами и твердым раствором и к большему развитию
переходных областей.
В работах (23,67] с помощью метода электронной микроско-
пии на просвет было изучено выделение карбидных фаз на дефек-
тах укладки в аустенитных хромоникелевых сталях типа 18-10,
легированных ниобием или титаном. Деформация закаленных
1 Авторское свидетельство 148424 от 9 января 1948 г «Способы упрочнения изделий
из аустенитной жаропрочной стали» В патентной литературе СССР — это первое
свидетельство на термомеханическую обработку.
ТМО АУСТЕНИТНЫХ СПЛАВОВ
439
фолы из стали 18-10-Nb растяжением на 1—3% привела к по-
явлению развитой дислокационно-сеточной структуры; были
видны многочисленные узлы и типичные полосы дефектов
укладки, которые лежат в плоскости {111}; расстояние между
частичными дислокациями 0,2 мк В процессе последующего
старения при 700° С в течение первых 5 ч выдержки скорость
роста дефектов укладки составляла примерно 0,5 мк!ч. При
дальнейшем увеличении выдержки рост дефектов укладки за-
медлялся и после 24 ч формирование структуры в основном
заканчивалось. Протяженность дефектов укладки при этом
достигает 1—5 мк; после выдержки в течение 350 ч плотность
дефектов составляла 1,5-1012 см'1.
Выделение карбида NbC на дефектах укладки обнаружено
с самого начала старения После выдержки при 700° С в течение
3 ч размер карбидных частиц составлял 10—30 А, а после
выдержки в течение 5ч — примерно 25—50 А. В процессе
дальнейшего старения рост частиц замедляется- после выдержки
в течение 1120 ч их средний диаметр оказался равным примерно
100 А. Выделения NbC на нерасщепленных дислокациях зна-
чительно крупнее (примерно в 10 раз больше, чем описанные
выше)
Старение после предварительной холодной деформации
приводит к более быстрому росту дефектов укладки; их средняя
ширина после трехчасовой выдержки при 700° С составила
0,35 и 0,8 мк (после растяжения на 1 и 3% соответственно)
по сравнению с 0,23 мк при старении недеформировашюй
фольги. Выделения NbC наблюдали главным образом на дефек-
тах укладки, так как после предварительной деформации коли-
чество зародышей на нерасщепленных дислокациях оказалось
значительно меньшим. Тем самым деформация перед старением
определяет существенное измельчение частиц
После выдержки при 600° С в течение 360 ч плотность де-
фектов укладки составляла 4-Ю12 см'1, т. е. примерно в три
раза больше, чем при старении недеформированной фольги при
700° С. В результате старения при 600° С в течение 2500 ч плот-
ность дефектов укладки оказалась равной 24-1012 см'1, а сред-
няя ширина полос — около 0,6 мк (по сравнению с 1—5 мк
после старения недеформированной фольги при 700° С).
Таким образом, предварительная деформация приводит
к уменьшению размеров дефектов укладки, но они становятся
более многочисленными.
На стали 18-10-Ti предварительная холодная деформация
на 3% и последующее старение при 600° С увеличивают число
дефектов укладки, плотность которых составляет 45«1012сж“х
440
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
после выдержки в течение 1000 ч, т е примерно в два раза
больше, чем в стали с ниобием И на этом сплаве было
найдено образование частиц карбида TiC на дефектах
укладки.
Таким образом, рациональное применение холодной дефор-
мации может привести к весьма благоприятным (с точки зрения
повышения жаропрочности) структурным изменениям, что
позволяет рекомендовать ТМО как перспективную для совре-
менных жаропрочных сплавов.
Следует отметить еще несколько обстоятельств, позволя-
ющих считать предложенную обработку перспективной.
Последующее старение, проводимое при температурах, ле-
жащих ниже или вблизи температуры рекристаллизации,
приводит к некоторому перераспределению напряжений и
к изменению величины и плотности искажений в направлении
создания большей мозаичности строения При этом, как было
экспериментально показано, устойчиво сохраняется дисперс-
ность частиц упрочняющих фаз и одновременно значительно
снижается хрупкость
Упрочнение чистых металлов в процессе наклепа объяс-
няется главным образом изменением величины и плотности иска-
жений, концентрирующихся преимущественно у поверхностей
скольжения и по границам субзерен.
Упрочнение гетерогенных дисперсионно твердеющих спла-
вов при их наклепе по предложенной схеме обработки является
более глубоким, так как дополнительно связано со структур-
ными и фазовыми превращениями в результате выделения
весьма дисперсных частиц упрочняющих фаз и изменениями
в твердом растворе. В результате этих изменений и создается
тонкая субмикроскопическая неоднородность строения, ха-
рактерная для высокопрочного состояния Кроме того, воз-
можны изменения в строении и составе упрочняющей фазы.
Это означает, что меняется не только кинетика, но и механизм
превращений при термической обработке стареющей аустенит-
ной жаропрочной стали.
Имеется еще один важный фактор, определяющий влияние
наклепа на строение и свойства сплавов, но это влияние связано
уже со значительными обжатиями при наклепе, приводящими
к образованию текстуры.
Разупрочнение деформированных жаропрочных сплавов свя-
зано с явлением рекристаллизации. Обычно считают, что ре-
кристаллизация резко снижает жаропрочность.
Однако следует учитывать те тонкости, которые связаны
с субмикроскопическими неоднородностями строения металлов
и сплавов на разных стадиях рекристаллизации.
ТМО АУСТЕНИТНЫХ СПлАЬОВ
441
Правильно считать, что жаропрочность деформированных
металлов и сплавов будет высока в тех случаях, когда приложен-
ное напряжение при данной температуре и продолжительности
испытания не вызывает разрушения тонкой структуры, создан-
ной совместным влиянием деформации и структурных превра-
щений и определяющей повышенный уровень прочности.
Если в этих условиях и протекают начальные стадии рекри-
сталлизации, то пока не снимается упрочняющее влияние тон-
кой структуры в значительной части объема, сплав или металл
будет сохранять повышенную жаропрочность.
Рекристаллизация стареющих сплавов, как известно, услож-
нена, так как одновременно протекают два процесса: выделе-
ние упрочняющих фаз и их коагуляция и образование новых
рекристаллизованных зерен
Исследование механизма и кинетики рекристаллизации
стареющих сплавов показало, что выделение частиц второй
фазы повышает температуру рекристаллизации.
С. С. Гореликом 160] высказано предположение, что причи-
ной повышения температуры рекристаллизации в стареющих
сплавах является не релаксация напряжений деформации,
а присутствие дисперсных частиц второй фазы По мнению
автора, вторая фаза, выделяющаяся в большом количестве
при распаде, препятствует развитию зародышей рекристалли-
зации, образующихся в микрообъемах, т. е по существу фаза
задерживает собирательную рекристаллизацию Это подтвер-
ждается данными, полученными С С Гореликом на сплаве
меди с 0,5% Be Так, после прокатки на 15, 50 и 85% темпера-
тура рекристаллизации этого сплава оказалась равной соответ-
ственно 410, 425 и 435° С Электронномикроскопическое иссле-
дование подтверждает, что сплав после деформации 15% был
однофазным, а после обжатия 85% явно была видна вторая
фаза, выделившаяся, очевидно, по плоскостям скольжения.
Наличие второй фазы в образцах с обжатием 85% явилось,
по-видимому, причиной повышения температуры рекристал-
лизации.
Однако следует отметить, что на последней стадии старения
(коагуляции) уже может протекать процесс собирательной ре-
кристаллизации, который снижает жаропрочность
Рациональное легирование сталей и сплавов значительно
повышает температуру рекристаллизации, а также жаропроч-
ность Наши исследования 1611 показали, что малые добавки
таких элементов, как бор, кальций, ниобий, цирконий и церий,
в сплав Н36ХТЮ значительно повышают температуру начала
рекристаллизации и тормозят конец этого процесса
442
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА
СТАЛИ 4Х14Н14В2М (ЭИ69)
Исследование было проведено на образцах промышленной
плавки стали 4Х14Н14В2М (ЭИ69) состава: 0,47% С; 15,12% Сг;
14,98% Ni; 2,44% W; 0,38% Мо; 0,6% Si; 0,31% Мп.
При этом ТМО предусматривала последовательное проведе-
ние следующих операций:
1) закалку с 1200° С в воду после выдержки 40 мин;
2) холодную пластическую деформацию (прокаткой или
волочением) со степенями обжатия 5, 10, 15, 25, 50 и 75%
(по логарифмической формуле);
Рис 295 Изменение величины областей
когерентного рассеяния в стали
4XI4HI4B2M в зависимости от степени
холодной пластической деформации
Рис 296 Зависимость величины неодно-
родных микроискажений (искажений
II рода) в стали 4X14H14B2M от сте-
пени холодной пластической деформа-
ции
3) старение (отпуск) при температурах 100, 200, 400, 600,
700, 800 и 900° С с выдержкой при каждой температуре 1, 5,
10, 15, 25, 50 и 100 ч.
При изучении тонкого строения исследовали изменение
ширины линий [111] и [311].
Увеличение степени пластической деформации приводит
к непрерывному уменьшению величины областей когерентного
рассеяния, наблюдающемуся при небольших степенях дефор-
мации, а также при значительном обжатии — 50 и 75%
(рис. 295). Однако в технически чистых металлах или в твердых
растворах при отсутствии фазовых превращений интенсивное
измельчение областей когерентного рассеяния при деформации
происходит только при сравнительно небольших обжатиях,
а затем при большой деформации оно затухает. Поэтому зна-
чительное уменьшение величины областей когерентного рассея-
ния, которое получено на стали ЭИ69 при обжатии на 50 и
75%, можно объяснить тем, что в процессе наклепа пересы-
щенного твердого раствора происходит выделение частиц упроч-
ТМО СТАЛИ 4Х14Н14В2М (ЭИ69)
443
няютей фазы, что, как известно, также приводит к измельче-
нию субструктуры.
Неоднородные микроискажения увеличиваются с ростом
степени деформации до 50%-ного обжатия, а затем (1 = 75%)
снижаются (рис. 296)". Такое изменение величины неоднородных
микроискажений, вероятно, связано с перераспределением
дислокаций (в процессе их поперечного скольжения, в частности
при динамическом возврате) Вообще при уменьшении размеров
элементов субструктуры и выделении частиц второй фазы при
деформации создаются благоприятные условия для более
полного уравновешивания неоднородных микроискажений
в объеме зерна С другой стороны, возможное развитие дина-
мического возврата может определять уменьшение областей
когерентного рассеяния при больших обжатиях (см. рис 295).
Было исследовано совместное влияние наклепа и старения,
а также одного старения на тонкую структуру стали; изучали
образцы, в которых, по данным изменения твердости, электро-
сопротивления и микроструктурного анализа, происходило
низкотемпературное превращение — образование сегрегаций
в твердом растворе (осложненное, по-видимому, полигониза-
цией), а также образцы, в которых наиболее полно протекало
старение.
При рентгеноструктурном исследовании образцов, подверг-
нутых закалке, наклепу и последующему старению, не удается
разделить эффекты уширения за счет неоднородных микроиска-
жений и за счет измельчения областей когерентного рассеяния;
расчеты показывают, что уширение вернее следует отнести за
счет роста микронапряжений (табл. 49).
При высокотемпературном старении образцов, обжатых на
25 и 50%, микроискажения уменьшаются по сравнению с дефор-
мированным состоянием, а после 10%-ного обжатия и старения
ТАБЛИЦА 49 ИЗМЕНЕНИЕ НЕОДНОРОДНЫХ
МИКРОИСКАЖЕНИЯ В СТАЛИ 4X14H14B2M ПОСЛЕ ЗАКАЛКИ
И РАЗЛИЧНЫХ РЕЖИМОВ НАКЛЕПА И СТАРЕНИЯ
ь. % Старение Неоднородные мнкронскаження А, % Старение Неоднородные микроискажения Да - А рад
t, °C’ т, ч t, °C т, ч
10 0,54- 10~8 25 700 25 0,53- 10-8
10 200 1 1,1.10"’ 50 — — 0,83 10-8
10 800 1 1,2- 10-8 50 100 100 2,84- 10“8
25 — 25 0,78-10-8 50 400 100 0,11- 10"8
25 100 25 2,67- 10~8
444
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
они больше, чем без старения. Высокотемпературное старение
в сочетании с деформацией может увеличивать микроискажепия
в связи с образованием частиц упрочняющих фаз (если не про-
исходит сильного увеличения мозаичности, например после
всего 10%-ного обжатия), а также уменьшать их в связи
с дроблением субструктуры при больших степенях обжатия
и последующем старении; не исключена и релаксация.
При низкотемпературном нагреве микроискажения во всех
случаях получаются больше, чем только после деформации.
Можно считать, что образование сегрегаций в твердом растворе
по типу /(-состояния вызывает рост неоднородных микроиска-
жений
С увеличением степени предшествующей деформации возра-
стает величина микроискажений в стали, подвергнутой низко-
температурному нагреву: чем больше наклеп, тем большая
степень неоднородности получается в твердом растворе при
последующем образовании атомных сегрегаций.
В случае старения обнаружено уменьшение величины микро-
искажений с увеличением степени обжатия, что можно объяс-
нить интенсивным уменьшением областей когерентного рассея-
ния при сочетании деформации с процессом образования
частиц упрочняющей фазы, возможно влияние на рентгеновские
эффекты сильно развитого процесса старения или динамиче-
ского возврата.
Было проведено также изучение природы упрочняющей
фазы. Применительно к стали 4Х14Н14В2М (ЭИ69) это имеет
особое значение, так как в литературе существуют противо-
речивые высказывания 162—65] Анодное растворение образ-
цов выполняли в солянокислом (8%-ном) электролите при плот-
ности тока 0,025 и 0,1 а!смг с последующим химическим и рент-
геноструктурным исследованием Предварительная термическая
обработка образцов заключалась в следующем, закалка с 1200° С
в воде и старение при 800° С в течение 5 ч Данные химического
анализа карбидных осадков и электролита приведены в табл 50.
Точно определить содержание вольфрама в электролите не
удалось, что, очевидно, связано с образованием сложных хими-
ческих соединений, возможно, высших окислов, которые не
выпадают при обычных методах определения вольфрама.
Поэтому в графу (табл 50), показывающую суммарное содер-
жание элементов в карбидном осадке и в электролите, наряду
с 0,6% Si включено также 2,28% W, присутствующего в стали.
Параллельно с химическим анализом электролитически
выделенных осадков и электролита (твердого раствора) был
проведен рентгеноструктурный анализ на образцах и на элек-
тролитически выделенных осадках упрочняющей фазы,
ТМО СТАЛИ 4X14H14B2M (ЭИ69)
445
Установлено, что основной карбидной фазой стали
4Х14Н14В2М является кубический хромовый карбид типа
Сг23Сб с пониженным значением периода решетки а = 10,54 А.
Данные химического анализа карбидной фазы (табл. 51) под-
тверждают результаты рентгеновского исследования, по по-
та Б Л И Ц А 50. РЕЗУЛЬТАТЫ
ФАЗОВОГО АНАЛИЗА ОБРАЗЦОВ
СТАЛИ 4Х14Н14В2М
Элемент Содержание эле- ментов. % (к весу растворенной стали)
11.99 11,95 11,65
В карбиде
W 1,28 1,35 1,28
Сг 4.4 4.47 4,46
Fe 4,7 4,52 4,28
Мп 0,05 0.04 0,04
Мо 0,4 0.4 0.4
С В электролите 0,46 0,44 0,43
Сг 9,94 10,0 9,85
N1 14,40 14,42 14,02
Мо Следы Следы
Fe 62.0 62,3 61,82
Мп +электролит 0,30 0,31 0,29
Сг 14,34 14,47 14,31
N1 14,4 14,42 14,02
Fe 66,7 66,82 66,10
Мп 0,35 0,35 0,33
Мо 0,4 0.4 0.4
С 0,46 0,44 0.43
Сумма элементов 99,13 99.29 98,47
называют, что в кубическом
карбиде значительная часть
атомов хрома (до 45%) заме-
щена атомами железа (до
40%), вольфрама и молибде-
на (в сумме около 5%)
Такая карбидная фаза может
быть описана формулой (Сг,
Fe, W, Мо)^, причем боль-
шое содержание в ней железа
и вызывает наблюдаемое
сильное понижение парамет-
ра кристаллической решетки.
ТАБЛИЦА 51 ХИМИЧЕСКИЙ
СОСТАВ КАРБИДНОЙ ФАЗЫ
СТАЛИ ТИПА 14-14-2
Элемент Содержание эле меитов, % (к весу карбидного осадка)
W Сг Fe Мп Мо С 10,0 42,4 35,0 0,4 3,90 4,62 10,3 42,9 34,7 0,37 3,44 4,50 10,3 42,8 34,0 0,35 3,99 4,42
ИССЛЕДОВАНИЕ СТРУКТУРНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ
На рис 297 приведены графики изменения твердости при
старении предварительно закаленных и холоднокатаных образ-
цов, а на рис 298 — предварительно закаленных и холодно-
волоченых образцов стали 4Х14Н14В2М При этом обнаружено
протекание двух превращений: низкотемпературного и высоко-
температурного, характеризуемых повышением твердости (от-
мечается два отчетливых пика).
При высокотемпературном превращении металлографически
обнаруживается выделение второй фазы — происходит распад
твердого раствора (старение). С увеличением степени деформа-
ции начало распада твердого раствора и пик твердости сме-
щаются к более низким температурам, т е. наклеп повышает
Рис 297 Изменение твердости образцов стали 4Х14Н14В2М после закалки, холодной
прокатки и повторного нагрева иа 100—900* С с выдержкой в течение 1 ч (а), 15 ч (о).
50 * (в), 100 ч (г) Цифры на кривых — степень деформации
448
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
скорость диффузии и ускоряет распад у-твердого раствора при
последующем нагреве. Кроме того, отмечено 166], что уже в про-
цессе холодной пластической деформации протекает частичный
распад пересыщенного твердого раствора.
В результате распада пересыщенного твердого раствора и
образования тонкой субмикроскопической неоднородности
строения твердость образцов после холодной деформации повы-
шается тем больше, чем больше степень обжатия С увеличением
степени деформации большее упрочнение достигается также и
при высокотемпературном старении
Наряду с более интенсивным протеканием процессов диспер-
сионного твердения в случае наклепанных образцов в них ин-
тенсивно происходят и процессы коагуляции, углубляемые,
по-видимому, частичным протеканием процесса рекристаллиза-
ции матрицы
Изменение твердости в случае деформации волочением
(рис 298) характеризуется теми же закономерностями, которые
были обнаружены при исследовании прокатанных образцов.
Следует отметить, что при одной и той же степени обжатия во-
лочение вызывает заметно большее увеличение твердости, чем
прокатка. Очевидно, в процессе волочения создаются большие
искажения строения, чем при прокатке, что обусловлено
специфическими условиями деформации. В свою очередь это
определяет повышенную степень распада твердого раствора
уже в процессе волочения стали 4Х14Н14В2М, весьма склонной
к дисперсионному твердению
По этим причинам, по-видимому, наблюдается более интен-
сивное протекание всех стадий старения в волоченых образцах
Так, для них высокотемпературный пик наблюдается при 700° С,
тогда как для прокатанных — при 800° С (выдержка в течение
1 ч). Начало выпадения упрочняющей фазы в образцах, воло-
ченных на 25 и 50%, происходит при 200—300° С, а в прока-
танных — при 400° С (см рис. 297 и 298)
В случае волочения, так же как и при прокатке, с увеличе-
нием степени деформации увеличивается упрочнение, полученное
в результате высокотемпературного старения Однако степень
этого упрочнения в волоченых образцах выше,чем в прокатанных.
Как уже было отмечено, в стали 4Х14Н14В2М, кроме вы-
окотемпературного старения, обнаруживается протекание низ-
котемпературного превращения, которое может быть, по-види-
мому, связано со своеобразным локальным упорядочением
(тина К-состояпия) при одновременном протекании процес-
сов типа полигонизации.
Образование такого упорядочения в прокатанных образцах
происходит при 150—250° С, достигая максимума при 200° С
ТМО СТАЛИ 4Х14Н14В2М (ЭИ69)
449
Деформация интенсифицирует процесс образования этого со-
стояния
В интервале 20—100° С почти все образцы обнаруживают
падение твердости, что обусловлено снятием напряжений.
Лишь при степенях обжатия 50 и 75% такого падения твердости
не наблюдается или* оно незначительно (50%) (см рис 297).
По-видимому, в случае больших обжатий упорядочение по типу
/(-состояния сдвигается примерно в этот интервал температур
(20—100° С)
Падение твердости для всех степеней обжатия и при всех
выдержках при температуре выше 200° С определяется разру-
шением созданного упорядочения и снятием напряжений при
этих температурах При больших степенях деформации (50
и 75%) падение твердости не имеет такого ярко выраженного
характера, так как в данном случае на процесс разрушения
упорядоченного состояния накладывается процесс дисперсион-
ного твердения, который, в случае больших степеней деформа-
ции, сдвинут к низким температурам (400° С)
На рис 299 и 300 приведены зависимости удельного элек-
тросопротивления от температуры и выдержки при старении
Для недеформированных образцов электросопротивление, как
обычно, максимально после закалки, выделение дисперсных
фаз, происходящее при повышении температуры повторного
нагрева и увеличении времени выдержки, снижает электро-
сопротивление.
Распад пересыщенного твердого раствора для недеформиро-
ванных образцов при выдержке в течение часа начинается при
700° С; с увеличением выдержки распад происходит более
полно и начало распада смещается к 600° С
В деформированных образцах распад протекает в интервале
температур, при котором недеформированные образцы или
вовсе не распадаются, или начинают распадаться после дли-
тельных выдержек Так, уже при выдержке в течение часа
деформированные образцы начинают распадаться при 600° С,
причем увеличение степени деформации способствует более
полному выделению дисперсных фаз, что выражается в падении
электросопротивления: на 7% для обжатия 25%, на 6% для
обжатия 10% и на 4,5% для недеформированного образца При
выдержке в течение 100 ч распад деформированных образцов
начинается уже при 400° С и при 600—700° С протекает наиболее
полно При 800—900° С происходит коагуляция и растворение
карбидов в предварительно де<|х)рмированном у-твердом рас-
творе
При 200° С деформированные образцы обнаруживают ано-
мальное повышение электросопротивления, что связано с обра-
29 Бернштейн
450
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
зованием локального упорядочения Уже при выдержке в те-
чение часа наблюдается подъем кривой электросопротивления
при 200° С для образцов, прокатанных с обжатием 25%; для
волоченых образцов это повышение особенно заметно, и для
обжатия 10% составляет 4%. При увеличении времени вы-
держки до 5 ч возрастание электросопротивления на прокатан-
Рис 299 Зависимость электросопротивления закаленных и
стали 4X14H14B2M от температуры старения и
ных образцах при 200° С наблюдается и для обжатия 5%,
а для волоченых (А — 10%) образцов пик электросопротивле-
ния появляется при 150—200° С.
Была проведена сточасовая изотермическая выдержка при
150° С для прокатанных и волоченых образцов (степень обжатия
5 и 50%) С увеличением времени выдержки происходит возра-
ТМО СТАЛИ 4Х14Н14В2М (ЭИС9)
451
стание электросопротивления (рис 301 и 302) Для волоченых
образцов этот рост характерен для малой, а также для большой
степени обжатия и составляет 27,8% для обжатия 50% и 27,0%
для обжатия 5% Возрастание электросопротивления при изо-
/01-----------1-----------1----------1-----1-----1----1
О 200 МО ООО 700 000 900
Тепператира старения °C
прокатанных с различными степенями обжатия образцов
выдержки в течение 1 ч (а), 5 ч (б), 25 ч (в), 100 ч (г)
термической выдержке при 150—200° С подтверждает образова-
ние упорядочения по типу /(-состояния в стали 4Х14И14В2М
при выбранных условиях опыта
Влияние различных текстур (прокатки и волочения) может
быть иллюстрировано на примере изучения расширения при
дилатометрическом анализе попарно нагреваемых (волоченых
29*
452
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
и прокатанных) образцов (рис. 303), текстура прокатки, в част-
ности, оказывается при нагреве более устойчивой
Кривые изменения парамагнитной восприимчивости в за-
висимости от степени деформации и температуры старения
(рис 304) показывают, что с увеличением температуры воспри-
Рис 300. Зависимость элек-
тросопротивления закален-
ных и волоченых с различ-
ными степенями обжатия
образцов стали 4Х 14Н14В2М
от температуры старения и
выдержки в течение 1 ч (а)
и 5 ч (6)
имчивость деформированных образцов увеличивается, тогда как
для неде4юрмированных она практически неизменна При
700° С восприимчивость максимальна, что связано с частичным
превращением основного у-твердого раствора с образованием
некоторого количества структурно свободной высоколегирован-
ной a-фазы Это превращение связано с обеднением основного
у-твердого раствора легирующими элементами в результате
выпадения упрочняющей фазы в процессе старения Деформа-
Рис 301 Изменение
электросопротивлення
волоченых образцов
стали 4Х14Н14В2М
при 150° С в завися
моеги от времени вы
держки
Рис 302 Изменение
электросопротивления
прокатанных образ-
цов (X = б %) стали
4Х14Н14В2М при
200° С в зависимости
от времени выдержки
2001,00 500 000 650 700150
200
6QQ650 700 150 850 900
Рис 303 Дифференциальные дилатометрические кривые волоченого
(верхний образец в дилатометре) и прокатанного образцов стали
4Х141П4В2М
454
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
ция интенсифицирует все диффузионные процессы, способствует
более полному выделению упрочняющих фаз, обеднению твер-
дого раствора и образованию a-фазы. Так, парамагнитная вос-
приимчивость образца, деформированного на 50%, в два раза
больше восприимчивости недеформированного. Увеличение тем-
пературы до 800—900° С, вызывающее растворение фаз в твер-
дом растворе и повышение его устойчивости, снижает величину
парамагнитной восприимчивости.
Рис 304 Относитель
ное изменение пара
магнитной восприми
чнвости прокатанных
образцов стали
4Х14Н14В2М после
выдержки при раз-
личных температурах
в течение 100 ч
I — К=50%, 2—Х =
= 25%. 3—к = 15%.
4 - к = 10%
Таким образом, наклеп стали 4Х14Н14В2М вызывает в ней
при повторном нагреве протекание таких превращений, ко-
торые обычно не наблюдаются.
Изучение структуры подтверждает, что уже при холодной
пластической деформации протекает процесс старения После
50%-ного, а особенно после 75%-ного обжатия под микроско-
пом видны мелкодисперсные выделения упрочняющей фазы
(рис 305) Образцы, подвергнутые наклепу, имеют более рав-
номерное распределение упрочняющей фазы, в этом случае
частицы выделяются по многочисленным линиям скольжения
и двойникования, а не только по границам зерен (рис. 306)
При больших выдержках (100 ч) упрочняющая фаза выде-
ляется уже не только по границам зерен, линиям двойникова-
ния и скольжения, но и по всему зерну (рис 306, в), в этих усло-
виях линии скольжения становятся не так отчетливо видны.
При высоких температурах и продолжительных выдержках,
вероятно, протекает и процесс частичной рекристаллизации
матрицы, но равноосные новые зерна трудно выделить из-за
TMO СТАЛИ 4X14HJ4B2M (ЭИ69)
455
обильного выпадения упрочняющей фазы. Во всяком случае
падение твердости при 800—900° С и продолжительных вы-
держках, вероятно, происходит за счет коагуляции упрочня-
ющей фазы и за счет частичной рекристаллизации матрицы
Рис. 305 Микроструктура стали 4XI4H14B2M после закалки и деформации (прокат-
кой) со степенью обжатия х 200:
а — 10. б — 25, в — 50 г — 75%
Изучали также образцы, на которых было обнаружено по-
вышение твердости (и электросопротивления) при низкотемпе-
ратурном повторном нагреве Чтобы исключить влияние частиц
упрочняющей фазы, выделяющихся уже в процессе деформа-
ции, для микроисследования был выбран образец, подвергну-
тый после закалки волочению с обжатием на 5% и затем старо-
Рис 306 Микроструктура стали 4Х14Н14В2М после закалки
и старения при 800° С X200
а — без деформации, выдержка при старении 1 ч. б — обжатие
10%, выдержка 1 ч, в — обжатие 50% выдержка 100 ч
ТМО СТАЛИ 4X14H14B2M (ЭИ69)
457
нию при 200° С в течение 100 ч Как показано на рис 298,
после такой обработки имеется отчетливый пик твердости Для
сравнения были исследованы образцы, подвергнутые только
закалке и закалке.и волочению со степенью обжатия 5%
Полировку и травление для всех образцов выполняли оди-
наково (строго регламептированно)
При электронномикроскопическом изучении образцов было
отмечено изменение строения приграничных объемов под влия-
Рис 307 Элсктронномикроскопические снимки структуры стали 4Х14Н14В2М
(X 10000) после
а — закалки, б — закалки и волочения с обжатием 5%, в, г—закалки, волоче-
ния 5% и старения при 200° С, 100 ч
нием деформации (рис. 307). При исследовании образца
(рис 307, в), па котором был обнаружен пик твердости при
низкотемпературном нагреве, отчетливо видна неоднородность
твердого раствора Полученная структура (которая оказалась
воспроизводимой) может быть связана также с особенностями
протекания процесса электролитического травления. Но если
это и так, то отсутствие этих особенностей структуры на других
образцах (рис 307, а, б) свидетельствует о существенных изме-
нениях в гонкой структуре твердого раствора, происходящих
при низкотемпературном нагреве и обусловливающих эффекты
повышения твердости и электросопротивления
458
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
ЖАРОПРОЧНОСТЬ
Были проведены испытания на длительную прочность образ-
цов, наклепанных волочением с обжатием 50%, и кснаклепан-
ных образцов Условия испытания, температура 650° С, напря-
жение 25 и 28 кПмм2, Результаты испытаний приведены
в табл. 52 В выбранных условиях опыта холодное волочение
значительно повышает жаропрочность стали, при напряжении
28 кПмм,2, время до разрушения увеличивается па 50%, а при
напряжении 25 кПммг — на 70% Микроструктурный анализ
показал, что разрушение предварительно наклепанных об-
разцов даже при большой продолжительности испытания всегда
проходит по зерну, в котором еще видны линии скольжения.
ТАБЛИЦА 52 РЕЗУЛЬТАТЫ ИСПЫ1АНИЙ НА ДЛИТЕЛЬНУЮ
ПРОЧНОСТЬ ОБРАЗЦОВ СТАЛИ 4Х14Н14В2М ПРИ 650° С
Обработка а кГ/ммг % 4 % т
Закалка с 1175° С в воде, старение 750° С. 5 ч Закалка с 1175° С, 50% Волочение, старение 750° С, 5 ч Закалка с 1175’С в воде, старение 750° С, 5 ч Закалка с 1175° С. 50% волочение; старение 750° С, 5 ч Примечание Данные являются сре четырех-пятн образцов 1 28 28 25 25 ДНИМИ ИЗ I 0 0 3,6 3 результг 11 3 0 зтов ио 100 150—25 448—15 771—30 тытаний
Итак, в результате ТМО стали 4Х14Н14В2М (ЭИ69) по схеме
закалка — холодный наклеп—старение установлены следу-
ющие особенности изменения тонкого строения.
1) с увеличением степени деформации при наклепе происхо-
дит непрерывное измельчение областей когерентного рассея-
ния, что объясняется образованием частиц фаз в процессе дефор-
мации, также приводящего к измельчению субструктуры и,
возможно, фрагментации в процессе динамического возврата
2) неоднородные микроискажсния возрастают с увеличе-
нием степени деформации при наклепе, но до определенного
обжатия (примерно 50%); деформация с большими обжатиями
(примерно 75%) резко снижает величину неоднородных микро-
искажений 1 По-видимому, такое изменение искажений II рода
’ Такое же изменение неоднородных искажений в зависимости от степени обжатия
наблюдали н при холодной деформации стали ЭИ395, а также и при ТМО упрочняемой
при закалке стали ШХ15.
ТМО СТАЛИ 4X14H14B2M (ЭИ69)
459
с увеличением степени деформации определяется существенными
изменениями в дислокационной структуре, связанными, в пер-
вую очередь, с образованием фаз при сильном наклепе и дина-
мическим возвратом, а также с тем, что при уменьшении ве-
личины областей • когерентного рассеяния создаются более
благоприятные условия для уравновешивания напряжений
в объеме зерна,
3) высокотемпературное старение после умеренной деформа-
ции (еще не приводящей к сильной мозаичности) увеличивает
неоднородные микроискажения; с ростом степени обжатия (25—
75%) неоднородные микроискажения после старения умень-
шаются в связи с интенсивным измельчением субструктуры,
4) при низкотемпературном нагреве (около 200° С), опреде-
ляющем образование особого (локального) упорядоченного
состояния (по типу /(-состояния), неоднородные микроис-
кажения растут, причем в тем большей степени, чем выше
степень обжатия перед низкотемпературным нагревом
Установлено протекание двух процессов в стали ЭИ69.
низкотемпературного — при 200° С, связанного с образованием
локального упорядоченного состояния, и высокотемператур-
ного — при 700° С, обусловленного процессами старения
Влияние степени и вида деформации проявляется в следую-
щем
а) высокотемпературное старение смещается к более низким
температурам при увеличении степени обжатия, которое,
к тому же, увеличивает абсолютные значения твердости,
б) волочение вызывает большее упрочнение, чем прокатка
при сравнимых степенях деформации,
в) образование особого упорядоченного состояния при 200° С
облегчается с увеличением степени деформации; при очень
больших обжатиях и выдержках при старении, когда создаются
условия для сдвига высокотемпературного старения в область
температур существования упорядоченного состояния, — про-
исходит наложение этих двух процессов;
г) непрерывный рост электросопротивления при изотерми-
ческой выдержке при 150 и 200° С в течение 100 ч различно
деформированных образцов подтвердил образование локаль-
ного упорядочения (типа ./(-состояния) в стали ЭИ69, а также
большее влияние волочения на этот поцесс, чем прокатки, при
сравнимых степенях обжатия
Испытания на длительную прочность стали ЭИ69 после
ТМО показали, что измельчение субструктуры приводит к су-
щественному повышению (на 50—70%) жаропрочности при
650° С и постоянном напряжении 25 и 28 кГ1ммг.
460
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА
СТАЛИ ЭИ395 (16-25-6)
Исследование влияния наклепа на изменение строения и
свойств стали ЭИ395 проводили в два этапа, вначале изучали
влияние умеренной холодной деформации па 20% (не дающей
отчетливой текстуры), осуществляемой по схеме одноосного
растяжения, а затем более подробно изучали влияние различных
режимов ТМО с деформацией прокаткой или волочением при
степенях обжатия от 25 до 75%, образующих отчетливую тек-
стуру Опробование ТМО этой стали имеет тот смысл, что.
1) сталь ЭИ395 (16-25-6) слабостареющая и относится к мате-
риалам, для которых наклеп является одним из основных ме-
тодов упрочнения, 2) обладая высокой стабильностью строения,
эта сталь должна иметь устойчивый эффект упрочнения после
ТМО; 3) повышенная температура рекристаллизации опреде-
ляет расширенный температурный интервал использования
стали после ТМО, 4) сталь ЭИ395 нашла применение в ряде
установок современной техники, в частности при изготовлении
стационарных газотурбинных двигателей
ВЛИЯНИЕ ОДНООСНОГО РАСТЯЖЕНИЯ
НА СТРОЕНИЕ И СВОЙСТВА
Исследование проводили на промышленной плавке стали
ЭИ395 (16-25-6)состава: 0,11 % С; 1,09% Мп, 0,7% Si, 17,0% Сг,
24,12% Ni, 6,6% Мо, 0,12% N2; 0,010% S, 0,02% Р При этом
вытачивали специальные заготовки, которые подвергали за-
калке с температуры 1200е С (выдержка в течение часа) с охла-
ждением в воде, наклепу растяжением до удлинения 20%
(образования значительной шейки не отмечалось) и старению
при температурах 600, 700, 750, 800 и 900° С с выдержкой при
каждой температуре старения 1, 5, 15, 20, 50 и 100 ч Были
исследованы также образцы без наклепа
Металлографическим анализом установлено, что наклеп
закаленной стали ЭИ395 приводит к более равномерному рас-
пределению упрочняющих фаз по всему объему при последу-
ющем старении сплава. Выделение фаз происходит по 1раницам
зерен, а также по линиям скольжения и двойникования, пере-
секающим поле зерна (рис. 308).
В работе Н Н Буйнова и Р М. Леринман [68] методом
электронномикроскопического анализа также показано, что
структура стали ЭИ395 после старения существенно изменяется
в зависимости от того, предшествовала ли ему пластическая
деформация Начало распада в псдеформировапных образцах
Рис 308 Микроструктура стали ЭИ395 после различной обработки х200
а—закалка с 1200° С в воде, б—закалка с 1200° С в воде -(-холодный наклеп
20%, в—закалка с 1200° С + старение 700° С, 5 ч. г—закалка с 1200° С +
+ холодный наклеп 20% (-старение 700° С, б ч, д—закалка с 1200° С -(-ста-
рение 800° С. 5 ч, е—закалка с 1200° С + холодный наклеп 20% + старе
иие 800° С, 5 ч, ж—закалка с 1200° С + старение 800° С. 100 ч. з—закалка
с 1200° С холодный наклеп 20% + старение 800° С, 100 ч
462
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
становится хорошо заметным лишь при 750е С (выдержка в те-
чение часа), тогда как в деформированных частицы второй фазы
образуются по линиям скольжения в результате старения при
температурах ниже 750' С Если при повышении температуры
старения свыше 750° С в предвари >ельно педсформированных
образцах наблюдали заметную и непрерывную коагуляцию
частиц фазы, то при таком же
Рис 309 Изменение количества упроч
ияющей фазы в процессе старения за
каленной (/) и закаленной и наклепан
ной (2) стали ЭИ395 Цифры на кри
вых — продолжительность старения
повышении температуры старе-
ния в предварительно деформи-
рованных образцах рост частиц
фазы происходил очень медлен-
но. При исследовании под све-
товым микроскопом в участках
между линиями скольжения
частиц второй фазы вообще не
было видно и при температурах
старения 750 и 880° С Создает-
ся впечатление, что в деформи-
рованных образцах процесс
распада локализуется только
по линиям скольжения [68]
При электронномикроскопи-
ческом исследовании было уста-
новлено, чго в образцах, дефор-
мированных и состаренных при
750, 800 и 850° С, величина
частиц образовавшейся фазы
составляла примерно 500 А,
а сами частицы были примерно
равноосными. При старении не-
деформированных образцов фаза
была в виде пластинок (стерж-
ней) длиной 0,5—0,7 мк, каждый такой стержень состоял из более
мелких частиц, что указывало на мозаичное строение фазы
Таким образом, в исследовании Н Н Буйнова и др. [68]
показано, что пластическая деформация ускоряет распад
твердого раствора в стали ЭИ395 и делает частицы второй фазы
более дисперсными Авторы считают, что, как и в случае алю-
миниевых сплавов, ускорение распада связано в значительной
степени с увеличением числа центров образования второй фазы,
а не с изменением коэффициента диффузии
Наклеп вызывает небольшое образование частиц упрочняю-
щих фаз из аустенита закаленной стали ЭИ395 без повторного
на грева. Данные карбидного анализа подтверждают ускорение
выделения упрочняющих фаз из твердого раствора под влиянием
наклепа (рис. 309)
ТМО СТАЛИ ЭИ395 (16 25-6)
463
Результаты химического фазового анализа образцов стали
типа 16-25-6 после различной термической обработки приведены
в табл. 53, а результаты фазового рентгеноструктурного ана-
лиза — в табл 54..
ТАБЛИЦА 53. ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ ЭЛЕКТРОЛИТИЧЕСКИ
ВЫДЕЛЕННЫХ ОСАДКОВ ИЗ ОБРАЗЦОВ СТАЛИ ТИПА 16-25 6
ПОСЛЕ РАЗЛИЧНОЙ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
Режим термической обработки I S Че v 2 30 Содержание элементов, % (к весу растворенной стали)
с Ге NI Сг Мо N, Z
Закатка с 1200° С, старение 700° С, 15 ч 1,47 0 038 0,24 0,16 0,39 0,63 0,011 1,469
Закалка с 1200° С. старение 700° С, 100 ч 3,82 0,053 0 57 0 30 0,70 1,25 0,051 2,924
Закалка с 1200° С, старение 800° С, 5 ч 1,49 0,04 0,23 0,15 0,42 0 62 0 027 1 487
Закалка с 1200° С, старение 800° С 15 ч 3 06 0,079 0,4 0,35 0,77 1,29 0,054 2,943
Закалка с 1200° С, старение 800° С. 100 ч 5,50 0,11 0,87 0,63 1,57 2,58 0,096 5,856
ТАБЛИЦА 54 ФАЗОВЫЙ СОСТАВ СТАЛИ ТИПА 16-25 6 ПОСЛЕ
РАЗЛИЧНОГО СТАРЕНИЯ *
Температура старения Продолжи- тельность старения ч Параметр решетки у-твердого раствора, А Карбидные фазы
типы карбида параметр решетк н А
3,599 Нет
600 100 3,594 СгазС, (кубическая ре шетка) 10,61
700 5 3,599 Нет __
700 15 3,593 Fe2Mo4C (с размытыми линиями) —
700 100 3,593 То же
800 5 3,595 Сг2,С, (с размытыми линиями) —
800 15 3,592 Fe„Mo4C (кубическая решетка) 10,82
800 100 3,584 То же 10,82
♦ Исходное состояние — закалка с 1200е -с
Пересыщенный у-твердый раствор стали 16-25-6 обладает
высокой устойчивостью, лишь выдержка в течение 100 ч при
800° С приводит к сравнительно полному выделению упрочня-
ющей фазы.
Частичный распад хромоникельмолибденового аустенита
стали 16-25-6 протекает, очевидно, в две стадии: в течение
464
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
первой, при сравнительно низких температурах старения
(600° С) или малых выдержках (5 ч при 700—800' С) образуется
кубический карбид типа Л4е23Св; в течение второй стадии об-
разуется более сложный комплексный карбид с кубической
решеткой типа двойного карбида быстрорежущей стали —
(Mei)2(Men)4C. Данные химического анализа электролитически
выделенных осадков (табл. 55) удовлетворительно согласуются
с результатами рентгеновского исследования. Соответствующие
подсчеты показывают, что после старения при 800° С в течение
4—5 ч осадок содержит карбидную фазу, построенную на базе
кубического хромового карбида, сложный состав которой
можно описать формулой (Fe, Cr, Мо, Ni)23 (С, N)e. В остальных
случаях суммарное отношение железа и никеля к молибдену,
хрому, углероду и азоту в атомных процентах приблизительно
соответствует числовом}' соотношению 2:4: 1; формула такой
карбонитридной фазы (Fe, Ni)2 (Мо, Cr)4 (С, N).
ТАБЛИЦА 55 ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ УПРОЧНЯЮЩЕЙ ФАЗЫ
СТАЛИ ТИПА 16-25-6
Режим термической обработки Содержание элементов, % (к весу электролитически выделенного осадка)
С Сг Ni Мо Fe N,
Закалка с 1200° С; старение 700° С, 15 ч 2,6 26,11 10,80 41,71 16,64 0,8
Закалка с 1200° С. старение 700° С, 100 ч 1,7 24,7 10,11 42,04 19,0 1,8
Закалка с 1200° С, старение 800° С, 5 ч 2,65 27,72 10,6 40,83 15,4 1,82
Закалка с 1200° С, старение 800° С, 15 ч 2 64 26,27 11,69 43,30 13,36 1,01
Закалка с 1200° С, старение 800° С, 100 ч 1,85 26,23 10,5 43,19 14,45 1,6
Изменение твердости стали ЭИ395 (измеренной при комнат-
ной и повышенной температурах) в зависимости от режима
повторного нагрева (старения) приведено на рис. 310, 311.
Наклеп по примененной схеме ТМО позволил значительно уве-
личить абсолютное значение твердости. При относительно не-
высоких температурах старения твердость остается устойчиво
высокой в течение достаточно длительного времени, отвеча-
ющего в ряде случаев сроку службы изделий из стали ЭИ395
Данные измерения горячей твердости подтверждают, что ТМО
определяет достаточное упрочнение при температурах около
700° С.
Испытания на удар показали, что после закалки с темпера-
туры 1200° С сталь ЭИ395 обладает весьма высокой ударной
Рис 311 Изменение горячей твер-
дости закаленной с 1200° С (/) и за-
каленной с 1200° С, затем наклепан-
ной на 20% (2) стали ЭИ395 в зави-
симости от режима старения
Рис 310 Изменение твердости
в процессе старения закаленной </)
» закаленной и наклепанной (2)
стали ЭИ395 Цифры на кривых —
продолжительность старения, ч
3at7fMВремя выдержки
с г zoo с при старении, и
Рис 312 Влияние температуры
и продолжительности старения
на ударную вязкость стали ЭИ395
Рис 313 Влияние наклепа на удар-
ную вязкость закаленной и соста-
ренной стали ЭИ395
1 — без иаклепа, 2 — с наклепом
30 Бернштейн
466
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
вязкостью, равной 37 кГ-м/см2, последующее старение в ин-
тервале температур 600—900° С приводит к ее снижению
(рис 312) Ударная вязкость после старения при 600° С в те-
чение 100 ч уменьшилась более чем в 2,5 раза, в то время как
увеличение твердости составило всего 5% к исходному значе-
нию после закалки. Очевидно, вначале развития процесса ста-
рения основное влияние на свойства стали оказывает характер
Рис 314 Влияние наклепа на изме-
нение механических свойств стали
ЭИ395 при различных температурах
испытания
/—закалка с 1200° С, старение при
800° С, 15 ч. 2—закалка с 1200° С.
холодный наклеп на 20%, старение
прн 800° С, 15 ч
расположения выделившихся дис-
персных частиц (например, по
границам зерен), а не их количество
и размеры, от которых в основном
зависит значение твердости.
Образцы, подвергнутые холод-
ной деформации после закалки,
обнаружили значительно меньшее
снижение ударной вязкости после
сравнимых режимов старения, чем
образцы, подвергнутые только
одной закалке (рис. 313).
Следует подчеркнуть, что ис-
ходное значение ударной вязко-
сти закаленных и наклепанных
образцов примерно в полтора раза
ниже ударной вязкости только
закаленных образцов (в част-
ности, в связи с образованием дис-
персных частиц упрочняющих фаз
уже в процессе нагартовки зака-
ленного аустенита).
Благоприятным оказывается
воздействие ТМО на сохранение
относительно высокой ударной
вязкости и при изучении продолжительности повторных на-
гревов (100 ч), в процессе которых явления тепловой хрупко-
сти развиваются наиболее полно Положительное влияние
промежуточного (между закалкой и старением) наклепа, создаю-
щего более равномерное распределение частиц упрочняющей
фазы по всему объему сплава, вполне очевидно (рис. 313)
Деформация со степенью обжатия 20% значительно по-
высила предел прочности стали ЭИ395 вплоть до температуры
испытания 800° С, только при приближении к температуре
рекристаллизации (900° С) обнаруживается сближение свойств
прочности наклепанной и ненаклепанной стали (рис. 314)
Характеристики статической пластичности сохраняются на
достаточно высоком уровне, хотя при относительно высоких
IMO СТАЛИ ЭИ395 (16-25-6)
467
температурах испытания обнаруживают тенденцию к сни-
жению
Результаты испытаний на длительную прочность приведены
в табл. 56 Наиболее высокие значения длительной прочности
достигаются в результате обработки, предусматривающей за-
калку, холодный наклеп и старение, следует подчеркнуть, что
одна высокотемпературная закалка (гомогенизация) также при-
водит к хорошей стойкости стали при длительном одноосном
растяжении Последнее, очевидно, связано с одновременно
протекающими при самом испытании процессами наклепа и
дисперсионного твердения. Однако в условиях эксплуатации
деталей в сложно-напряженном состоянии применение только
закаленной стали с нестабилизированной структурой вряд ли
целесообразно из-за возможности протекания неблагоприятных
структурных превращений под действием меняющихся по
высоте и сечению деталей напряжений и температур.
ТАБЛИЦА 56 ПРЕДЕЛЫ ДЛИТЕЛЬНОЙ ПРОЧНОСТИ СТАЛИ ЭИ395
ПОСЛЕ РАЗЛИЧНОЙ ОВРАБ01КИ
Режим 1<рмичсской обработки Темпера- тура испытания Напряжение до разрына, кГ/мм*, за время, ч
10 100 500 1000
Закалка с 1200° С в воде 650 36 27 22 20
То же 700 28 22 18 16
Закалка с 1200° С и старение при 700° С, 50 « 700 27 20 16 14
Закалка с 1200° С, наклеп 20% и старе- ние при 700° С, 50 ч 700 32 24 18 16
Закалка с 1200° С в воде 750 22 14 10 9
То же 800 18 11 8 7
Закалка с 1200° С и старение при 800° С, 15 ч 800 16 10 7 6
Закалка с 1200° С, наклеп 20% и ста рение при 800° С, 15 ч 800 19 12 8 7
Кроме благоприятного влияния ТМО на повышение длитель-
ной прочности стали ЭИ395, следует отметить, что обычная
термическая обработка, состоящая в закалке на твердый рас-
твор с последующим старением, определяет значительную ко-
нечную деформацию в процессе испытаний на длительную проч-
ность (табл 57). Остаточная пластичность стали после ТМО или
только закалки оказывается в несколько раз меньшей, причем
длительность до разрушения резко увеличивается
Как показывают результаты испытаний на усталость
(табл 58), ТМО стали ЭИ395 повышает предел усталости при
650—800° С на 10—20% по сравнению с обычной обработкой
30*
468
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
1АБЛИЦА 57 ЗНАЧЕНИЯ ОТНОСИТЕЛЬНОГО УДЛИНЕНИЯ
И ОТНОСИТЕЛЬНОГО СУЖЕНИЯ ОБРАЗЦОВ СТАЛИ ЭИ395,
ИСПЫТАННЫХ НА ДЛИТЕЛЬНУЮ ПРОЧНОСТЬ
Температура испытания, °C
о 650 700 750 8'10
кГ!
% б. % | 4>. % б. % % 6. % | Ч. %
Закалка с 1200° С в воде
35 13 14 — — — — — —
30 12 15 8 12 — — — —
25 6 18 10 17 — — — —
20 — — 7 15 14 24 18 28
15 — — — — 8 21 10 21
10 — — — — — 6 7
Закалка с 1200° С и старение при 700° С, 50 ч
30 1 — — 38 56 — — — —
25 — — 33 51 — — — —
20 1 — - 30 50 - - —
Закалка с 1200° С и старение при 800° С, 15 ч
20 — — — — — — 38 52
15 — — — — — — 34 50
10 - - - — — — 12 23
Закалка с 1200° С, холодный наклеп на 20% и старение пре 1 700° С, 50 ч
30 — — 5 7 — — — —
25 — — 3 5 — — — —
20 — — 2,5 3 — — —
Закалка с 1200° С, холодный наклеп на 20% и старение npi 1 800° С, 15 ч
20 — — — I I — — — 3 3,5
15 — — — — — — 2 3
10 — — 1 - — — 0,5 1
ГМО СТАЛИ 1.ЭИ395 (16 25-6)
469
ТАБЛИЦА 58 ЗНАЧЕНИЕ ПРЕДЕЛА УСТАЛОСТИ СТАЛИ ЭИ395
ПРИ КОМНАТНОЙ И ВЫСОКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ
Обработка Предел усталости, к!/ чм2 при температуре испытаний, СС
20 650 700 814)
Закалка с 1200° С, старение при 800° С, 15 ч 28,5 24,0 19 5 Ы,5
Закалка с 1200° С, холодный наклеп на 20%, старение при 800° С, 15 ч 32,0 28,5 23,5 18,0
Закалка с 1200° С, старение при 700° С, 50 ч 29,0 23,5 22 5 —
Закалка с 1200° С, холодный наклеп на 20%, старение при 700° С, 5 ч 35,0 28,5 27,0 1
Результаты испытаний различно обработанных образцов
стали ЭИ395 в сложно-напряженном состоянии при 700 и 800° С
(табл 59) позволяют заключить, что одновременное действие
ТАБЛИЦА 59 РЕЗУЛЬТАТЫ ИСПЫТАНИЙ СТАЛИ ЭИ395
В СЛОЖНО-НАПРЯЖЕННОМ СОСТОЯНИИ (УСТАЛОСТЬ!-ОСЕ ВОЕ
РАСТЯЖЕНИЕ) ПРИ 800° С
Напряжение, кГ/чм2
Термическая обработка Стойкость» 6 ф
консоль осевого ч— мин % %
НО! О растяже
изгиба НИЯ
10 5 111—50 0,54 0,82
15 5 95—00 1,9 1,87
Закалка с 1200е С в воде 20 5 19—15 1,15 3,2
5 10 10—10 2,52 з,о
10 10 2—20 3,41 3,9
10 5 162—50 1,03 1,71
15 5 108—45 1,0 1,62
Закалка с 1200° С и старение при 800° С, 15 ч 20 5 34—00 1,62 1 85
5 10 85—50 2,54 4 1
10 10 32—50 з,з 4,8
15 5 252—20 0,32 0,53
15 5 184—00 0,38 0,61
Закалка с 1200° С, холодный
наклей 20% н старение при 20 5 18- 10 0,27 0,71
800° С, 15 ч 5 10 113—15 1,2 1 5
10 10 49—00 1,25 1,5
470
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
осевого растяжения и знакопеременного изгиба вызывает более
быстрое разрушение стали, чем в случае раздельного приложе-
ния указанных напряжений (при сравниваемых абсолютных
величинах). ТМО стали ЭИ395 повысила ее прочность и при
испытаниях в сложно-напряженном состоянии
Сопоставление результатов испытаний показывает, что не-
стабилизированная структура (например, полученная в резуль-
тате закалки) предопределяет худшее сопротивление разруше-
нию при высоких температурах под действием комплекса растя-
гивающей и изгибающей сил, чем стабилизированная (например,
после закалки и старения)
Характер описываемых испытаний весьма близок к реаль-
ным условиям эксплуатации. Отсюда можно считать еще раз
доказанной необходимость предварительной стабилизации
структуры жаропрочного сплава до его использования в усло-
виях службы, связанных с переменными по сечению или по
высоте детали полями температур или напряжений.
ВЛИЯНИЕ ТИО (ПРИ ПРОКАТКЕ И ВОЛОЧЕНИИ)
НА СТРУКТУРНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ЖАРОПРОЧНОСТЬ
Методика исследования
Пругки промышленной плавки (d — 22 мм) разрезали на
заготовки (длиной 300—350 мм), которые затем закаливали
в воде с 1200° С (выдержка в течение часа). Заготовки обтачи-
вали на диаметр 19 ± 0,05 мм (для волочения) и строгали на
размер 13X14 мм (для прокатки). Степень обжатия (по лога-
рифмической формуле) составляла 25, 50 и 75%. Затем прово-
дили старение по различным режимам.
Для измерения электрического сопротивления при непре-
рывном нагреве и одновременном действии нагрузки было смон-
тировано специальное устройство с использованием машины
типа ЯБ-I для испытания на длительную прочность, измерение
электросопротивления и в данном случае было проведено ком-
пенсационным методом. Напряжение, приложенное к образцу,
выбирали равным до 10 кПмм2, т. е. было ниже того значения,
которое может вызвать заметную пластическую деформацию.
Испытание на циклическую длительную прочность проводили
иа машине И А Ярова. Периодический нагрев и охлаждение
испытуемого образца в этой машине регулируется с помощью
реле, которое, кроме того, обеспечивает выдержку испытуе-
мого образца при заданной температуре нагрева в течение не-
обходимого промежутка времени
ТМО С1АЛИ ЭИ395 (16-25-6)
471
Режим испытания был выбран следующий, время цикла
(выдержки при максимальной температуре) 60 мин, минималь-
ная температура 100° С; температура испытаний (максималь-
ная температура) 600, 700 и 800° С при соответствующем на-
пряжении 30, 15 и 12 кГ!мм\
Результаты влияния наклепа после закалки на изменение
твердости и тонкой структуры представлены в табл 60
ТАБЛИЦА 60 ИЗМЕНЕНИЕ ТВЕРДОСТИ И ЭЛЕМЕНТОВ ТОНКОЙ
СТРУКТУРЫ СТАЛИ ЭИ395 В ЗАВИСИМОСТИ ОТ СТЕПЕНИ
ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ ПОСЛЕ ЗАКАЛКИ
Вид деформации после закалки- Ь. % HV п. & -Л— 10’ рад а
Прокатка 25 310 800 1.3
50 345 550 1,75
75 390 450 1,10
Волочение 25 360 550 0,86
50 360 550 0,86
75 410 300 0,75
Величина неоднородных микронапряжепий уменьшается
при больших степенях обжатия аналогично тому, что было отме-
чено при исследовании ТМО стали 4Х14Н14В2М. Как 5 же
было сказано, такого рода изменения неоднородных микрона-
пряжений, вероятно, связаны с перераспределением дислока-
ций при больших степенях обжатия, которое в данном случае
осложняется процессом образования упрочняющих фаз при
наклепе. Поэтому и наблюдаемое измельчение мозаичной струк-
туры связано не только с влиянием холодной деформации, но
и с распадом твердого раствора.
Следует отметить, что образцы с одной и той же степенью
обжатия, в зависимости от схемы деформации обладают не-
сколько различными значениями твердости Наблюдается со-
ответствие между размерами областей когерентного рассеяния
и значениями твердости наклепанных образцов.
Изучение микроструктуры образцов под световым~микроско-
пом после закалки и наклепа обнаруживает структурные
изменения, связанные с распадом твердого раствора при на-
клепе, в том числе и присутствие частиц упрочняющей фазы
(рис 315, а и б).
Линии скольжения в деформированных образцах распреде-
ляются по-разному в зависимости от степени, а также от схемы
472
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
деформации В волоченых образцах линии скольжения пере-
секаются и образуют сетку, в прокатанных образцах они рас-
полагаются преимущественно в одном направлении в пределах
одного зерна Наблюдается неравномерное распределение ли-
ний скольжения между отдельными зернами, а также внутри
одного зерна
Рис 315 Микроструктура стали ЭИ395 после чакалки с 1200° С и холодной де-
формации со степенью обжатия 75% прокаткой (а) к волочением (б) X 600
Значения электрического сопротивления стали ЭИ395 после
различных видов и степеней обжатия приведены в табл 61
Уменьшение электросопротивления свидетельствует о распаде
ТАБЛИЦА 61. ИЗМЕНЕНИЕ УДЕЛЬНОГО ЭЛЕКТРОСОПРОТИВЛЕНИЯ
С1АЛИ ЭИ395 ПОСЛЕ ХОЛОДНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ
Обработка к % , 1 МК ом/см ! । Обработка % Р мк ом/см
Закалка с 1200° С - 99 00 25 98,50
Закалка и волоче 25 98,60 Закалка и прокатка 50 97,60
нне 50 1 75 98,00 96,50 75 97,00
твердого раствора в результате пластической деформации,
развитие этого процесса перекрывает влияние наклепа на иска-
жение решетки, определяющее повышение электросопротив-
ления
ТМО СТАЛИ ЭИ395 (16-25-6)
473
С увеличением степени обжатия параметр решетки умень-
шается, что также подтверждает факт распада пересыщенного
раствора в процессе деформации
Обработка
Закалка с 1200° С • < •
» » 1200° С и про-
катка 25% •
Параметр
решетки, Л
3,600
3,597
Обработка
Параметр
решетки, А
Закалка сI200a С и про
катка 50% - 3,595
Закалка с 1200' С и про-
катка 75% - - 3,593
Влияние ТМО на структурные превращения
Микроструктурное исследование распада пересыщенного
твердого раствора при повторном нагреве иллюстрирует уско-
ряющее влияние деформации на процесс старения На рис. 316
показаны микроструктуры ненаклепапных и наклепанных
(на различную степень обжатия) образцов, прошедших
Рис 316 Микрос! руктура стали ЭИ395 после закалки и старения при 600° С
в течение 0.5 ч (а) и 5 ч (б) х 200
старение при различных температурах и выдержках Видно,
что в ненаклепапных образцах после старения, например, при
600° С почти никаких изменений не наблюдается, в деформи-
рованных же образцах четко наблюдается распад
Деформация к тому же определяет более равномерное рас-
пределение частиц упрочняющих фаз
Коагуляция в наклепанных и ненаклепапных образцах
происходит различно. Так, коагуляция в наклепанных образцах
обычно развивается в небольших объемах, между линиями
скольжения Такой характер процесса коагуляции в наклепан-
474
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
ных образцах особенно хорошо виден после волочения, где
линии скольжения пересекают друг друга. По-видимому,
линии скольжения и двойникования могут являться препят-
ствием для диффузионных перемещений на большие расстояния
в определенном интервале времени при данной температуре,
пока эти линии еще существуют Следует отметить, что следы
деформации в стали ЭИ395 являются весьма устойчивыми
Обращает на себя внимание характер распределения линий
скольжения в наклепанных образцах, выявленный при тем-
Рис 317 Микроструктура стали ЭИ395 после закалки, прокатки со степенью
обжатия 25% и старения при 600° С в течение 0,5 (о) и 5 ч (б) Х200
пера гуре старения 650—700° С. В волоченых образцах этот
характер выражен особенно ярко (рис 318). Сетка линий сколь-
жения, по которы.м происходит выделение фаз, очевидно, свя-
зана с определенным дислокационным строением, в данном слу-
чае при температуре старения 650° С наблюдается характерная
для полигонизации структура (рис 319).
Интересно отметить, что эти линии скольжения даже после
длительных выдержек при старении еще не исчезают (рис 320).
Как видно по микроструктуре волоченых образцов со степенью
обжатия 50%, при температуре старения 700° С после продол-
жительной выдержки 500 ч эти линии еще существуют, а в от-
дельных местах они видны даже после выдержки в течение
4000 ч (рис 320,6). Такой характер структурных изменений
также наблюдался и на прокатанных образцах (рис 320, а).
Даже в тех случаях, когда уже прошла рекристаллизация,
все же эти линии еще видны По-видимому, эта структурная
ТМО СТАЛИ ЭИ395 (16-25-6)
475
Рис 319 Микроструктура стали ЭИ395 после закалки и волочения со степенями
обжатия 50 (а) и 75% (о) и старения при 650’С, 0.5 ч X 600
особенность сталей и сплавов после ТМО является одной из
причин сохранения устойчивости их упрочнения
Электронномикроскопические исследования показывают
(рис. 321), что форма выделяющихся фаз после выдержки в те-
чение 4000 ч при 700° С (50% волочения) еще является вытяну-
той,^причем частицы ориентированы по направлению деформа-
ции, размеры частиц после ТМО меньше, чем после термической
обработки по аналогичным режимам.
476
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
Рис 320 Микроструктура стали ЭИ395 после закалки, а затем деформации и
старения по режимам
Рис\ IIOK >, % 1. °C т, ч Рис> нок % 1. °C Т, ч
а б 50 50 700 700 500 4000 г 75 50 700 700 500 500
Пересыщенный твердый раствор стали ЭИ395 в закаленном
состоянии имеет гик решетку, параметр которой 3,600 кХ
Параметр решетки в пепаклепапных образцах при старе-
ния 500° С почти не изменяется после выдержки до 500 ч
Для прокатанных образцов с обжатием 50% после выдержки
при 500° С в течение 50 ч значение параметра решетки составляло
3,595 кХ, т е оно не изменилось по сравнению со значением
ТМО СТАЛИ ЭИ395 (16-26-6)
477
после наклепа до старения. Только после продолжительной
выдержки в течение 500 ч при 500° С наблюдали незначительное
уменьшение параметра решетки деформированных образцов
Рис 321 Электронная
микрофотография ста
ли ЭИ395 X 10000
а — закалка, волоче-
ние 50% и старение
700° С, 4000 ч, б-
закалка и старение
700° С, 4000 ч
Изменение параметра решетки при повторном нагреве до
600° С (рис 322) свидетельствует о протекании процесса ста-
Рис 322 Изменение параметра решетки стали ЭИ395 после закалки, дефор
мации (волочением) и старения при 600 (в) и 700° С (б)
рения, причем для неиаклепанных образцов эти изменения
отмечаются лишь после выдержки в течение 50 ч, а для накле-
панных — уже после 5 ч Интенсификация процесса старения
478
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
под влиянием предварительной холодной деформации прояв-
ляется в резком падении значений параметра решетки с увели-
чением изотермической выдержки (при 600° С) тем большим,
чем выше степень обжатия.
В процессе старения при 700° С наблюдается обратная кар-
тина — уменьшение параметра решетки в ненаклепанных об-
разцах происходит более интенсивно, чем в наклепанных
(рис 322, б), это особенно наглядно видно при увеличении
продолжительности старения.
Причина такого рода замедления скорости распада пересы-
щенного твердого раствора в наклепанных образцах при про-
должительных выдержках, очевидно, связана с влиянием сле-
дующих факторов-
1) в наклепанных образцах при температуре старения 700° С
уже при самой непродолжительной выдержке наблюдаются
выделения, что связано с быстрым обеднением твердого раствора,
который при дальнейших выдержках становится более инерт-
ным к распаду;
2) происходит частичное обратное растворение мелких ча-
стичек упрочняющих фаз в наклепанных образцах, выделив-
шихся на первых этапах старения;
3) по-видимому, основным фактором является особенность
структуры наклепанных образцов, связанная с созданием микро-
и субмикронеодпородности строения На первой стадии старения
наклепанных образцов наблюдается большая скорость распада
за счет локального повышения свободной энергии, а при даль-
нейшем увеличении времени выдержки созданная при наклепе
субмпкроскопическая неоднородность строения препятствует
атомным перемещениям, что соответственно тормозит образо-
вание фаз и их коагуляцию
Наконец, при очень длительной выдержке при температуре
старения 700° С величина параметра решетки наклепанных
образцов становится больше, чем ненаклепанных
Результаты измерений параметра решетки при температуре
старения 800° С приведены в табл. 62. Уменьшение параметра
решетки наблюдается при непродолжительных выдержках;
значения параметра решетки наклепанных образцов после
продолжительной выдержки выше, чем^в ненаклепанных,
что объясняется, по-видимому, обратным растворением фаз
Изменение электросопротивления стали ЭИ395 при непре-
рывном нагреве характеризуется ходом кривой, представленной
на рис. 323
Аномальное повышение электросопротивления аустенитной
стали ЭИ395 при непрерывном нагреве в интервале температур
500—650° С, очевидно, связано с образованием особого (локаль-
ТМО СТАЛИ ЭИ395 (16-25-6)
479
ТАБЛИЦА 62 ИЗМЕНЕНИЕ ПАРАМЕТРА РЕШЕТКИ
ПЕРЕСЫЩЕННОГО ТВЕРДОГО РАСТВОРА СТАЛИ ЭИ395 ПОСЛЕ
СТАРЕНИЯ ПРИ 800° С С РАЗЛИЧНОЙ ПРОДОЛЖИТЕЛЬНОСТЬЮ
Обработка Время выдержки ч Параметр решетки кХ Обработка Время выдержки 4 И в-э Сах
Закалка с 1200° С Закалка с 1200° С, во- лочение 50% 5 5 3,596 3,594 Закалка с 1200° С, воло- чение 75% 50 3,590
Закалка с 1200° С. во- лочение 75% Закалка с 1200° С 5 50 3,591 3,589 I Закалка с 1200° С Закалка с 1200° С; воло- чение 50% 500 500 3,584 3,586
Закалка с 1200° С, во- лочение 50% 50 3,588 Закалка с 1200° С. воло чение 75% 500 3,587
200 400 000 800 t.’C
Рис 323 Изменение электросопротив
ления закаленной стали ЭИ395 при
непрерывном иагреве и охлаждении
образование этого состояния
ного) упорядоченного состояния, а уменьшение электросопро-
тивления при температурах 650—700° С определяется его раз-
рушением
Образование неоднородно-
стей твердого раствора (по типу
упорядочения) иллюстрируется
результатами измерения элек-
тросопротивления при одновре-
менном действии температуры и
напряжения (рис. 324). В дан-
ном случае температурный ин-
тервал образования этого ло-
кального упорядочения (/(-со-
стояния) составляет уже 450—
600° С.
Предварительная термомеха-
ническая обработка еще больше
ускоряет процесс образования
неоднородного состояния твер-
дого раствора Измерение элек-
тросопротивления наклепанных
образцов на 50% при непрерыв-
ном нагреве показывает, что
происходит уже при 300—400° С (рис 325) Следует отметить,
что в этом случае не наблюдается большого пика увеличения
электросопротивления, а на кривой образуется лишь неболь-
шая площадка. Очевидно, это объясняется тем, что при 500—
600° С уже происходит наложение двух процессов — образо-
вания /(-состояния и выделения упрочняющих фаз, которые
Рис 324 Изменение электросопротивления закаленной стали ЭИ395
после нагрева и охлаждения при одновременном приложении на-
пряжения 10 кГ/ммг
1 — волочение 25%. 2 — без деформации
Рис 325 Изменение электросопро-
тивления при непрерывном нагреве
и охлаждении стали ЭИ395 после
закалки н волочения со степенью
обжатия 50%
Рис 326 Изменение электросопротивления
при непрерывном нагреве и охлаждении
стали ЭИЗЧ5 после закалки и волочения со
степенью обжатия 50%, нагрев и охлажде-
ние с одновременным приложением напря
жения 10 кГ/мм*
ТМО СТАЛИ ЭИ395 (16-25*6)
481
оказывают противоположное влияние на изменение электро-
сопротивления.
Измерение электросопротивления при нагреве и одновре-
менном действии напряжения на волоченых образцах показало
(рис. 324, 326), что аномальное повышение электросопротивле-
ния наблюдалось при еще более низких температурах (—200
и —350° С, рис. 324)
Замедление роста электросопротивления при температуре
выше 700° С, очевидно, связано с выделением упрочняющих
Рис 327 Изменение электросопротивления стали ЭИ395 в результате старения
при 500° С
а — волочение, б — прокатка, 1 — без деформации, 2 — к = 25%, 3 — к = 50%;
4 — прокатка, к = 75%
фаз из твердого раствора. При нагреве выше температуры 850° С
вновь наблюдали повышение электросопротивления, которое,
по-видимому, связано с частичным обратным растворением
упрочняющих фаз.
Измерение электросопротивления при комнатной темпера-
туре после старения при 500° С показало, что на ненаклепанных
образцах даже продолжительные выдержки (до 4000 ч) практи-
чески не изменяют значения электросопротивления. На на-
клепанных (особенно на прокатанных) образцах изменение
электросопротивления наблюдается уже после выдержки в те-
чение 50 ч (рис. 327), причем тем большее, чем выше степень
обжатия. При увеличении выдержки удельное электросопротив-
ление этих образцов также интенсивно уменьшается.
Кинетические кривые изменения удельного электросопро-
тивления при 700° С показаны на рис 328. В ненаклепанных
образцах и наклепанных на 25% при продолжительности вы-
держки старения до 5 ч не наблюдали изменения электросопро-
тивления. Интенсивное падение удельного электросопротивле-
ния наблюдается при выдержках от 5 до 50 ч, при дальнейшем
31 Бернштейн
482
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
увеличении времени выдержки удельное электросопротивление
несколько повышается.
Изменение удельного электросопротивления образцов с боль-
шими степенями обжатия происходит интенсивнее; в этом
случае уже не наблюдается площадка при малых выдержках.
Наиболее интенсивное уменьшение удельного электросопротив-
р нком сп
до------1------1-----1-----1-----1-----1 до-----------1------1------1-----1------1
30 300 3000 30000 300000 X мин 30 300 3000 30000 X пин
а б
р пкОН СМ
90-------1-----1------1------1-----1_____I 90---------1------1------1------1-------1
30 300 3000 30000 300000 X мин 30 300 3000 30000 X мин
6 ' г
Рис 328 Изменение электросопротивления волоченых (а, б) и прокатанных (в, г)
образцов стали ЭИ395 в результате старения при 700 (а, в) и 800® С (б, г)
/ — без деформации, 2 — X = 25%. 3 — X = 50%, 4 — X — 75%
ления происходит в прокатанных образцах, в которых обра-
зуется ограниченная текстура.
Существенное уменьшение удельного электросопротивления
наблюдалось уже с момента нагрева на температуру старения
800° С (рис. 328, б). Это означает, что выделение фаз из твердого
раствора при 800° С происходит весьма быстро. Процесс обрат-
ного растворения начинается в интервале времени выдержки
от 5 до 50 ч. Микроструктурное исследование также подтвер-
ждает протекание обратного растворения.
ТМО СТАЛИ ЭИ395 (16-25-6)
483
Влияние ТМО на жаропрочность
Измерения «холодной» твердости после различных режимов
деформации и старения показывают, что наклепанные образцы
со степенями обжатия (75 и 50%) длительное время сохраняют
высокие значения твердости При 500—600° С более высокие
значения были получены на волоченых образцах, имеющих
совершенную текстуру и большую степень искаженности строе-
Рис 329. Изменение горячей твердости стали ЭИ395 при нагреве в ва-
кууме
/ — волочение, X = 75%. 2 — волочение, К — 50%, 3 —• волочение,
X 25%, 4 —без деформации
ния при сравнимых обжатиях. Выше 700° С абсолютная вели-
чина твердости прокатанных и волоченых образцов почти оди-
накова.
В результате измерений твердости при высоких температу-
рах (до 900° С) в вакууме (рис. 329) оказалось возможной уста-
новить следующее: вначале на участке а—б твердость снижается
на всех образцах, что, по-видимому, связано со снятием напря-
жений (нагрев) При дальнейшем повышении температуры
наблюдается рост твердости на участке б—в, который, в зави-
симости от степени обжатия, лежит при различных темпера-
турах. Так, например, для образцов с обжатием 75% этот уча-
сток находится в температурном интервале 300—400° С, для
образцов с обжатием 50% — 450—500° С, а для ненаклепанных
и образцов с обжатие>м 25% — в интервале температур 550—
600° С Увеличение твердости на участке б—в связано, по-
видимому, с образованием локального упорядочения (по типу
К-состояния). Его разрушение при дальнейшем повышении
31*
484
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
температуры, а также само по себе влияние нагрева приводит
к снижению твердости на участке в—г. На участке г—д почти
не наблюдалось уменьшения твердости, так как здесь, оче-
видно, накладываются два противоположно действующих фак-
тора обычное разупрочнение в связи с влиянием нагрева и рас-
пад пересыщенного твердого раствора Поэтому твердость
почти не изменяется
При дальнейшем нагревании твердость уменьшается, что
связано с коагуляцией выделившихся частиц фаз и рекристал-
лизацией наклепанных образцов.
Температурные пороги разупрочнения различны в зависи-
мости от степени обжатия. Образцы с большими степенями
обжатия (75%) разупрочняются уже при температуре выше
600° С, причем наблюдается наибольшая интенсивность па-
дения твердости Температура разупрочнения образцов с 50
и 25% обжатия составляет 700° С, интенсивность разупрочнения
ненаклепанных образцов при последующем нагреве значительно
меньше, чем наклепанных (рис. 329). Наконец, при 900° С твер-
дость наклепанных образцов становится ниже, чем ненакле-
панных.
Испытания на длительную прочность были проведены при
500, 550, 600, 700 и 800° С
Режим термической и термомеханической обработки, а также
условия испытаний на длительную прочность образцов стали
ЭИ395 приведены в табл. 63.
Результаты испытаний при 700° С показывают (табл. 64),
что ТМО значительно повышает длительность до разрушения,
что, по-видимому, определяется сохранением субмикроскопи-
ческой неоднородности строения стали Как видно из данных
табл. 65, размеры областей когерентного рассеяния после воло-
чения со степенью обжатия 50% обнаруживают незначитель-
ный рост при увеличении времени выдержки при старении
Даже после весьма продолжительного нагрева их размер сохра-
няется в пределах, обычных для металлов в упрочненном со-
стоянии.
Рентгеноструктурное исследование волоченых образцов с об-
жатием 50% после испытаний на длительную прочность при
700° С (о = 17 кПмм*) показало, что области когерентного
рассеяния и в данном случае остаются сравнительно мелкими
(около 550 А). Микроскопическое исследование обнаружило,
что линии скольжения в наклепанных образцах сохраняются
даже после испытания на длительную прочность в течение 1170 ч.
(рис. 330)
Результаты испытаний на длительную прочность наклепан-
ных и ненаклепанных образцов при 800° С показывают (табл. 66),
ТМО СТАЛИ ЭИ395 (16 25 6)
485
ТАБЛИЦА 63 РЕЖИМЫ ИСПЫТАНИЙ НА ДЛИТЕЛЬНУЮ
ПРОЧНОСТЬ И УСЛОВИЯ ОБРАБОТКИ ОБРАЗЦОВ СТАЛИ ЭИ395
Обработка “С а кГ/мм* Обработка “С п кГ/м и2
Закалка, волочение 50% Закалка,старение 700° С, 15 ч Закалка, волочение 50% Закалка, волочение 50%, старение 700“ С, 15 ч Закалка, старение 700° С, 15 ч Закалка, волочение 25, 50 и 75%, старение 700“ С, 15 ч Закалка, прокатка 25%, старение 700“ С, 15 ч 500 500 550 550 600 600 600 50 50 45 45 40 40 Закалка, старение 700“ С, 15 ч Закалка волочение 25, 50 и 75%, старение 700“ С, 15 ч Закалка, прокатка 25%, старение 700° С, 15 ч Закалка. старение 800“ С. 15 ч Закалка,волочение 25, 50 и 75%, старение 800“ С, 15 ч Закалка, прокатка 25%, старение 800“ С, 15 ч 700 700 700 800 800 800 24 20 120 124 15 I1? 15
ТАБЛИЦА 64 ИСПЫТАНИЯ
НА ДЛИТЕЛЬНУЮ ПРОЧНОСТЬ СТАЛИ ЭИ395
ПРИ 700° С, РЕЖИМ СТАРЕНИЯ 700° С, 15 ч
Обработка Время разрушения, ч — мин.
при напряжении, ; кГ/мм*
24 20 17
Закалка 4-старение 60—30 177—00 426—00
Закалка 4* волочен ие 25% 4-старение 67—10 236-00 —
Закалка 4-волоченне 50% 4-старение 139—40 301—00 864—00
Закал ка 4- волочен ие 75% 4-старение 179—10 519—00 1212—00
Закалка 4-прокатка 25% — старение 101—00 — —
Примечание Каждый результат, приве-
денный в таблице, пяти испытаний является средним из < четырех-
ТАБЛИЦА 65
ИЗМЕНЕНИЕ
РАЗМЕРОВ
ОБЛАСТЕЙ КОГЕ-
РЕНТНОГО РАССЕЯ-
НИЯ И НЕОДНО-
РОДНЫХ МИКРОИС-
КАЖЕНИЙ НАКЛЕ
ПАННЫХ (ВОЛОЧЕ-
НИЕ 50%) ОБРАЗ-
ЦОВ СТАЛИ ЭИ395
ПОСЛЕ СТАРЕНИЯ
РАЗЛИЧНОЙ ПРО
ДОЛЖИТЕЛЬНОСТИ
ПРИ 700° С
Время выдер- жки. ч •< 10‘, рад
5 350 0 28
50 360 о, i
500 450 0,4
4000 600 0,12
486
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
что при напряжении 15 кПмм2, все волоченые и прокатанные
с обжатием 25% образцы имеют несколько более высокую дли-
тельность до разрушения, чем пенаклепанные. При сниженном
напряжении испытания (10 к.Пмм?) длительная прочность об-
разцов после волочения со степенью обжатия 50 и 75% также
выше, но образцы после волочения со степенью обжатия 25%
Рис 330 Микроструктура стали ЭИ395 после испытания на
длительную прочность в течение 1170 ч при 700° С и напря
жен ни 17 кГ/мм* Обработка закалка 4- волочение 50% +
4-старение 700° С, 15 ч Х340
имели уже пониженную длительную прочность. При еще более
сниженном напряжении (до 7 кПмм2) обнаруживается, что дли-
тельная прочность уменьшается после наклепа независимо от
степени обжатия
Если режим испытания таков, что наклепанные образцы
находятся при повышенной температуре продолжительное время
(свыше 200 ч), когда созданная при ТМО субструктура уже мо-
жет заметно укрупниться и интенсивно протекает процесс ре-
ТАБЛИЦА 66 ИСПЫТАНИЯ НА ДЛИТЕЛЬНУЮ ПРОЧНОСТЬ
СТАЛИ ЭИ395 ПРИ 800° С (СТАРЕНИЕ 800° С, 15 ч)
Термическая обработка Время разрушения, ч — мин, при напряжении кГ/мм*
15 10 7
За кал ка-{-старен не 17-10 79 00 380-00
Закалка-f-волочение 25%-(-старение 18-40 47-00 —
ЗакалкаЧ-волочение 50%4-старение 33 30—90 00 145-00 286-30
Закалка-f-волочение 75% 4-старение 38-35—120 00 157-00 238-30
Закалка4-прокатка 25% 4-старение 54-00—200-00 — —
ГМО СТАЛИ ЭИ395 (16 25-6)
487
кристаллизации, происходит быстрое разупрочнение. Продол-
жительность испытания оказывает большое влияние на величину
долговечности наклепанных образцов Как видно из рис. 331,
в наклепанных образцах после длительных испытаний уже
наблюдается укрупнение структуры и весьма малое количество
линий скольжения, хотя после непродолжительного времени
испытания (рис. 332) линии скольжения были еще хорошо видны.
Рис. 331 Микроструктура стали
ЭИ395 после испытания на длитель
ную прочность при 800° С и напря
женин 7 кГ/мм*. Х340
Рис 332 Микроструктура стали
ЭИ395 после испытания на длитель-
ную прочность при 800° С и напря-
жении 15 кГ/мм* X 340
Рентгенографическое измерение размеров областей когерент-
ного рассеяния и неоднородных микроискажений образцов с об-
жатием 50% при волочении после нагрева при температуре ста-
рения 800° С с различными выдержками показывает, что после
100 ч размер блоков еще невелик (порядка 600 А), т. е. упроч-
няющее влияние холодной деформации еще сохраняется. Изме-
рение размера областей когерентного рассеяния наклепанных
образцов после испытаний на длительную прочность показало,
что при более продолжительном испытании (около 280 ч) размер
блоков значительно увеличивается, примерно до 1200 А. Воз-
можно, что интенсивному разупрочнению способствует одновре-
менное приложение напряжения при повышенной температуре
испытания
488
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
Установлено, что, с одной стороны, увеличение степени де-
формации способствует увеличению числа рекристаллизованных
участков в структуре, а с другой стороны, уменьшает скорость
роста рекристаллизованных зерен (в связи с более интенсивным
выделением частиц второй фазы в результате деформационного
старения). По-видимому, эти обстоятельства и являются глав-
ной причиной замедления процесса рекристаллизации обработки
наклепанных сплавов, особенно волоченых В этих последних,
хотя рекристаллизация начинается раньше, чем в прокатанных
(в связи с большими искажениями из-за затрудненных условий
течения при волочении), особенности строения волоченых образ-
цов (сетка линий скольжения и большое количество выделив-
шейся упрочняющей фазы) определяют замедленную кинетику
развития процесса рекристаллизации по сравнению с той же
в прокатанных образцах.
Упрочнение, созданное в результате ТМО, сохраняется при
высоких температурах до тех пор, пока будет сохранена тонкая
субмикроскопическая неоднородность строения, и рекристалли-
зация обработки (если она и начинается) будет находиться на
ранних стадиях, приводящих к образованию так называемых
тонких структур.
Результаты испытаний на длительную прочность при уме-
ренных температурах 500, 550 и 600° С показали, что образцы
после ТМО обладают исключительно высокой долговечностью,
обычно намного превышающей длительность до разрушения
термически обработанных образцов (табл. 67, 68). Это свидетель-
ТАБЛИЦА 67 РЕЗУЛЬТАТЫ ИСПЫТАНИЙ НА ДЛИТЕЛЬНУЮ
ПРОЧНОСТЬ ОБРАЗЦОВ СТАЛИ ЭИ395 ПРИ 600° С (РЕЖИМ
СТАРЕНИЯ 700“ С, 15 ч)
Обработка Время до разрушения, ч, при напряжении. кГ/мм*
40 35 32
Закалка 4-старение 129 660 2104
ЗакалкаЧ-волочеиие 25% 4-старение 238 1614 —
Зак 1лка4-волочение 50%-|-старение 283 1646 3507
Закалка4*волочение 75%4-сгареиие 387 1290 3104
Закалка4-прокатка 25% 4-старение 269 —
ствует о том, что ТМО может вызвать устойчивое повышение
жаропрочности, сохраняющееся весьма продолжительное время
(свыше 4000 ч в условиях проведенных опытов).
ТМО СТАЛИ ЭИ395 (16-25-6)
489
ТАБЛИЦА 68 ДЛИТЕЛЬНАЯ ПРОЧНОСТЬ ОБРАЗЦОВ
СТАЛИ ЭИ395 ПРИ 500 И 550° С
Обработка Время разрушения, ч, при напряжении, кГ/мм*
45 (550° С) * 50 (500° С) ♦
Закалка+стареиие 700° С, 15 ч 185 630
Закалка-)-волочение 50% 4-старение 700° С, 15 ч 675 4486 ♦♦
♦ В скобках — температура испытаний •• Образцы сняты
Рентгенографическое определение величины областей коге-
рентного рассеяния показывает, что после выдержки при 600° С
в течение 500 ч эти области еще очень малы (около 460 А) в во-
лоченых образцах с деформацией 50%; после выдержки в течение
4000 ч размер областей составляет не более 500 А, т. е. они
растут очень медленно.
Следует отметить, что в результате длительных испытаний
при 600° С в образцах после ТМО уже наблюдалась рекристал-
лизация обработки, однако она находилась на начальной стадии
и поэтому прочность оставалась весьма высокой Возможно, что
при еще более продолжительном испытании, когда процесс рекри-
сталлизации будет протекать более интенсивно — наступит
такой момент, когда образцы после ТМО будут разрушаться
раньше, чем после обычной термической обработки: это может
быть иллюстрировано при экстраполяции кривой / на графике
рис. 333
Металлографическое исследование характера разрушения
образцов стали ЭИ395 после испытаний на длительную проч-
ность показало, что разрушение термически обработанных об-
разцов при высоких (около 800° С) температурах испытаний
происходило по границам зерен, а при низких температурах
(600 и 550° С) — по зерну. Независимо от температур испыта-
ния — и при высоких и при низких — разрушение термомеха-
нически обработанных образцов после длительных испытаний
на жаропрочность происходит всегда по зерну.
При испытании на циклическую длительную прочность
происходит наложение механических (растягивающих) и терми-
ческих напряжений. Этот вид испытаний более близок к реаль-
ным условиям эксплуатации жаропрочных сплавов
Сталь перед испытанием подвергали закалке с 1200° С, воло-
чению и последующему старению при 800° С (для образцов,
испытанных при 800° С) или при 700° С (для образцов, испытан-
490
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
ных при 600 и 700° С); выдержка при температуре старения
15 ч. Результаты испытаний приведены в табл. 69. Видно, что
ТМО существенно повышает циклическую длительную проч-
ность стали ЭИ395. Одновременно можно установить, что цикли-
ческие нагревы и охлаждения способствуют образованию и раз-
витию микротрещин, и поэтому время до разрушения при цикли-
ческих испытаниях меньше, чем при обычных испытаниях на
6,хГ/нмг
Рис 333 Результаты испытания иа длительную прочность стали ЭИ395 при 600° С
1 — закалка с 1200° С и старение 700“ С. 2 — закалка с 1200“ С, волочение 25% и
старение 700“ С, 3 — закалка с 1200“ С, волочение 50% и старение 700“ С. 4 — за-
калка с 1200“ С, волочение 75% и старение 700“ С
ТАБЛИЦА 69 ИСПЫТАНИЯ НА ЦИКЛИЧЕСКУЮ*
ДЛИТЕЛЬНУЮ ПРОЧНОСТЬ ОБРАЗЦОВ СТАЛИ ЭИ395
Термическая обработка Максималь- ная темпера- тура цикла, * Результаты испы- тания
ч—мин количе- ство циклов
Закал ка-f- старение Закалка 4-волочение 50%-{-старение ЗакалкаЧ-старение Закалка-{-волочение 75%-{-старение ЗакалкаЧ-волочение 50%4-старение ЗакалкаЧ* старение ЗакалкаЧ-волоченне 50%Ч-старение 1 Цикл предусматривает нагрев на выдержку под нагрузкой 60 мин, охл 800 800 700 700 700 600 600 максимальиуи аждение сжаты 12 12 15 15 15 30 30 о темпе м возДу: 47—17 65—16 465—25 1260—15 707 735—5 960—20 ратуру исп сом до 100“ 38 52 387 928 608 634 813 ытания, С и т д
ТМО СТАЛИ ЭИЗЙЙ (16-25-6}
491
длительную прочность. Сравнение результатов измерения удли-
нения и поперечного сужения после испытаний на циклическую
прочность термически и термомеханически обработанных образ-
цов показывает, что при всех температурах испытаний ползу-
честь термически обработанных образцов выше, чем термомеха-
нически упрочненных
Таким образом, наклеп стали ЭИ395, проведенный после
закалки и до повторного нагрева, определил более равномерное
распределение упрочняющих фаз, выделяющихся в этом случае
не только по границам зерен, но и по многочисленным линиям
скольжения и двойникования, пересекающих зерна Показано
(микроструктурным, рентгенографическим и резистомегриче-
ским методами) протекание старения уже при холодной пласти-
ческой деформации закаленной стали ЭИ395, причем образован-
ные при этом частицы упрочняющей фазы весьма дисперсны.
Такой характер строения стали ЭИ395 после ТМО определяет
устойчивое упрочнение и уменьшение склонности к охрупчи-
ванию (падению ударной вязкости) в результате длительных
повторных нагревов.
Изменение тонкого строения закаленной стали ЭИ395, под-
вергнутой наклепу с различными степенями обжатия, характе-
ризуется уменьшением областей когерентного рассеяния и вели-
чины неоднородных микроискажений при значительной дефор-
мации (75%); аналогичное изменение тонкого строения было
обнаружено в стали ЭИ69. Согласованность экспериментальных
данных имеется и в том, что волочение вызывает большие иска-
жения строения и возрастание твердости, чем прокатка.
После ТМО (закалка—наклеп—старение) по определенным
режимам образуется специфичная структура (типа полигони-
зованной), определяющая замедление процессов коагуляции
частиц упрочняющей фазы и рекристаллизации.
Установлено, что, кроме высокотемпературного (около
700° С) превращения, связанного со старением, в хромоникель-
молибденовом аустените стали ЭИ395 при 450—500° С протекают
процессы упорядочения типа /(-состояния, ТМО интенсифици-
рует образование этого состояния (возникает при 300—400°).
Создание устойчивой субмикроскопической неоднородности
строения после ТМО определило значительное (в ряде случаев
в четыре-семь раз) повышение длительности до разрушения
стали ЭИ395, а также циклической длительной прочности, дли-
тельной прочности в условиях сложно-напряженного состояния
(усталость 4- растяжение) и сопротивления усталости при ком-
натной и высоких температурах
Упрочнение, созданное ТМО, сохраняется при высоких тем-
пературах (в том числе выше температуры рекристаллизации)
492
ТМО АУСТЕНИТНЫХ жаропрочных СПЛА&Об
до тех пор, пока будет сохранена тонкая субмикроскопическая
неоднородность строения, т. е. когда рекристаллизация обра-
ботки находится на ранних стадиях, приводящих к образова-
нию тонких структур» Созданию этих структур будут способ-
ствовать полигонизациопные процессы в результате ТМО по
специальным режимам.
ТЕРМОМЕХАНИЧЕСНЛЯ ОБРАБОТКА
СПЛАВА ТИПА ХН77ТЮР
Было показано, что в сплавах типа нимоник (ХН77ТЮР)
при нагреве (или охлаждении) последовательно протекают два
самостоятельных превращения низкотемпературное, протекаю-
щее при 400—600° С без выделения фаз, и высокотемператур-
ное при 600—900° С, сопровождающееся распадом твердого
раствора с выделением упрочняющей фазы В работах Б. Г. Лив-
шица и др показано, что низкотемпературное превращение
в сплаве ХН77ТЮР связано с образованием K-состояния. Иссле-
дуя сплав этого типа после закалки и отпуска, Г. В. Курдюмов
и Н. Т Травина показали, что при нагреве на 500—600° С
статические и динамические искажения значительно ниже по
сравнению с закаленным состоянием. После отпуска при 700—
800° С, когда происходит распад твердого раствора с выделением
упрочняющей фазы, динамические и статические искажения
решетки вновь увеличиваются, достигая больших величин, чем
это наблюдается в закаленных образцах. Авторы всех указан-
ных работ пришли к выводу, что при отпуске на 500—600° С
происходят процессы перераспределения атомов, являющиеся
самостоятельными и независимыми от процессов выделения
фазы из твердого раствора
Пересыщенные твердые растворы титана и алюминия в ни-
хроме после закалки нельзя считать гомогенными, так как в них
наблюдаются участки с повышенным содержанием титана и алю-
миния (стр. 378). В этих областях отмечается определенная сте-
пень упорядоченного расположения атомов. При отпуске (ста-
рении) закаленных сплавов наблюдается увеличение размеров
областей с определенной корреляцией в расположении атомов,
сопровождающееся повышением твердости, причем когда эти
области чрезмерно укрупняются, наблюдается снижение твер-
дости. Начальные стадии старения этих сплавов характери-
зуются периодическим распределением областей — так назы-
ваемой модулированной структурой.
Упрочняющей фазой в сплаве ХН77ТЮР является интер-
металлидное соединение типа Ni3Al, где часть атомов алюминия
замещена атомами титана. Соединение Ni3 (Ti, Al) имеет гране-
ТМО СПЛАВА ХН77ТЮР
493
центрированную кубическую решетку, в которой атомы никеля
занимают плоскости, а атомы алюминия, титана (хрома) — вер-
шины куба; параметр решетки 3,58 кХ. По данным Г В. Эсту-
лина [64], фаза Ni3 (Ti, Al) обогащена в основном титаном
[12—16% (вес) против 2,5—3% (вес) в твердом растворе]
и в меньшей степени алюминием [до 2,3% (вес ) ], а также резко
обеднена хромом [до 1—4% (вес.) против 19—20% (вес ) в твер-
дом растворе]. Чем полнее происходит старение, тем меньше
хрома содержит упрочняющая фаза Продолжительное старе-
ние сплава типа XH77TIOP при 650—850° С приводит к обра-
зованию и выделению из твердого раствора не только у'-фазы,
имеющей гранецентрированную кубическую решетку с увели-
ченным по сравнению с основным твердым раствором периодом
решетки, но также и карбидов хрома и т]-фазы с гексагональной
решеткой Ni3Ti, количество этой последней возрастает с увели-
чением выдержки.
Известно, что влияние предварительной холодной деформа-
ции особенно велико в случае стареющих сплавов Кроме уско-
рения процесса распада твердого раствора и создания особого
структурного состояния, деформация может существенно влиять
на величину частиц и характер распределения упрочняющей
фазы по объему сплава
Несмотря на широкое применение в промышленности жаро-
прочных сплавов на никелевой основе, влияние наклепа на ста-
рение и свойства этих сплавов изучено недостаточно Имею-
щиеся ограниченные сведения относятся к малым степеням
обжатия (10—20%) [47] или же к поверхностному наклепу.
Совместно с 3 В Свистуновой нами была исследована ТМО
по схеме закалка — наклеп — старение металла промышленной
плавки типа XH77TIOP. Режим закалки предусматривал три
варианта охлаждения после выдержки в течение 8 ч при 1080° С
в воде, на воздухе; с печью со скоростью 125 град!ч в интервале
температур от 1080 до 700° С, а до 500° С — со скоростью
40—50 град!ч, далее на воздухе.
В процессе охлаждения образцов сплава XH77TIOP с раз-
ной скоростью с температуры закалки 1080° С в той или иной
степени протекают процессы превращений в твердом растворе
(табл 70). После закалки в воде границы зерен значительно
тоньше, чем при охлаждении на воздухе, утолщение границ
зерен в образцах после воздушного охлаждения, по-видимому,
вызвано распадом твердого раствора в этих местах
Охлаждение на воздухе при закалке приводит уже к частич-
ному распаду твердого раствора, о чем свидетельствуют данные
электронномикроскопического исследования (рис. 334), обна-
ружившие неоднородность матрицы. Охлаждение в печи приво-
494
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
дит к выделению частичек упрочняющей фазы по всему объему
сплава; вдоль границ зерен видна сплошная цепочка второй
фазы. В этих условиях электросопротивление должно быть
меньше, чем после закалки в воде. Однако наблюдается аномаль-
ное повышение электросопротивления образцов с уменьшением
скорости охлаждения, что обусловлено возникновением /(-со-
стояния
Закаленные заготовки подвергали холодному наклепу со
степенью обжатия 5, 25, 50 и 75% по логарифмической формуле
Наклеп создавали при двух
схемах напряженного состоя-
ния прокатке и волочении.
tn.;
Л
Рис 334 Электронномикроскопический
снимок структуры сплава ХН77ТЮР
после закалки с 1080° С, охлаждение
на воздухе X 10 000
ТАБЛИЦА 70 УДЕЛЬНОЕ ЭЛЕКТРОСОПРОТИВЛЕНИЕ И ТВЕРДОСТЬ СПЛАВА ХН77ТЮР ПОСЛЕ ОХЛАЖДЕНИЯ С РАЗЛИЧНОЙ СКОРОСТЬЮ С 1080° С
Охлаждающая среда HV р. м ком см
Вода 143 119,3
Воздух 156 121,0
Печь 235 122,0
Заготовки, подвергнутые охлаждению с печью после на-
грева на 1080° С в течение 8 ч, удалось продеформировать лишь
на 64% Дальнейшая деформация оказалась невозможной из-за
разрушения образцов
Образцы подвергали старению при 500, 600, 700 и 800° С
с выдержками при каждой температуре 5, 50, 500, 5000 и
50000 мин. Образцы перед отпуском на 700 и 800° С с выдерж-
ками 10000—50000 мин запаивали в откачанные кварцевые
ампулы После соответствующей выдержки при температуре
старения образцы охлаждали в воде
СВОЙСТВА И СТРУКТУРА
ПОСЛЕ ХОЛОДНОЙ ДЕФОРМАЦИИ
Изменение электросопротивления практически не зависит
от схемы деформации (табл. 71) Электросопротивление образцов,
охлажденных в воде или на воздухе, после деформации на 5 и
25% увеличивается по сравнению с нсдсформированным со-
стоянием, а наклеп на 50 и 75% вызывает падение электросо-
ТМО СПЛАВА ХН77ТЮР
495
ТАБЛИЦА 71 УДЕЛЬНОЕ СОПРОТИВЛЕНИЕ (р) И ТВЕРДОСТЬ
(HV) СПЛАВА ХН77ТЮР В ЗАВИСИМОСТИ ОТ СКОРОСТИ
ОХЛАЖДЕНИЯ ПРИ ЗАКАЛКЕ С 1080е С, СТЕПЕНИ И ВИДА
ДЕФОРМАЦИИ
% МКОМ* см 4Р. % HV &HV
п в П 1 в п 1 в П 1 в
С Охлаждение в воде
0 5 25 50 75 119,3 119,9 120,6 116,9 113,0 120,8 121,6 117,4 113,9 + 0,5 + 1,10 —2,0 —6,8 + 1,2 + 1,9 — 1.6 —4,5 143 180 260 370 470 200 290 380 485 26 80 158 228 40 102 165 240
Охлаждение на воздух) е
0 5 25 50 75 121,0 123,8 124,6 119,8 113,8 122,5 124,8 118,4 114,0 + 2,3 + 2,7 — 1,0 —5,9 + 1.2 + 3,1 —2,1 —5,7 156 190 280 380 470 235 300 380 485 и.о 80,0 143 200 55 90 143 200
Охлаждение ! с печью
0 5 25 50 75 122 125,8 124,8 121,1 124,4 121,0 + 2,7 + 2,3 —0,7 +2 —0,7 235 290 415 425 320 460 23 60 80 36 95
При м е ч а и не П - - прокатка, В — волочение
противления. На образцах, подвергнутых печному охлаждению
с температуры 1080° С, наклеп на 5% вызывает рост электро-
сопротивления, а уже обжатие на 25% определяет его снижение.
Однако если после высоких степеней обжатия (50—75%) на
образцах, закаленных в воде или на воздухе, наблюдается су-
щественное падение электросопротивления, то на образцах,
прошедших охлаждение с печью, электросопротивление остается
практически без изменения.
При сравнительно небольших степенях обжатия рост элек-
тросопротивления происходит в связи с влиянием наклепа на
искажение решетки. Падение электросопротивления при боль-
ших степенях обжатия (50—75%) свидетельствует о разрушении
/(-состояния и распаде твердого раствора при холодной дефор-
мации. Незначительное влияние наклепа на изменение электро-
сопротивления образцов, охлажденных с печыо, объясняется
тем, что в процессе медленного охлаждения с высокой темпера-
496
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
Tjpbi все превращения протекают достаточно полно и обра-
зуется сравнительно стабильная структура. Высокий уровень
микроискажений в этих образцах подтверждается данными
изучения тонкого строения (табл. 72).
ТАБЛИЦА 72 РАЗМЕР ОБЛАСТЕЙ КОГЕРЕНТНОГО
РАССЕЯНИЯ D И НЕОДНОРОДНЫХ МИКРОИСКАЖЕНИЙ
В ОБРАЗЦАХ СПЛАВА ХН77ТЮР ПОСЛЕ ДЕФОРМАЦИИ
Охлаждающая среда после закалки Вид деформации X, % D. А — К)», а рад HV
Вода Прокатка 50 150 1.47 370
Воздух > 50 200 1 65 370
Печь 50 800 1,99 425
Воздух » 25 700 1,42 260
Воздух Волочение 50 400 2,18 380
С увеличением степени холодной деформации не наблю-
дается снижения интенсивности упрочнения. Так, твердость
после 50%-ного обжатия увеличивается на 158% *, а после
75%-ного обжатия — на 228% (см. табл. 71). Это означает, что
упрочнение в данном случае связано не только с развитием неод-
нородных микроискажений и дроблением субструктуры при
наклепе (оба процесса, как известно, интенсивно протекают при
сравнительно небольших степенях обжатия), но и с распадом
твердого раствора и образованием упрочняющих фаз при
холодной деформации.
Степень упрочнения образцов при деформации зависит также
от скорости охлаждения при закалке. Так, после обжатия на
50% твердость образцов, закаленных в воде, увеличивается на
158%, а образцов, охлажденных с печью, на 80%. Более интен-
сивное упрочнение при деформации образцов, закаленных
в воде или на воздухе, по сравнению с образцами, прошедшими
охлаждение с печью, указывает на разную степень распада твер-
дого раствора в процессе холодной деформации. При охлажде-
нии с печью значительная часть упрочняющей фазы выде-
ляется уже в процессе охлаждения с температуры закалки, и
поэтому наблюдается меньшее упрочнение после деформации.
* Сравнение во всех случаях для образцов, закаленицх в воде, вид феформации -
проката
ТМО СПЛАВА ХН77ТЮР
497
когерентного рассея-
ХН77ТЮР после
областей
ния сплава
закалки с охлаждением иа воз-
духе (сплошная кривая) и в воде
(пунктирная кривая) и наклепа
с разными степенями обжатия,
волочением (/) и прокаткой (2)
Следует отметить, что величина твердости при одной и той же
степени обжатия, как правило, выше после волочения. Такое
влияние способа деформации, кроме возможного специфиче-
ского влияния различных по типу текстур, связало с большей
величиной неоднородных микроискажений в волоченых образ-
цах (см. табл. 72) и более равномерным распределением в них
частиц второй фазы
Размер областей когерентного рас-
сеяния уменьшается с увеличением
степени обжатия (рис. 335), а также
зависит от вида деформации и скоро-
сти охлаждения при закалке Неодно-
родные микроискажсния, как и твер-
дость, выше после волочения Из
данных, приведенных в табл. 72,
видно, что величина областей коге-
рентного рассеяния в образцах, за-
каленных на воздухе, после дефор-
мации 50% в четыре раза меньше, чем
в образцах, охлажденных с печью.
Изменение тонкого строения в про-
цессе наклепа сплава ХН77ТЮР вы-
звано нс только самой деформацией,
но и распадом твердого раствора при
обжатии. По-видимому, в данном
случае определяющим фактором
упрочнения сплава являются микро-
неоднородности (по составу, а также
соответственно и по распределению
напряжений), которые приводят
к своеобразному протеканию процессов старения. Сплав,
охлажденный с температуры закалки с печью и подвергнутый
наклепу на 50%, имеет более высокие неоднородные микроис-
кажения и более крупные области когерентного рассеяния по
сравнению с образцами, охлажденными на воздухе и также
продеформированными на 50% Однако твердость образцов,
охлажденных с печью, выше, чем образцов, охлажденных на
воздухе Аналогичная картина наблюдается и при сравнении
прокатанных и волоченых образцов Волоченые образцы, имею-
щие более высокие неоднородные микроискажения и более
крупные области когерентного рассеяния, имеют и повышенную
твердость.
Следует иметь в виду, что все три процесса, происходящие
при наклепе пересыщенных твердых растворов — дробление
субструктуры, рост неоднородных микроискажений и выделе*
32 Бернштейн ,
498
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
ние высокодисперсных кристалликов второй фазы, являются
взаимосвязанными, причем интенсивность протекания каждого
из них оказывает влияние на остальные
Микроструктурное исследование показало, что в образцах
после наклепа границы зерен имеют извилистую конфигурацию,
в отдельных участках в виде мысов, что свидетельствует о неод-
нородной деформации смежных зерен (рис 336). При больших
степенях деформации (волочении 50 и 75%) отчетливо выяв-
Рис 336 Микро
структура сплава
ХН77ТЮР после
закалки с 1080°С
(охи аждение
с печью) и дефор-
мации прокаткой
со степенью обжа-
тия 25% X 200
ляются две системы линий скольжения, образующих как бы
сетку 1 (рис 337) Линии скольжения определенным образом
ориентированы в каждом зерне и двойниках. Отмечается нерав-
номерное распределение линии скольжения между отдельными
зернами, а также внутри одного зерна, что в известной мере ука-
зывает на неравномерное протекание деформации.
В структуре образцов после больших обжатий ясно видны
резко очерченные границы раздробленных зерен, двойников и
линии скольжения Такое ясное выявление границ может быть
объяснено выпадением в этих местах весьма дисперсных частиц
упрочняющей фазы в процессе деформации закаленных образцов
Электронпомикроскопическое исследование подтвердило
предположение о распаде твердого раствора с образованием
частиц упрочняющей фазы в процессе деформации. На рис 338
приведена структура образцов, охлажденных с температуры
закалки на воздухе и затем прокатанных на 50 и 75% На шли-
фах 2 видны частицы упрочняющей фазы, которые на-
1 Шлифы вырезали в плоскости, параллельной направлению течения металла
* Шлифы вырезали в плоскости прокатки
ТМО СПЛАВА ХН77ТЮР
499
столько дисперсны, что невозможно определить их размер и
форму при увеличении в 10 000 раз Сравнение микроструктуры
закаленных (рис 334) и закаленных и деформированных образ-
Рис 337» Микроструктура сплава ХН77ТЮР после закалки и волочения со степенями
обжатия]50 (а X 200) и 75% (б X 1300)
Рис 338 Электроноскопические снимки структуры сплава XH77TIOP после за-
калки с 1080° С на воздухе и прокатки со степенями обжатия 50 (а) и 75% (б)
цов (рис 338) приводит к выводу, чго наклеп оказывает весьма
интенсивное воздействие на распад твердого раствора никеле-
вого сплава ХН77ТЮР. .
32*
500
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
ИЗМЕНЕНИЕ ЭЛЕКТРОСОПРОТИВЛЕНИЯ
И ТВЕРДОСТИ ВРИ ПОВТОРНОМ НАГРЕВЕ
На рис 339 и 340 приведены графики изменения электро-
сопротивления недеформированных и деформированных образ-
цов (прокатанных и волоченых, охлажденных при закалке
в воде или с печью) при нагреве до 1200° С и охлаждении до
комнатной температуры со скоростью 100 град!ч. Электросопро-
тивление недеформированных образцов, закаленных в воде.
Рис 339 Изменение электро
сопротивления сплава
ХН7711ОР при нагреве и
охлаждении (со скоростью
100 град/ч}
/—закалка с 1080° С в воде,
2—закалка с 1080° С и про
катка 50%, Я — закалка
с 1080° С и прокатка 75%.
4— закалка с 1080° С, охлаж
дение с печью, 5 — закалка
с 108j°C, охлаждение с печью
и прокатка 50%
плавно возрастает до 300—400° С в связи с положительным тем-
пературным коэффициентом сопротивления Ход кривой с 400
до 700° С свидетельствует о развитии /(-состояния В интервале
температур 700—925° С происходит распад твердого раствора
с образованием частиц упрочняющей фазы, что приводит к сни-
жению электросопротивления Подъем кривой выше 950° С
связан с растворением ранее выделившихся частиц второй фазы
Кривая охлаждения аналогична кривой нагрева и указывает на
протекание упомянутых процессов в обратной последователь-
ности.
В деформированных образцах образование /(-состояния при
нагреве происходит в более широком интервале температур
Т.МО СПЛАВА ХЙ77ТЮР
501
(с 100 до 700° С) и значительно интенсивнее, чем в недеформиро-
ванных образцах. Чем выше степень обжатия, тем больше при-
рост электросопротивления при нагреве.
Максимальное и минимальное электросопротивление в про-
цессе нагрева и охлаждения у недеформировапных, а также
у деформированных образцов (закаленных в воде) по величине
почти совпадают, по при охлаждении они смещены в сторону
более низких темпера-
тур. Электросопротив-
ление образцов после
нагрева и охлаждения
выше, чем до нагрева.
Величина изменения
электросопротивления
после охлаждения зави-
сит от предшествующей
обработки У образцов,
закаленных только в во-
де, оно выше на 3,5%,
у образцов с обжатием
50% — на 8,7%, у об-
разцов с обжатием 75 % —
на 10,5% Этот прирост
электросопротивления
определяется возникно-
вением /(-состояния при
охлаждении, а различ-
ная величина прироста
Рис 340 Изменение электросопротивления сплава
связана С влиянием энер- ХН77ТЮР при нагреве И охлаждении (со скоро
гии деформации (сохра- стью 100 грай/ч)
.. . /—закалка и волочение 75% 2 — закалка
НИВШеЙСЯ И ПОСЛе ВЫ- с Ю80° С, В воду и волочение 50%
сокого нз1 рева) на раз-
витие процесса образования /(-состояния при охлаждении.
Рост электросопротивления образцов, охлажденных с печью
с температуры закалки, наблюдается лишь до 550° С незави-
симо от того, подвергались ли образцы наклепу или нет, причем
этот рост значительно меньше, чем у таких же образцов, но за-
каленных в воде При охлаждении с печью с температуры за-
калки в образцах уже происходит некоторое развитие /(-состоя-
ния, которое, вероятно, не полностью разрушается и при обжа-
тии 50%. Это определяет меньший рост электросопротивления
при последующем нагреве и смещает максимум к температуре
550° С. Кроме того, отличительной чертой кривых нагрева об-
разцов является как бы двухстадийное падение электросопро-
тивления в интервале температур 550—950° С. Подъем кривой
502
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
при нагреве выше 950° С связан с растворением частиц упрочня-
ющей фазы. Ход кривой охлаждения аналогичен кривой охлаж-
дения образцов, закаленных в воде; кривая охлаждения в ин-
тервале температур 775—500° С несколько выше, чем кривая
нагрева, что связано с различной степенью образования К-со-
стояния из-за разных «начальных» структур. После охлаждения
электросопротивление недеформированных образцов, охлаж-
денных с печью, возвращается к исходному значению В дефор-
мированных образцах оно па —5% выше, чем до нагрева, что
Рис 341. Изменение электросопротивления и твердости сплава после закалки
с 1080° С в воде и старения при 500° С с различной продолжительностью
/ — прокатка, 2 — волочение (см рнс 342)
свидетельствует об устойчивом влиянии деформации на после-
дующие превращения Таким образом, предварительная холод-
ная деформация расширяет температурный интервал и увеличи-
вает интенсивность протекания процесса образования /(-состоя-
ния в твердом растворе сплава ХН77ТЮР. Уменьшение скоро-
сти охлаждения при закалке снижает интенсивность и сужает
температурный интервал образования /(-состояния, но расши-
ряет температурные границы распада твердого раствора с вы-
делением частиц второй фазы Схема предварительной деформа-
ции не оказывает существенного влияния на температурные
интервалы структурных превращений. Следует отметить лишь
несколько больший рост электросопротивления при образова-
нии /(-состояния в волоченых образцах (рис 340), что, возможно,
связано с более высоким уровнем неоднородных микроискажепий
ТМО СПЛАВА ХН77ТЮР
503
На рис. 341—343 приведены кривые изменения твердости и
электросопротивления в процессе изотермической выдержки при
500° С Продолжительные выдержки (500 мин и выше) вызы-
вают увеличение твердости в связи с образованием /(-состояния
/ — прокатка, 2 — волочение
Рис 343 Изменение электросопротивления и твердости сплава после закалки
с 1080° С, охлаждение с печью, и старения при 500° С с различной продолжи-
тельностью
/ — прокатка, 2 — волочение
Изменение твердости в процессе нагрева деформированных и
недеформированных образцов зависит от скорости охлаждения
при закалке. У образцов, охлажденных с печью, повышение
твердости значительно меньше, чем у образцов, закаленных
504
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
в воде или на воздухе, причем рост твердости образцов, охлаж-
денных с печью,отмечается при более продолжительных выдерж-
ках (с 5000 мин).
Нагрев при 500° С не выравнивает значений твердости образ-
цов, охлажденных в воде и на воздухе; при всех выдержках
твердость образцов, закаленных на воздухе, выше твердости
образцов, охлажденных в воде, но не достигает твердости образ-
цов, охлажденных с печью
Предварительная деформация оказывает существенное влия-
ние на изменение твердости при повторном нагреве. При степени
деформации 5 и 25% увеличивается прирост твердости при пов-
торном нагреве по сравнению с недеформированными образцами;
большие степени обжатия (50 и 75%) уменьшают его
Напряжения, возникающие при деформации, способствуют
более интенсивному процессу образования /(-состояния и рас-
паду твердого раствора с образованием частиц упрочняющей
фазы, это и определяет значительный прирост твердости образ-
цов, деформированных на 5 и 25%. Кроме того, на скорость рас-
пада существенное влияние оказывает и степень пересыщения
твердого раствора По-видимому, оптимальное сочетание всех
факторов при данных условиях старения имеется в случае
закалки в воде и наклепа на 25%; твердость в этом случае
увеличивается с 260 до 400 HV.
Снижение прироста твердости образцов с большими степе-
нями обжатия связано с тем, что распад твердого раствора про-
изошел уже при деформации, причем тем больше, чем выше сте-
пень обжатия. Если прирост твердости образцов с обжатием
50% после выдержки в течение 50000 мин при 500° С составляет
21%, то после обжатия на 75% этот прирост составляет 6%
Металлографическое исследование подтверждает протекание
старения при продолжительных выдержках (5000—50000 мин)
во всех наклепанных образцах. Усиливается травимость, увели-
чивается количество видимых двойников и линий скольжения,
появляются серо-зеленые участки с резко очерченными грани-
цами в зернах (обжатие 50 и 75%).
Изменение электросопротивления при 500° С в еще большей
степени, чем твердость, зависит от скорости охлаждения при
закалке и степени предварительной деформации Образцы,
закаленные в воде, имеют максимальное увеличение электро-
сопротивления, составляющее 7%; образцы, охлажденные на
воздухе, — 4,5%; минимальный прирост электросопротивления
составляет 2,15% и наблюдается у образцов, охлажденных
с печью Это объясняется, по-видимому, разным исходным со-
стоянием образцов, иначе говоря, разной степенью образования
/(-состояния в процессе охлаждения с температуры закалки.
ТМО СПЛАВА ХН77ТЮР
505
Предварительная холодная деформация приводит к более
интенсивному росту электросопротивления в первые минуты
нагрева по сравнению с тем, что наблюдалось в недеформировап-
ных образцах (рис. 341). Вряд ли наблюдаемая разница в изме-
нении электросопротивления обусловлена только различными
температурными коэффициентами электросопротивления из-за
иного состава твердого раствора этих образцов.
Значительная деформация (50 и 75%) приводит к разруше-
нию /(-состояния при комнатной температуре, созданного в ре-
зультате различной скорости охлаждения с температуры за-
калки; однако при повторном нагреве отмечается весьма резкий
рост электросопротивления, свидетельствующий о еще более
резком восстановлении /(-состояния Наряду с интенсифици-
рующим действием предварительной деформации на создание
/(-состояния следует отметить влияние способа создания задан-
ной степени деформации. Почти во всех случаях изменение элек-
тросопротивления у волоченых образцов выше, чем у прокатан-
ных Возможно, это связано с тем, что в результате волочения
возникают более высокие неоднородные микроискажения по
сравнению с прокаткой.
Рост электросопротивления деформированных образцов на-
блюдается после выдержки до 5000 мин; дальнейшая выдержка
приводит к стабилизации электросопротивления, что свидетель-
ствует об одновременном протекании двух процессов, когда
падение электросопротивления за счет распада твердого рас-
твора компенсируется ею повышением при возникновении
/(-состояния.
Если сравнить относительное изменение электросопротивле-
ния, измеренного при комнатной температуре, до и после от-
пуска в течение 50000 мин при 500° С и измеренного в процессе
нагрева при выдержках 5 и 50 000 мин, то можно отметить, что
у недеформированных образцов оно почти одинаково и соответ-
ственно равно 8 и 7,6% (охлаждение с температуры отпуска
в воде, табл. 73). В деформированных образцах этого не наблю-
дается, причем с увеличением степени обжатия эта разница
растет. Для образцов с обжатием 50% разница между началь-
ным и конечным значениями электросопротивления при комнат-
ной температуре составляет 12,9%, а в результате нагрева с вы-
держками 5 и 50 000 мин всего 6%; при наклене с обжатием 75%
эта разница составляет 14,5 и 2,5% соответственно (сравнение
проведено для образцов, закаленных в воде, а затем прокатан-
ных). Такое различие может быть обусловлено лишь интенсив-
ным образованием упорядоченных атомных сегрегаций в твер-
дом растворе (/(-состояние) уже в первые 5 мин выдержки при
500° С, что сразу же исключает сопоставление указанных величин.
506
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
ТАБЛИЦА 73 ВЛИЯНИЕ ПОВТОРНОГО НАГРЕВА ПРИ 500° С
НА ИЗМЕНЕНИЕ ЭЛЕКТРОСОПРОТИВЛЕНИЯ ЗАКАЛЕННЫХ С 1080° С
И НАКЛЕПАННЫХ ОБРАЗЦОВ СПЛАВА ХН77ТЮР (СОПОСТАВЛЕНИЕ
ЗНАЧЕНИЙ ПОСЛЕ РАЗЛИЧНЫХ ИЗМЕРЕНИЙ)
X % Рисх икон см Р»0 ООО „ мком см (<=20° С) ^ИСХ ₽5« ®®0 - 100% Ро—Р»О ООО Р» (1=500® • 100% С)
рисх
п 1 В п 1 В п 1 в П 1 в
Охлаждение в воде
0 5 25 50 75 119,3 I 119,9 120,6 116,9 I 113,0 1 120,8 121,6 117,4 113,9 128,9 I 132,9 132,3 132,0 1 130,7 1 133,2 132,8 132,8 132,9 1 8,0 I 11,0 9,8 12,9 I 15,7 | sj 12,5 15,1 1 5:S I 6.0 S:S 1 5^8 6,6 2,8 3,8
Охлаждение > воздухе
0 5 25 50 75 1 121,0 | 123,8 124,6 119,8 1 113,8 | 122,5 124,8 118,5 113,9 1 129,9 1 132,9 >31,9 132,1 | 1 130,6 | 131,3 132,1 131,6 131,7 | 1 6,2 I 7,0 5,9 10,2 14,0 1 J:S 14,8 I й 3,8 1 3,6 з,з 4,2 4,0
Охлаждение с печью
0 5 25 50 75 1 122,0 | 125,3 124,8 1 1 | 124,4 121 1 124,8 | 123,8 124,7 125,6 124,1 125,4 !?! + 3,6 счсГосГ | + 1 11 0 "о
Пр и м е ч а н и е П — прокатка, В —: волочение
Старение при 600° С обнаруживает примерно такие же зако-
номерности, что и при 500° С, однако образование /(-состояния
при 600° С происходит вначале более интенсивно, а затем про-
цесс как бы замедляется. Стабилизация электросопротивления
при 600° С отмечается при выдержке в течение 500 лшн, а не при
50 000 мин, как это наблюдалось при 500° С. Выдержка в течение
50 000 мин приводит к падению электросопротивления дефор-
мированных, а также недеформированных образцов, причем
в деформированных это падение резче.
Резкий рост электросопротивления в первые минуты нагрева
наклепанных образцов вызван интенсивным образованием /(-со-
стояния благодаря накопленной энергии деформации. Падение
электросопротивления вызвано распадом твердого раствора с
образованием частичек второй фазы, а также частичным снятием
напряжений.
Как и при 500° С, волочение приводит к большим изменениям
электросопротивления, чем прокатка. Если сравнить изменение
электросопротивления недеформированных образцов при ком-
ТМО СПЛАВА ХН77ТЮР
507
натной температуре до и после нагрева в течение 5000 мин при
600° С с изменением электросопротивления в процессе нагрева
за время 5 и 50 000 мин, то видно хорошее совпадение этих вели-
чин (табл. 74). Так же как и при 500° С, нет такого совпадения
для деформированных образцов, что объясняется интенсивным
образованием /(-состояния в первые минуты выдержки.
ТАБЛИЦА 74. ОТНОСИТЕЛЬНОЕ ИЗМЕНЕНИЕ
ЭЛЕКТРОСОПРОТИВЛЕНИЯ ОБРАЗЦОВ СПЛАВА ХН77ТЮР
ПРИ ТЕМПЕРАТУРЕ СТАРЕНИЯ 600° С
Электросопротивление образцов после нагрева при 600° С
в течение 50 000 мин ниже, чем после такой же выдержки при
500° С. Это связано с большей степенью распада твердого рас-
твора при 600° С и с частичным снятием напряжений.
Рост твердости при выдержках до 50 000 мин наблюдается
в недеформированных, а также в деформированных на 5 и 25%
образцах, охлажденных в воде и на воздухе В образцах со
степенью обжатия 50 и 75% подъем твердости наблюдается
только до 5000 мин, дальнейшее увеличение выдержки не вызы-
вает изменения твердости образцов с наклепом 50%. Некоторое
падение отмечается в образцах с деформацией 75%, что вызвано
частичной рекристаллизацией.
508
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
Наиболее высокие значения твердости получаются после
старения при 600° С Время достижения максимального значе-
ния твердости зависит от степени предварительной холодной
деформации; чем она больше, тем меньше должна быть вы-
держка (табл 75).
ТАБЛИЦА 75. МАКСИМАЛЬНЫЕ ЗНАЧЕНИЯ ТВЕРДОСТИ
НЕДЕФОРМИРОВАННЫХ И ПРОКАТАННЫХ ОБРАЗЦОВ.
ЗАКАЛЕННЫХ В ВОДЕ
X % Температура старения, °C
500 600 700 800
выдержка мин HV выдержка мин HV выдержка мин HV выдержка мин HV
0 50 000 200 50000 275 5000 270 50 230
5 50 000 235 50000 350 5000 315 50 275
25 50 000 400 50000 425 5000 390 50 310
50 50 000 435 5000 460 5000 400 5—50 380
75 50 000 500 5000 535 500 475 5—50 460
При нагреве на 700° С (рис 344 и 345) изменение твердости
и электросопротивления является характерным для развития
процесса дисперсионного твердения.
С увеличением времени нагрева до 50 мин отмечается стаби-
лизация значений электросопротивления недеформированных об-
разцов, закаленных в воде или на воздухе (рис 344), что можно
объяснить наложением процессов образования /(-состояния
и распада твердого раствора. В деформированных образцах
такая стабилизация едва заметна. На образцах с обжатием 5%
стабилизация электросопротивления отмечается лишь при вы-
держках в течение 5—50 мин, дальнейшие выдержки приводят
к его падению. По мере увеличения степени деформации отчет-
ливо наблюдается тенденция к падению электросопротивления,
что обусловлено интенсивным протеканием в деформированных
образцах процессов снятия напряжений и распада твердого рас-
твора В образцах, подвергнутых охлаждению с печью (рис 345),
отмечается меньшее падение электросопротивления по сравне-
нию с образцами, закаленными в воде или на воздухе Удельное
электросопротивление всех образцов после нагрева на 700° С
значительно ниже, чем после нагрева на 500 и 600° С, и прибли-
зительно равно 117—118 мком -см (табл 76) Это указывает на
интенсивный распад твердого раствора с выделением частиц
второй фазы. О частичном сохранении /(-состояния после про-
должительного нагрева при 700° С можно говорить лишь при-
менительно к сильнодеформированным образцам (наклеп 75%),
Рис. 344. Изменение электросопротивления и твердости сплава
XH77TIOP после закалки с 1080° С в воде (а) и на воздухе (б) и ста-
рения с различной продолжительностью при 700° С
Рис 345- Изменение электросопротивления (а) и твердости (б) сплава
ХН77ТЮР после нагрева на 1080° С, охлаждения с печью и старения
при 700“ С (сплошные линии — прокатка, пунктирные—волочение)
510
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
ТАБЛИЦА 76. УДЕЛЬНОЕ СОПРОТИВЛЕНИЕ (иком-см)
ОБРАЗЦОВ СПЛАВА ХН77ТЮР ПОСЛЕ СТАРЕНИЯ ПРИ РАЗЛИЧНЫХ
ТЕМПЕРАТУРАХ В ТЕЧЕНИЕ 50 000 мин
А % 20° С 500° С 600° с 700° С 800° С
П | В п | в п | в п | в п | в
Охлаждение в воде 0 I 119,3 I — I 128,9 I — I 125,2 1 — 1 116,9 1 — | 116,8 1 — 5 1 19,9 120,8 132,9 133,2 125,1 126,2 117,1 117,3 116,5 । 116,4 25 120,6 121,6 132,3 132,7 124,8 125,5 1 16,7 117,1 117,3 117,1 50 1 16,9 117,4 132,0 132,0 124,0 124,6 117,5 117,2 119,8 120,3 75 1 113,0 1 113,9 | 130 7 | 113,9 1 124,9 1 124,8 I 116,3 1 117,3 | 120,0 I 119,9 Охлаждение на воздухе 0 I 121,0 I — I 127,0 I — 1 126,2 I — I 117,2 1 — ] 116,5 1 — 5 123,8 122,5 132,9 131,3 125,6 126,2 117,8 117,5 116,9 116,6 25 124,6 124,8 131,9 132,1 125,3 125,0 117,1 117,8 117,0 117,0 50 119,8 118,5 132,1 131,6 124,5 124,8 118,3 118,1 120,1 120,0 75 I 113,5 1 113,9 I 130,6 1 131,9 1 124,0 1 124,2 | 118,1 1 117,8 1 119,9 1 120,9 Охлаждение с печью 0 1 122,0 I — I 124,8 I — I 123,4 1 — 1 116,8 1 — 1 117,1 1 — 5 125,3 124,4 123,8 124,1 123,6 123,2 117,9 1 17,6 116,4 116,4 25 124,8 — 124,7 — 122,6 — 117,5 — 117,8 — 50 J 121 1 121,1 125,6 125,4 | 121,5 | 122,7 118,1 | 117,3 119,5 120,5 Примечание П — прокатка, В — волочение
в которых наблюдается увеличение электросопротивления
с 113,5 до 118 мком-см.
Существенное увеличение твердости при 700° С наблюдается
для недеформированных и деформированных на 5 и 25% образ-
цов (закаленных в воде и на воздухе) только при выдержках до
5000 мин. Увеличение времени нагрева до 50000 мин приводит
к небольшому снижению твердости. По мере увеличения степени
обжатия до 50 и 75% уменьшается интенсивность прироста твер-
дости и в большей мере происходит процесс разупрочнения
Значения твердости деформированных образцов после нагрева
при 700° С в течение 50 000 мин, так же как и при 500 и 600° С,
остаются выше, чем те же значения для недеформированных
Старение при 800° С обнаружило интенсивный распад с вы-
делением частиц упрочняющей фазы, коагуляцию второй фазы и
протекание процесса рекристаллизации
Изучение совместного влияния температуры и приложенного
напряжения на кинетику изменения электросопротивления
было проведено на образцах от серийных плавок сплава
ХН77ТЮР, выбранных таким образом, чтобы в пределах мароч-
ТМО СПЛ/WA XH77TIOP
511
ного состава можно было хотя бы примерно оценить влияние
различного содержания титана или алюминия.
На кривых изменения электросопротивления образцов неко-
торых плавок па начальных стадиях отмечается горизонтальный
участок, свидетельствующий о наложении процессов распада
твердого раствора и образования /(-состояния (рис. 346). Можно
заметить, что чем ниже содержание титана при одинаковом со-
ления ряда промышленных плавок
(индексы на кривых) сплава ХН77ТЮР
при изотермической выдержке при
700° С
ния ряда промышленных плавок сплава
ХН77ТЮР при изотермической выдержке
700° С в условиях приложения постоян-
ного напряжения 36 кГ/м.мг
держании алюминия в различных плавках (в пределах мароч-
ного состава), тем больше протяженность горизонтального уча-
стка, так, плавка И 11 имеет 2,2% Ti, а плавка И2 — 2,08% Ti.
Изменение электросопротивления в различных плавках проис-
ходит в течение от 14 до 27 ч; это означает, что в ряде случаев
обычное (предусмотренное техническими требованиями) старе-
ние при 700° С в течение 16 ч является недостаточным, так как
не приводит к стабильной структуре твердого раствора.
Напряжения ускоряют процессы превращения (распада)
твердого раствора и уменьшают его стабильность (рис. 347).
Об этом свидетельствует, во-первых, отсутствие горизонталь-
ного участка в начале выдержки при 700° С, а, во-вторых,
продолжающиеся в течение 35, а иногда и 50 ч изменения элек-
тросопротивления. В некоторых плавках эти изменения даже
512
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
связаны с растворением упрочняющих фаз Нестабильность
твердого раствора сплава ХН77ТЮР в условиях одновремен-
ного действия температур и напряжений тем больше, чем выше
содержание титана (в пределах марочного состава). Обратное
растворение упрочняющих фаз наблюдалось преимущественно
в плавках с пониженным содержанием алюминия.
МИКРОСКОПИЧЕСКОЕ ИССЛЕДОВАНИЕ
Из сравнения микроструктур, приведенных на рис. 348,
г, 349, б, 350, б, 351—353 видно влияние деформации, темпе-
ратуры и выдержки на ширину зубчатых пограничных областей,
возникновение которых может быть обусловлено протеканием
полигонизации внутри зерна, связанной с изменением угловых
характеристик и втягиванием границы в одно или в другое
зерно Увеличение времени и температуры (до определенных,
умеренных значений) нагрева вызывает некоторый рост разме-
ров этих зубчатых участков; при нагреве на 700 и 800° С подоб-
ных структурных изменений по границам не наблюдается. Изме-
рение микротвердости на приборе ПМТ-3 при нагрузке 20 Г не
позволило установить существенной разницы в значениях мик-
ротвердости зубчатых пограничных областей и прилегающих
к ним участков зерен (рис 353); это подтверждает, что изменение
формы приграничных объемов обусловлено протеканием про-
цессов в самом зерне (в данном случае процессов типа полигони-
зации).
Направление зубчиков в пограничных областях, по-види-
мому, зависит от кристаллографической ориентировки зерен,
а также от распределения деформации в смежных зернах.
Подобные изменения по 1раницам зерен в сплавах А1—Ag
наблюдали Ватанабэ и Кода [69]. Они считают, что процесс
образования таких пограничных областей является свидетель-
ством начальных стадий рекристаллизации, движущей силой
этого процесса является энергия дислокаций. Иначе говоря,
появление зубчатых границ этими исследователями также свя-
зывается с явлениями, близкими к полигонизационным процес-
сам.
На волоченых образцах со степенью обжатия 50—75% при
нагреве на 500 и 600° С с выдержкой до 5000 мин выявляется
правильная сетка линий скольжения с четко выраженными уз-
лами Эти узлы имеют округлую форму, которая хорошо разре-
шается под световым микроскопом при увеличении в 1000—
1500 раз (рис 354 и 355). Полученная картина напоминает пятна
травления при выявлении скоплений дислокаций и, по-види-
мому, имеет с ними общий характер.
Рис 348 Микроструктура сплава ХН77ТЮР после закалки с 1080°С и воде, волоче-
ния 5% и старения при 500° С с выдержками 500 (а), 5000 (б), 30 000 (в) и 50 000 лия (е)
33 Ьериштсйн
ТМО СПЛАВА ХН77ТЮР
515
На прокатанных образцах линии скольжения в плоскости
прокатки удалось наблюдать только па образцах со степенью
обжатия 75% после отпуска при 500° С в течение 1000 мин.
По высоте прокатанных заготовок с обжатием 75% выявляются
две системы плоскостей скольжения, а у образцов с обжатием
50% — только одна система
Рис 350 Микроструктура сплава ХН771ЮР после закалки 1080° С в воде
волочения 5% и старения при 000°С с выдержками 5000 (а) и 50 000 мин (б)
х 1000
Рис 351 Микроструктура сплава ХН77ТЮР после закалки с 1080° С в воде,
волочения со степенью обжатия 25% и старения при 500° С с выдержками
5000 (а) и 50 000 мин. (б) X 10QQ
33*
516
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
После продолжительных выдержек (500—600°С) на термоме-
ханически обработанных образцах при исследовании под свето-
вым микроскопом выявляются серо-зеленовато-коричневые
Рлс 352 Микроструктура сплава ХН77ТЮР после тткалки с 1080° С в воде,
нопочсння со степенью обжатия 25%, старения при 600° С и выдержками
5000 (д) и 50 000 чин (б) X 1000
'^0'
Рис 353 Микрострук1ура сплава ХН771ЮР после закалки
с li80’C в воде, прокатки со степенью обжатия 25%,
старения при 500° С С выдержкой 50 000 мин X 600
участки с резко очерченными границами, располагающиеся
главным образом в местах скопления линий скольжения и
по границам зерна Электронномикроскопическое исследование
(рис. 356—360) показало, что эти участки обогащены выдели-
Рис 354 Микроструктура сплава ХН77ТЮР после закалки с 1080“ С в воде, волоче-
ния со степенью обжатия 50 %'и старения при 500® С с выдержками 509 (а). 1000 (б).
5000 (в), 50 000 мин (г) X 1000
ТМО СПЛАВА ХН77ТЮР
519
вшимися частицами упрочняющей фазы, которые имеют лучи-
сто радиальное распределение Последнее очень четко выяв-
ляется на образцах, состаренных при 500° С в течение 30 000
Рис 356 Микроструктура сплава
ХН77ТЮР пепле закалки с 1080° С
в воде прокатки со степенью обж?
тия 75% и старения при 500° С с вы
держкой 30 000 мин X 10 000
Рис 357 Микростр> ктура сплава
\Н77 1ЮР после закалки с 1080е С
в воде прокатки со степенью обжа
тня 75% и старения при 500° С
с выдержкой 50 000 чин X 10 000
Рис. 358. Микроструктура сплава
ХН77ТЮР после закалки с 1080° С
и воде, прокатки со степенью обжа-
тия 75% и старения при 600°С с вы
держкой 500 мин X 10 000
Рис 359 Микроструктура сплава
ХН77ТЮР после закалки с 1080° С
в воде, прокатки со степенью обжа
тия 75% и старения при 600° С с вы
держкой 10 000 мин X 1 0 000
и 50 000 мин. После нагрева при 600° С лучисто-радиальное
распределение частиц проявляется слабее (рис 358—360).
В тех участках объема деформированных на 75% образцов,
где при нагреве на 600° С с выдержкой 5000 мин произошел рас-
пад твердого раствора, после выдержки в течение 30 000 мин
520
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
Рис 360 Микроструктура сплапа
ХН771ЮР после закалки с 1080° С
» воде, прокатки со степенью обжа-
тия 75% и старения при 600° С с вы
держкой 30 000 мин X 10 000
при этой температуре отчетливо видны новые рекристаллизо-
ванные зерна размером до 1 мк, при этом форма и размер частиц
второй фазы под световым микроскопом не разрешаются
Как показало электронномикроскопическое исследование этих
образцов, размер частиц упрочняющей фазы в рекристаллизо-
ванных участках составляет 0,1—0,2 мк (рис 360)
В деформированных образцах, подвергнутых охлаждению
с печью (степень обжатия 50%) при 500 и 600° С, участков повы-
шенной травимости не наблю-
дается, но продолжительный на-
грев при 600° С вызывает рекри-
сталлизацию в небольших объе-
мах
Повышение температуры от-
пуска до 700—800 С уменьшает
время нагрева, необходимою
для появления первых видимых
рекристаллизованных участков
В образцах, охлажденных с печью,
после отпуска при 700° С они
выявляются через 5000 мин,
а при 800° С — через 50 мин
В образцах, закаленных в воде
или на воздухе, эти участки по-
являются при более высоких юм-
пературах и больших выдержках
Так, при 700° С первые видимые
рекристаллизованные участки наблюдаются после выдержки
в течение 5000 мин, а при 800° С — через 500 мин
На кинетику процесса рекристаллизации оказывает влия-
ние и вид холодной деформации. Установлено, что первые види-
мые рекристаллизованные участки выявляются в волоченых
образцах раньше, чем в прокатанных. В образцах, волоченых па
75%, начало рекристаллизации отмечается при 800° С уже
через 5 мин, а в прокатанных они отчетливо видны лишь через
50 мин. По-видимому, на развитие процесса рекристаллизации
большое влияние оказывает величина неоднородных микроиска-
жений, которые больше после волочения, что и способствует
миграции границ и определяет раннее развитие процесса рекри-
сталлизации.
Участки с новыми рекристаллизованными зернами стано-
вятся видимыми только в тех местах по объему сплава, в кото-
рых наблюдается некоторый рост образовавшихся частиц вто-
рой фазы. Такими местами являются линии скольжения и гра-
ницы зерен. По мере развития коагуляции частиц второй фазы
TMO СПЛАВА ХН77ТЮР
521
увеличиваются размеры видимых рекристаллизованных уча-
стков, а также и размеры новых рекристаллизованных зерен
в этих участках Длительные выдержки при 700—800° С при-
водят к ускорению роста кристалликов второй фазы, а следова-
тельно, и к росту новых зерен в рекристаллизованных участках,
увеличивается и объем металла, охваченный рекристаллизацией
Частицы второй фазы после нагрева при 700° С в течение
Рис 361 Микроструктура сплава XH77TJOP после закалки с 1080° С, охлаждения
в воде, прокатки 50% и старения X 1000
а — 700° С, 30 000 чин, б — 800° С 500 мин, в — 800° С, 50 000 мин
30 000 мин достигают размера в рекристаллизованных участках
до 0,5 мк, а размер новых зерен 2—3 мк. Выдержка в течение
30 000—50 000 мин при 800° С резко усиливает рост кристалли-
ков второй фазы, их размер становится от 3 до 10 мк. Однако на-
ряду с крупными кристаллами наблюдаются и весьма дисперс-
ные, размер которых не разрешается под световым микроскопом
при увеличении в 1500 раз. Интенсивная коагуляция второй
фазы способствует завершению рекристаллизации, о чем свиде-
тельствуют микроструктуры образцов с наклепом 50 и 75% после
старения при 700 и 800° С (рис. 361, 362) Видно, что размер но-
вых зерен достигает 10—20 мк. Следовательно, этот процесс не
Рис 362 Микроструктура спчава ХН77ТЮР после закалки с 1080° С, вводе,
обжатия 75% волочением (а, б, в) или прокаткой (г, д, е) и старения при 800° С
с выдержкой 5 (а, г), 50 (б, д) и 50 000 мин (в, е) X 1000
ТМОСПЛАВА ХН77ТЮР
523
обязательно должен протекать при температурах, близких к тем-
пературам перехода от двухфазного к однофазному состоянию.
Собирательная рекристаллизация может протекать и при более
низких температурах, но для этого требуются продолжительные
выдержки, при которых одновременно обеспечивается значи-
тельный рост кристалликов второй фазы
Вторая фаза имеет округлую и прямоугольную форму и рас-
полагается преимущественно по границам новых зерен. В от-
дельных местах эти частицы срастаются, образуя иглы Такое
расположение второй фазы, несомненно, должно тормозить рост
новых зерен Поэтому во всех случаях новые рекристаллизо-
ванные зерна наблюдаются лишь в тех участках, где интенсивно
протекала коагуляция частиц второй фазы Произошла ли ре-
кристаллизация в объемах твердого раствора, заключенных
между очень дисперсными выделениями второй фазы, установить
не удалось, так как эти области имеют в среднем размер меньше
1 мк.
Полученные результаты хорошо подтверждают данные работ
С С. Горелика о тормозящей роли второй фазы при рекристал-
лизации стареющих сплавов
При выдержках в течение 500 и 5000 мин при 700е С в неде-
формированных образцах трудно определить форму частиц выде-
лившейся фазы, так как их размеры весьма малы. В этом случае
они кажутся округлыми. Однако после выдержки в течение
30 000 мин отчетливо выявляется кубическая форма кристалли-
ков у'-фазы, размер их приблизительно равен 600—1000 А
(рис. 363).
На всех стадиях старения в деформированных образцах,
имеющих меньшие размеры блоков, частицы у'-фазы более дис-
персны Хотя старение в деформированных образцах протекает
весьма интенсивно, однако размеры частиц второй фазы оста-
ются очень дисперсными и гораздо меньшими (около 300 А),
чем в образцах, не подвергнутых наклепу (около 700 А) Это
явление связано, по-видимому, с измельчением субструктуры,
а также с более равномерным распределением частиц второй
фазы, которые в наклепанных образцах располагаются не только
по границам зерен, но и по линиям сдвигов и двойникования.
Увеличение числа объемов, в которых возможно выпадение
фазы, приводит к измельчению частиц последней.
Сохранение достаточно мелкой субструктуры в образцах,
подвергнутых ТМО, накладывает некоторое ограничение на
развитие процесса укрупнения частиц второй фазы.
Рис 363 Электроноскопические снимки структуры сплава XH77TIOP после
закалки с 1080° С на воздухе и старения 700® С в течение 500 (а), 5000 (б) и
30 000 мин (в, в’) после закалки, прокатки 50% и старения 700° С в течение
50 (г), 500 (д), 5000 (е), 30 000 мин (ж. ж'), закалки, волочения 50% и ста-
рения 700° С, 5000 мин (з или u). X 10 000
ТМО СПЛАВА ХН77ТЮР
525
РЕНТГЕНОВСКОЕ ИССЛЕДОВАНИЕ
После некоторых режимов обработки форма линии (311)
матричного раствора искажалась со стороны малых углов из-за
наложения на нее линии (311) фазы у'. В связи с этим для ана-
Рис. 364. Фотометрические кривые липин (311) образцов сплава
ХН77ТЮР
о—закаленных /—закалка с 1080° С на воздухе, 2—закалка и прокат
ка 25%, 3 — закалка и прокатка 50%, 4 — закалка и волочение 50%.
б—закаленных и состаренных при 700° С. /—без старения, 2 — вы
дсржка при старении 50 мин, 3—то же, 5000 мин, 4 — выдержка при
старении 30 000 мин
лиза графически строили линию, симметрично повторяющую
половину экспериментальной линии со стороны больших углов.
После закалки с 1080° С со стороны малых углов у линии
(311) обнаруживается слабый второй пик (рис. 364).
Старение при 700° С проявляется в существенном изменении
вида рентгенограмм: линия (311) все более отчетливо расщеп-
526
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
ляется на две линии Появляющаяся новая линия соответствует
несколько большему периоду решетки, чем основной твердый
раствор. Эти данные можно рассматривать как доказательство
процесса выделения второй фазы
На начальных стадиях старения участки с большим периодом
решетки относятся к областям, обогащенным титаном и алюми-
нием, а области с меньшим периодом — к участкам обедненного
твердого раствора Сопряжение этих участков вызывает значи-
Рис 365 Изменение вели
чины областей когерентного
рассеяния D, неоднородных
Да
микроискажений ----и твер
а
дости HV термомеханически
упрочненного сплава
ХН77ТЮР в зависимости от
времени выдержки при тем
пературе старения 700“С
сплошная кривая — волоче
ние. пунктирная кривая —
прокатка
тельные статические искажения и, как следствие, резкое повы-
шение твердости, сохраняющееся продолжительное время, не-
смотря на укрупнение частиц у'-фазы.
Нагрев на 700° С вызывает рост областей когерентного рас-
сеяния и частичное снятие неоднородных микроискажений
(рис 365). При выдержке в течение 3000 мин искажения в про-
катанных и волоченых образцах становятся почти одинаковыми,
причем равны и значения твердости этих образцов (390 HV).
Более интенсивное укрупнение областей когерентного рассея-
ния наблюдается в прокатанных образцах, размер которых за
30 000 мин увеличивается в 4,5 раза (с 200 до 900 А), а в воло-
ченых всего в 2,5 раза (с 400 до 1000 А).
На рентгенограммах, снятых с деформированных образцов,
появление линий второй фазы отмечается только после нагрева
на 700° С в течение 30 000 мин, тогда как на рентгенограммах
для недеформированных образцов эти линии видны после вы-
держки в течение 5000 мин; это также свидетельствует о высокой
степени дисперсности второй фазы в деформированных образцах.
Таким образом, из результатов рентгеноструктурного и элек-
тронномикроскопических анализов следует, что высокая твер-
дость образцов с обжатием 50% после продолжительного на-
ТМО СПЛАВА ХН77ТЮР
527
грева (30000 мин) при 700° С объясняется сохранением высокой
степени дисперсности второй фазы, высоким уровнем неодно-
родных микроискажений и сравнительно небольшой величиной
элементов мозаичной структуры.
ОПРЕДЕЛЕНИЕ ПРИРОДЫ
УПРОЧНЯЮЩИХ ФАЗ
В процессе изучения микроструктуры было обращено вни-
мание на форму частиц упрочняющей фазы в рекристаллизован-
ных участках шлифов По мере развития процесса коагуляции
частиц упрочняющей фазы в рекристаллизованных участках
появляются небольшие частицы, имеющие в плоскости шлифа
прямоугольную форму. В отдельных местах наблюдаются иглы,
состоящие из ряда сросшихся кристалликов. Увеличение вре-
мени выдержки до 30 000 и 50 000 мин при 800° С приводит
к интенсивному росту отдельных прямоугольных кристалликов
Наряду с ними в плоскости шлифа ясно видны весьма дисперс-
ные частицы упрочняющей фазы, форма и размер которой не раз-
решаются при увеличении в 1350 раз.
Для установления природы упрочняющей фазы был прове-
ден рентгеноструктурный анализ. Были исследованы осадки,
выделенные из недеформированных, а также деформированных
образцов со степенями обжатия 5, 50 и 75% после старения при
800"С в течение 50 000 мин. На рентгенограммах образцов,
продеформированных на 50 и 75% и состаренных при 800° С,
были обнаружены линии кубической фазы типа Ni3 (Ti, Al) с па-
раметром решетки 3,58 кХ и гексагональной фазы со сверхструк-
турой типа Ni3Ti, причем на рентгенограммах образцов с обжа-
тием 75% линии гексагональной фазы выявляются более четко.
Найденное отношение с/а, равное 3,259, хорошо согласуется
сданными для равновесной т]-фазы, для которой с/а равно 3,266
На рентгенограммах недеформированных образцов и образ-
цов с обжатием 5% линии гексагональной фазы не обнаружены.
Не выявляются частицы прямоугольной формы и структура типа
видманштеттовой (характерные для фазы Ni3Ti) в этих образцах
и микроскопическим методом.
Следует отметить, что отдельные крупные кристаллы фазы
Ni3Ti сохраняют свою закономерную ориентировку относи-
тельно кристаллографических плоскостей исходного твердого
раствора (001)л || (111)Y; (110)п ||(110)г
При анализе на шлифах также было установлено, что в струк-
туре сплава ХН77ТЮР, деформированного на 25, 50 и 75%,
после старения при 700° С в течение 30 000—50 000 мин, суще-
ствуют обе фазы — кубическая типа Ni3 (Ti, Al) и гексагональ-
ная фаза типа Ni3TL
528
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
Можно предположить/что в результате деформации и повтор-
ного нагрева происходит перераспределение легирующих эле-
ментов, приводящее к образованию областей, обогащенных
титаном и близких по составу фазе Ni3Ti. В этих областях про-
исходит перестройка у'-фазы в трфазу
Следует отметить, что при увеличении в 1500 раз частицы
гексагональной фазы (пластинчатой формы) наблюдались в ме-
стах, где уже прошла рекристаллизация Вне этих мест форма
частиц под световым микроскопом не разрешается, частицы бес-
порядочно распределены по всему зерну
По-видимому, образование упрочняющей фазы в сплаве
XH77TIOP происходит в две стадии1 вначале образуется мета-
стабильная у'-фаза с г ц. к решеткой Затем происходит диффу-
зионное перераспределение атомов титана и образование обла-
стей, обогащенных и обедненных титаном
На второй стадии в областях, обогащенных титаном, проис-
ходит перестройка решетки из кубической в гексагональную и
последующий рост частиц трфазы. Интересно отметить, что
интенсивная коагуляция частиц упрочняющей фазы наблюда-
лась в основном в случае гексагональной фазы типа Ni3Ti
Кубическая у'-фаза коагулирует значительно медленнее, что,
очевидно, связано с когерентностью решеток этой фазы и твер-
дого раствора
Процесс происходит диффузионно, следовательно, скорость
его зависит от температуры и времени старения. Предвари-
тельная деформация, увеличивая скорость всех диффузионных
процессов, ускоряет и процесс «перерождения» у'-фазы в трфазу.
Чем выше степень предварительной деформации, тем больше ско-
рость этого процесса.
Таким образом, изменение тонкой структуры сплава
ХН77ТЮР при деформации зависит от скорости охлаждения, от
температуры закалки, вида и степени деформации. Чем пере-
сыщенпее твердый раствор (резче охлаждение при закалке),
тем интенсивнее изменение тонкого строения при наклепе. Воло-
чение определяет большую величину неоднородных микроиска-
жений и более равномерное распределение частиц упрочняющей
фазы, прокатка приводит к большему дроблению областей коге-
рентного рассеяния. Монотонное уменьшение размера блоков
с увеличением степени деформации говорит о том, что одним из
важных факторов, определяющих изменение тонкого строения
твердого раствора, является старение (образование частиц вто-
рой фазы), протекающее уже в процессе холодной деформа-
ции 1.
Показано реитгеноструктурным и электронномикроскопическим анализом
ТМО СПЛАВА ХН77ТЮР
529
И на примере сплава XH77TIOP показано, что в упрочнение
вносят свой вклад три процесса, происходящие при наклепе
пересыщенных твердых растворов — дробление субструктуры,
величина неоднородных микроискажений и выделение высоко-
дисперсных кристалликов второй фазы, причем все эти процессы
являются взаимосвязанными и интенсивность протекания каж-
дого из них влияет на остальные.
Накопление в сплаве энергии деформации способствует ин-
тенсивному образованию при последующем нагреве упорядо-
ченных атомных сегрегаций по типу X-состояния и смещает
интервал образования этого структурного превращения к более
низким температурам. Интенсивность образования /(-состоя-
ния находится в прямой зависимости от степени обжатия, но
определяется также и скоростью охлаждения при закалке. Влия-
ние способа наклепа проявляется в том, что волочение, как пра-
вило, определяет более интенсивное образование /(-состояния
(при сравнимых степенях обжатия), чем прокатка, что, возможно,
связано с более высокими значениями неоднородных микроиска-
жений в волоченом сплаве. Так как наклеп расширяет темпера-
турный интервал образования /(-состояния и одновременно сни-
жает температурный интервал старения, то после некоторых ре-
жимов ТМО возможно наложение этих двух процессов, что
проявляется, например, в неизменности значений электросопро-
тивления при определенной изотермической выдержке при не-
которых температурах (500—700° С).
В деформированных образцах (X = 50 и 75%) продолжи-
тельные выдержки при 700—800° С приводят к образованию
гексагональной трфазы типа NisTi. Образование упрочняющих
фаз в сплаве XH77TIOP происходит в две стадии 1) выделение
метастабильной /-фазы типа Ni8 (Ti, Al) с г. ц. к. решеткой;
2) перерождение /-фазы в стабильную гексагональную т)-фазу,
причем процесс протекает диффузионно. Пластическая дефор-
мация ускоряет процесс перерождения /-фазы в т|-фазу.
При микроскопическом исследовании сплава ХН77ТЮР
после ТМО получены доказательства протекания процесса
полигонизации при некоторых режимах повторного нагрева.
Электронномикроскопические исследования показали, что
в образцах после ТМО частицы упрочняющей фазы остаются
в два раза более мелкими, чем после обычной термической обра-
ботки при сравнимых режимах повторного нагрева. Это явление
стесненной коагуляции фазы в термомеханически обработан-
ных образцах связано, по-видимому, с сохранением достаточно
мелкой субструктуры в наклепанных образцах при повторном
нагреве (доказано рентгеновским анализом), а также и более
равномерным распределением частиц фазы, расположенных
34 Бернштейн
530
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
на границах зерен й по линиям скольжения и двойнико-
вания
Начало процесса рекристаллизации зависит не только от
степени деформации, температуры и времени нагрева, но и от
скорости охлаждения при закалке и вида деформации. Обедне-
ние твердого раствора при охлаждении с температуры закалки
(охлаждение с печью) снижает температуру начала рекристал-
лизации Первые рекристаллизованные зерна выявляются в тех
местах, где наиболее интенсивно протекает распад твердого
раствора с выделением второй фазы и ее коагуляцией. Вероятно,
дисперсные частицы упрочняющей фазы блокируют рост заро-
дышей рекристаллизации, рост новых зерен становится возмож-
ным только с наступлением коагуляции второй фазы.
ТЕРМОМЕХАНЯЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА
ПРОВОЛОКИ
Полученные результаты свидетельствуют о целесообразно-
сти использования ТМО по исследованным режимам для упроч-
нения сплавов типа нимоник (ХН77ТЮР) при умеренных рабо-
чих температурах Кроме того, из механизма процессов, проте-
кающих при эксплуатации термомеханически упрочненных
жаропрочных сплавов, следует, что наибольший эффект будет
наблюдаться в условиях, при которых развитие процесса рекри-
сталлизации максимально затруднено Совместно с Э. А Ситни-
ковой было исследовано влияние ТМО по схеме, закалка —де-
формация—старение, на жаропрочные свойства никелевого
сплава ХН67ВМТЮ, дополнительно легированного вольфрамом
и молибденом. В данном сплаве температурный порог разупроч-
нения повышен примерно на 100° С по сравнению с обычным
сплавом типа нимоник (ХН77ТЮР)
Сплавы (промышленной плавки) в виде катаной проволоки
диаметром 5 мм подвергали закалке (при охлаждении на воз-
духе) с температур 1050° С для сплава ХН77ТЮР и с ИЗО,
1150, 1170е С для сплава ХН67ВМТЮ. После шлифовки для
удаления поверхностного слоя и получения соответствующего
диаметра, проволоку волочили с суммарными степенями
обжатия 25, 50 и 75% (по логарифмической формуле) на диаметр
3,0 мм Волочение проводили при комнатной температуре или
при 650—700° С (теплое волочение). После деформации про-
волоку разрезали на образцы и проводили старение при 600—
900° С с различной продолжительностью
Контрольные образцы диаметром 3,0 мм обрабатывали по
стандартным режимам: сплав ХН77ТЮР — закалка с 1050° С,
выдержка 30 мин, воздух; старение при 750° С, выдержка 6 ч,
ТМО СПЛАВА ХН77ТЮР
531
охлаждение на воздухе, сплав ХН67ВМТЮ — закалка с 1200°,
выдержка 30 мин, воздух; старение при 800° С, выдержка 6 ч,
охлаждение на воздухе.
термическая д yt термическая
обработка ’ обработка
Рис 366 Зависимость механических свойств сплава XH77TIOP
от степени деформации при ТМО
1 — теплое волочение при 650° С, 2 — волочеинс при 20° С
ТАБЛИЦА 77 МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА ХН67ВМТЮ
ПОСЛЕ ОБРАБОТКИ ПО РАЗЛИЧНЫМ РЕЖИМАМ
Режим термической обработки Степень обжатия при ВОЛО чени и % °в кГ/ммг Лм- б % Ф
Закалка с 1130° С, волоче- 25 157 141 3,5 В
ние и старение при 700° С, 50 185 178 2 14
7 ч 75 220 — 2 8
Закалка с 1150° С, волоче- 25 155 139 7 20
ние и старение при 700° С, 50 181 170 3,5 19
7 ч 75 215 — 2 11
Закалка с 1170° С, волоче- 25 136 125 8 18
ние и старение при 700° С, 50 165 155 4 13
7 ч 75 200 — 2 10
Стандартный режим терми- ческой обработки - 125 «2 21 20
34*
S32
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
Нагрев под закалку во всех случаях проводили в вакууме
(в кварцевых ампулах). Испытания на длительную прочность —
на проволочных образцах диаметром 3,0 мм и длиной, обеспечи-
вающей выход концов образца из печи машины на 50 мм На
концах образцов делали нарезку, на которую навинчивали
переходные втулки, соединяемые с захватами испытательной
машины ЯБ-1.
Результаты механических испытаний при комнатной темпе-
ратуре сплавов, обработанных по различным режимам, пока-
^•ьог «Г/""* 6(},&0Л,кПнм*
k0^--------1-----------1
600 700 SOO
Рис 367 Зависимость пределов прочности и текучести от температуры
кратковременных испытаний на растяжение сплава ХН77ТЮР, под
вергнутого ТМО по режиму закалка с 1050° С на воздухе, дефор
мацня
а—теплое волочение при 650“ С, б—волочение при 20“ С, старение
при 650“ С в течение 6 ч Сплошная кривая—ац, пунктирная кри
вая - а0 2
заны на рис. 366 и в табл. 77 Эти данные представляют интерес
в том смысле, что удается получить высокую прочность (180—
220 кПммг) и близкие к этой высокой прочности значения
предела текучести на немагнитном аустенитном сплаве при
сравнительно несложной обработке. Так как механические свой-
ства определяли на черных образцах, к тому же искривленных,
характеристики пластичности, особенно удлинения, не показа-
тельны.
Как следует из данных кратковременных высокотемператур-
ных испытаний на растяжение (рис. 367—369), существенное
упрочнение сплавов в результате ТМО сохраняется в данном
случае даже при температурах до 800° С Пластичность образ-
цов, подвергнутых ТМО, меняется незначительно в исследуемом
интервале температур, и по величине она достаточна (особенно
Рис 368 Пределы проч-
ности и текучести (а),
а также относительное
удлинение и сужение (б)
термомсханичет ки упроч
венного сплава
ХН67ВМТЮ (волочение
при 20° С) при различ
иых температурах крат
ковременных испытаний
па растяжение Цифры
на кривых — темпера-
Т} ра закалки
Рис 369 Механические
свойства термомеханиче-
ски упрочненного сплава
ХН67ВМТЮ (теплое во
лечение при 650° С) при
различных температурах
кратковременных испы-
таний на растяжение
сплошная кривая — gr,
пунк1Ирная кривая—а0 2
(О-Х=0%, Д=25, ♦- 50
Д—75)
Рис 370. Длительная прочность
при 550° С сплава ХН77ТЮР после
ТМО по схеме закалка с 1050° С
на воздухе, волочение, старение при
650° С в течение 6 ч Деформация
при 650 (/) и 20° С (2)
Рис 371 Длительная прочность при
650° С справа ХН771ЮР после ТМО
по схеме закалка с 1050° С на воздухе,
волочение, старение 650° С в течение
6 ч Волочение при 700 (/) и 20е С (2)
ТМО СПЛАВА ХН77ТЮР
535
Рис 372. Длительная прочность при 600° С
сплава XН67ВМ 1Ю после ТМО закалка
с 1150° С па воздухе, волочение, старение
при 650° С в течение 6 ч
сужение, которое более полно, чем удлинение, характеризует
пластичность) для того, чтобы сплав можно было использовать,
не опасаясь хрупкого разрушения. Сужение после обычной тер-
мической обработки и некоторых режимов ТМО примерно оди-
наково.
Теплое волочение привело к выравниванию свойств: после
обжатий 75, 50 и 25% пределы прочности и текучести раз-
личаются незначительно По сравнению с волочением при
комнатной температуре теплое волочение обеспечило большее
упрочнение после деформа-
ции со степенью обжатия
25%, что объясняется проте-
канием распада твердого рас-
твора при температуре воло-
чения, а снижение прочности
после волочения при 650—
700° С с обжатием 75% и
последующим старением при
700° С (выдержка 6 ч) свя-
зано, по-видимому, уже
с коагуляцией упрочняющих
фаз в связи с нарушением
когерентности при высоко-
температурной деформации
с большей степенью обжа-
тия.
Результаты испытания сплавов ХН77ТЮР и ХН67ВМТЮ
на длительную прочность показали (рис. 370—372), что ТМО
по принятой схеме заметно повышает время до разрушения при
исследованных умеренных температурах испытания (550—
650° С) по сравнению со стандартными режимами термической
обработки Особенно значительное повышение жаропрочности
сплавов наблюдается при небольших сроках службы (до 100 ч)
Так, для сплава ХН77ТЮР aioo°c = 97 кПмм2 (после закалки
1050° С, выдержка 30 мин, волочения с обжатием 75% и старе-
ние при 650° С, выдержка 6 ч), а после стандартного режима тер-
мической обработки величина <Jioo°c составила 80 кГ/мм2 Для
сплава ХН67ВМТЮ а%о°с = ЮОкПмм2 (после ТМО по режиму
закалка с 1150° С, выдержка 30 мин, воздух, волочение 75%
и старение при 650° С, выдержка 6 ч)
Следует отметить, что ТМО холодным волочением с обжатием
25% незначительно влияет на длительную прочность сплавов
при исследованных температурах, в то время как теплое воло-
чение (при 650—700° С) с той же степенью обжатия приводит
536
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
к существенному изменению длительной прочности по сравнению
со стандартной термической обработкой. Это, по-видимому,
объясняется более интенсивным развитием старения в условиях
теплого волочения.
При длительных испытаниях (свыше 1000 ч) положительное
влияние ТМО снимается в связи с усилением диффузионных
процессов и разупрочнением. Пластичность сплавов в условиях
длительного разрыва несколько понижена по сравнению с обыч-
ной термической обработкой.
Электрониомикроскопическое исследование сплава
ХН67ВМТЮ после ТМО выявило (рис. 373), что деформация
с обжатием 25 и 50% при комнатной и повышенной (700° С)
температурах привела к образованию при последующем старе-
нии весьма дисперсных выделений упрочняющей у'-фазы.
После обработки по режиму: закалка с 1150° С на воздухе,
волочение 75% при 700° С, старение 700° С в течение 6 ч,
у'-фаза менее дисперсна, чем после других режимов ТМО,
но ее размеры не превышают размеров у'-фазы после стандарт-
ной термической обработки
Полученные высокие свойства жаропрочности на проволоке
из сплава ХН67ВМТЮ после ТМО определили целесообраз-
ность исследования возможности использования этого способа
упрочнения при создании теплостойких пружин Для оценки
проводили механические испытания на кручение с определе-
нием пределов пропорциональности, текучести и модуля
сдвига при кратковременных испытаниях, а также релаксацион-
ной стойкости при длительных испытаниях
Испытывали образцы — пружины, навитые из шлифован-
ной проволоки, которая была предварительно закалена и под-
вергнута волочению с различными степенями обжатия (25, 50
или 75%). После навивки образцы — пружины были состарены
при 600—850° С (через 50° С) с выдержкой при каждой темпера-
туре старения 6 ч Кручение при 20, 500, 600 и 700° С прово-
дили по методу И. Б. Калачева и Н. И. Талакина [70] на пру-
жинах со следующими параметрами:
Диаметр проволоки Jcp, мм . . • 1,2±0,01
Шаг пружины Т, мм ................. 10±1.0
Средний диаметр пружины DCp« мм 12,7±0,1
Число рабочих витков I, мм ... 6,0±0,5
Испытания на релаксацию винтовых цилиндрических пру-
жин сжатия проводили по методике, описанной в работе [71 ].
Влияние температуры заключительного старения (продол-
жительность старения 6 ч) на изменение пределов текучести
и пропорциональности (т0.з и тпц) при кручении представлено
ТМО СПЛАВА ХН77ПОР
537
па рис 374. В зависимости от степени предварительной дефор-
мации максимальные значения указанных характеристик со-
ответствуют различным температурам. В соответствии с фактом
интенсификации старения под влиянием деформации устапов-
Рпе 373 Структура сплава ХН67ВМТЮ после различных режимов обработки’
а —стандартная термическая обработка б—д—ТМО, закалка с 1150° С, волоче-
ние, старение при 700° С (б — f .=20° С, >. = 25% . %с =24 ч X 15 000,
в-<ле(Ь = 700° С- Х = 50%, Vran =6 “ Х 15 °00' г ~'дс* = 700° С 1=75%-
Тс.ар = ь 4 X 15 000 d ~ 'деф = 20° С> 1 “ 75%> Тстар = 6 ’ X 22 000)
лено, что чем выше степень деформации, тем ниже температура,
при которой достигаются максимальные значения т0,з и тпц
Если для недсформированного сплава максимальное значение
тпц = 77,5 kDmm? получено при температуре старения 850° С,
538
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
то для деформированного на 75% максимальное значение тпц —
= 103 к,Пмм* было получено после старения при 700° С. Опре-
деление параметра решетки закаленного в воде и деформиро-
ванного сплава показало, что при наклепе 75% параметр ре-
550 650 750 650 550 650 750 650
Температура старения, "С
Рис 374 Записимость предела текучести т0 8 (а) и предела пропорциональности т (б)
термомеханически упрочненного (волочением) сплава ХН67ВМГЮ от температуры
заключительного старения, испытания иа кручение Волочение
I — X, = 75% 2 — 50%, 3 — 25%. 4 — стандартная термическая обработка
Рис 375 Зависимость пределов пропорциональности тр (а) и текучести т0 я (б) от
степени холодной пластической деформации при ТМО сплава ХН67ВМТЮ' цифры
на кривых — температура испытания иа кручение
шетки твердого раствора уменьшается на 0,0045 kX Это сви-
детельствует о выделении упрочняющей у'-фазы уже в про-
цессе пластической деформации.
Испытания при повышенных температурах (рис. 375) про-
изводили на образцах — пружинах, деформированных и соста-
ТМО СПЛАВА ХН77ТЮР
539
ренных при температурах, определивших максимальные зна-
чения этих характеристик при комнатной температуре.
Если при комнатной температуре и температуре испытания
500° С с повышением степени деформации прочностные ха-
рактеристики возрастают, то при более высоких температурах
600 и 700° С пружины в состоянии с большим наклепом (Л <=&
75%) обнаруживают метастабильность, приводящую к неко-
торому падению свойств. г
Однако упрочняющеевлия- 68'5м™г
ние наклепа проявляется Г
Рис 376 Зависимость модуля сдви
га G от степени холодной пластиче-
ской деформации сплава
ХН67ВМТЮ Обозначения кривых
см рис 375
Рис 377 Зависимость модуля сдвига от тем
пературы испытания термомеханически упроч
ценною сплава ХН67ВМТЮ (после оптималь
ною старения)
/ — к = 75%. 2 — 50%. 3 — 25%. 4—стан-
дартная термическая обработка
Результаты определения модуля сдвига при температурах
испытания 20, 500, 600 и 700° С на пружинах, обработанных по
различным режимам, представлены на рис 376 Наклеп незна-
чительно влияет на значение модуля сдвига при комнатной тем-
пературе, но резко увеличивает скорость падения этой характе-
ристики при повышенных температурах (рис 377).
Изучали влияние степени деформации и режимов старения
на величину осадки пружин (рис. 378). Наименьшая осадка
(12% за 25 ч при 500° С и ст = 80 кПмм2) наблюдается после
ТМО с обжатием 75% и старения 600—650° С с выдержкой
6 ч. При тех же условиях испытания осадка после стандартного
режима термической обработки составляет 25%, т. е. в два раза
выше.
Влияние режимов ТМО иа релаксационную стойкость пру-
жин из сплава ХН67ВМТЮ было исследовано также и при 600
540
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
и 700° С и начальных напряжениях 70 и 60 кПмм* соответ-
ственно. При изучении влияния заключительного старения
было установлено, что максимальная релаксационная стойкость
соответствует температурам старения, совпадающим с темпера-
турами наиболее полного выделения упрочняющей у'-фазы
850° С — для педеформированного состояния, 800° С — для
деформированного на 25%, 750° С — для деформированного
на 50%, 700° С — для деформированного на 75% Повышение
температуры старения приводит к коагуляции фазы и снижению
релаксационной стойкости
%
iff г
Рис. 378. Зависимость потери упругой осадки пружин из сплава
ХН67ВМТЮ (за 25 ч при 500° С, т=80 кГ/мм1) от температуры
старения (продолжительность старения 6 ч)
/—5—закалка с 1150° С. 30 мин, воздух, волочение и старение
(/ _ X = 75%. 2 — 50, 3 — 25), 4 — стандартная термическая
обработка
Оптимальные режимы ТМО, обеспечивающие наибольшую
релаксационную стойкость за время испытания 100 ч, при-
ведены в табл. 78. При более длительных испытаниях (до 1000 ч)
установлено, что при обработке по оптимальным режимам по-
тери на релаксацию во втором периоде при 700° С составили
менее 10% за 900 ч при начальном напряжении 22 кПмм2
ТАБЛИЦА 78 РЕЖИМЫ, ОБЕСПЕЧИВАЮЩИЕ НАИБОЛЬШУЮ
РЕЛАКСАЦИОННУЮ СТОЙКОСТЬ ЗА 100 ч ПРИ 500—700° С
Режим обработки то кГ/и«’ %• в течение времени, ч
6 12 25 100
ТМО закалка с 1150° С на воздухе, волочение с обжатием 50%, ста- рение 650° С, 6 ч 500 80 12,0 12,3 12,6 17,1
ТМО закалка с 1150° С на воздухе, волочение с обжатием 25%. ста рение 750° С, 6 ч 600 60 18,5 18,7 20,2 23,5
Обычная термическая обработка закалка с 1200° С, старе ние 800° С, 6 ч 700 50 24,7 25,0 26,7 37,2
ТМО СПЛАВА ХН77ТЮР
541
ДИСЛОКАЦИОННОЕ СТРОЕНИЕ
Совместно с И. И. Злочевской была исследована дислока-
ционная структура образцов промышленной плавки сплава
ХН77ТЮР, которые в виде ленты подвергали ТМО (прокаткой)
по двум схемам:
Схема 1. закалка — наклеп — старение (НТМО).
Схема 2. нагрев под закалку—деформация—закалка—ста-
рение (ВТМО).
При этом закалку проводили с 1080°С 8 ч в воде, старение
при 700° С в течение 16 ч Режимы закалки и старения выбраны
стандартными для данного сплава. Степень деформации под-
считывали по логарифмической формуле Утонение образцов
до фольг проводили по методике, предложенной М. Ф. Лонги-
новым 172).
Схема 1. В закаленном состоянии при просмотре многих
полей отмечается малое количество дислокаций. Только около
включений видны дислокационные сплетения, обусловленные,
по-видимому, влиянием термических напряжений По мере
увеличения степени деформации до 1 %, а затем до 5% плотность
дислокаций увеличивается, четко проявляется кристаллография
деформации, которая обнаруживает скольжение в зернах —
в зависимости от их ориентации — по одной, двум или больше
системам скольжения (рис. 379). Неоднородность деформации
сохраняется, обнаруживается большое число плоских скопле-
ний, а также дефектов укладки, что было выявлено ранее в ра-
боте [73].
При деформации на 10—15% плотность дислокаций на-
столько возрастает, что часто в плоскостях скольжения отдель-
ные дислокации уже не разрешаются. В основном действуют
три-четыре системы скольжения. Напряжения, возникающие
при пересечении дислокаций двух систем скольжения, в ряде
случаев оказываются достаточными для зарождения деформа-
ции в системе, направленной под углом к двум первоначаль-
ным; иногда наблюдается торможение скольжения (рис 379, в)
Хотя в основном при этих степенях деформации плоскости сколь-
жения легко распознаются, но ввиду большой неоднородности
деформации иногда встречаются локальные сплетения дисло-
каций. Взаимодействие дислокаций в пересекающихся системах
плоскостей скольжения приводит к образованию порогов на
дислокациях.
Просмотр образцов, деформированных па 50%, очень за-
труднен ввиду высокой плотности дислокаций и значительных
напряжений. Отмечается принципиальное отличие в распреде-
лении дислокаций от того, которое наблюдается в образцах,
Рис 379 Дислокационная структура холодн
а — к = 5% Х40 ООО, б — к — 10% Х60 ООО, в — к =10% Х44 ООО,
одеформиропанного сплава ХН77ТЮР
- К = 50% Х37 500. д е - X -= 50% X 31 000
544
тми АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
деформированных на меньшие степени (20 %) Кристаллогра-
фические плоскости скольжения различить крайне трудно
Дислокации концентрируются неправильными беспорядоч-
ными нагромождениями в границах ячеистой структуры (см.
рис. 379, г, д, ё), равномерно распределенной по всему полю
фолы и. Однако следует отметить, что эта структура выражена
недостаточно четко Объемы, очерченные границами ячеек
и относительно свободные от дислокаций, имеют поперечный
диаметр порядка 0,1— 0,5 мк.
Дефекты укладки, количество которых увеличилось при
деформации 50%, имеют значительную протяженность (379, е).
При этих степенях деформации может протекать процесс
деформационного старения, обнаруженный другими методами
исследования, при этом дефекты укладки должны играть зна-
чительную роль.
Была изучена также структура образцов после закалки,
деформации и старения по стандартному режиму. На образ-
цах, деформированных на различные (вплоть до 20%) сте-
пени обжатия и затем состаренных по стандартному режиму,
дислокационные структуры не выявляются. Все поле фольги
покрыто равномерно выделившейся в процессе старения у'-
фазой (рис 380, а). Можно предположить, что в случае нагрева
при 700° С в течение 16 ч некоторые системы нс связанных
между собой дислокаций после холодного наклепа являются
настолько нестабильными, что протекает процесс перераспреде-
ления дислокаций (типа полигонизации), сопровождающийся
значительной аннигиляцией последних. Образующуюся таким
образом «крупную» полигональную структуру трудно наблю-
дать при трансмиссионной микроскопии. Но возможно, что
интенсивное выделение у'-фазы как бы вуалирует дислокацион-
ную структуру и делает ее неразличимой Преимущественного
выделения у'-фазы на дислокациях не наблюдается, что подтвер-
ждает результаты работы 174]
Дислокационная структура после больших степеней обжатия
(порядка 50%), отличающаяся от предыдущих деформацион-
ных структур (до 20%) наличием дислокационных границ
с высокой плотностью дислокаций и вакансий, оказалась в усло-
виях стандартного старения достаточно устойчивой Более
того, границы ячеек после старения выявились более четко
(рис. 380, б). Очевидно, большая плотность искажений в при-
граничных объемах является благоприятным условием для
преимущественного распада твердого раствора с образованием
у'-фазы, декорирующей границы ячеек Кроме того, возможное
перераспределение дислокаций повышает степень взаимодей-
ствия между ними в границе и приводит к образованию более
Рис 380 Структуры сплава ХН77ТЮР после холодной деформации и стандарт hoi о
старения при 700° С в течение 16 ч
а — 7. = 15% х42 ООО, б - 50% X 37 500
546
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
совершенных границ Размер ячеек остается того же порядка,
что был сразу носите деформации (рис 380, б) Следовательно,
если предшествующая деформация приводит к образованию
тонкой структуры, характеризуемой наличием дислокацион-
ных границ, ю такая структура оказывается сравнительно
стабильной в условиях последующего старения
Таким образом, большое влияние на устойчивость дисло-
кационной структуры, созданной при деформации сплава
XI177T1OP, оказывает характер распределения дислокаций
в объеме сплава С повышением степени деформации до 50%
плотность дислокаций увеличивается (хотя не столь интенсивно,
как при начальных стадиях возрастания обжатия) Казалось бы,
что нестабильностьстру ктуры при этом повышается и склонность
к се разрушению должна увеличиваться Но при больших
степенях деформации образуется ячеистая структура, когда
дислокации связываются между собой в границы, и эта струк-
тура оказывается более стабильной в процессе последующего
старения по сравнению со стру кту рой, для которой характерно
распределение дислокаций в плоскостях скольжения.
С^ема 2 Высокотемпературная деформация при 1080J С
уже на 1—2% приводит к увеличению количества дислокаций,
которые имеют вид длинных линий неправильной формы
(рис 381, о) На многих из них видны пороги Кристаллографи-
ческие плоскости скольжения выявить не удалось Следует от-
менив, что степень однородности деформации при высокотем-
пературной прокатке значительно выше, чем при холодной.
При деформации на 5—7% плотность дислокаций возрастает
Все чаще встречаются пороги на дислокациях, являющиеся
следствием пересечения последних (рис 381, б) При этих
степенях деформации в некоторых участках наблюдаются первые
стадии перераспеделения и взаимодействия дислокаций, в ре-
зультате чего образуются сетки неправильной формы В других
объемах при просмотре фольг можно было проследить началь-
ные стадии рекристаллизации, имеющие некоторое развитие
в данных условиях высокотемпературной деформации и которые
наблюдаются при исследовании под световым микроскопом
На рис 381, в видны такие участки с двойниками рекристалли-
зации.
При высокотемпературной деформации одновременно дей-
ствующими и конкурирующими факторами являются накопле-
ние дислокаций и определенные стадии возврата, полигониза-
ции, а также начальные стадии первичной рекристаллизации.
На рис 381, г представлены структуры полигонизации с опре-
деленным распределением дислокаций внутри полигонов Эти
структуры типичны для образцов, деформированных прокаткой
IMO СПЛАВА ХН77ТЮР
547
на 15—20% при температуре 1080’С и закаленных в воде
Перераспределение дислокаций с образованием границ поли-
гонов в процессе высокотемпературной деформации не означает,
что дислокации внутри полигонов отсутствуют, по их плотность
значительно меньше, чем в границах этих полигонов
Изучение образцов, деформированных на 15—20% при
1080° С, показало, что в тех объемах, где произошло развитие
полигонизации в процессе деформации, не наблюдается рекри-
сталлизация (рис 381, д) Рекристаллизация проявляется в тех
объемах, в которых дислокации распределены беспорядочно
или образуют сетки, характерные для деформированной струк-
туры
После горячей деформации на 35—50% дислокационные
структуры имеют очень сложный вид Обращает на себя внима-
ние то, что при больших степенях горячей деформации процессы
первичной рекристаллизации усиливаются Однако сохра-
няются следы дислокационной структуры деформации внутри
рекристаллизованных участков (рис 381, е)
Дислокационная структура, образующаяся в процессе вы-
сокотемпературной деформации, оказалась устойчивой в усло-
виях стандартного старения (рис 382) После всех степеней де-
формации, начиная с обжатия 5%, перераспределения дислока-
ций в процессе последующего старения практически не наблю-
дается Высокая устойчивость полигопизованной структуры
при последующем нагреве па 700е С отмечалась также в работе
В Д Садовского и Е Н Соколкова Даже одиночные дислока-
ции после малых степеней обжатия при высокотемпературной
деформации оказались устойчивыми в результате последую-
щего старения, тогда как дислокационные скопления в плоско-
стях скольжения после деформации при комнатной температуре
и последующего нагрева при 700° С оказались неустойчи-
выми
Очевидно, чго если дефекты образуются при 1080, то про-
цессы перераспределения и взаимодействия дислокаций в основ-
ном прошли, и при 700° С эти конфигурации дислокаций вполне
стабильны Контраст от у'-фазы не затеняет дислокационного
контраста, и на состаренных фольгах довольно отчетливо видны
все дислокационные конфигурации, образовавшиеся при высоко-
температурной деформации. Отчетливо видно, что границы суб-
структуры являются как бы местами преимущественного выде-
ления у'-фазы (рис 382) В результате старения происходит
еще более надежное закрепление дислокационных границ ло-
кализованным распадом на них
Такое различие в характере температурной устойчивости
дислокационной структуры после различных видов ТМО кор-
35*
Рис 381 Дислокационные структуры сплава
а— ?. = 1% х42 ООО, б — X = 5% X 40 000, в — к = 5% Х45 000,
706
Рис 382 Дислокационные структуры сплава ХН77ТЮР после высокотемпературной
деформации и старения при 700° С, 16 •/
а - X = 5% ХЗО ООО, б - X = 15%. Х40 ООО, в — X = 50% X 45 000
ТМО СПЛАВА ХН77ТЮР
551
релируст с различием в механических свойствах при комнатной
и высоких температурах (табл. 79—82).
ТАБЛИЦА 79 РЕЗУЛЬТАТЫ КРАТКОВРЕМЕННЫХ
МЕХАНИЧЕСКИХ ИСПЫТАНИЙ НА РАСТЯЖЕНИЕ ОБРАЗЦОВ
СПЛАВА XH77TIOP ПОСЛЕ ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНОЙ
ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ (схеча 2)
Степень деформ<. цн и при ВТМО °C кГ/мм* ог кГ/мм* в % %
0 » 20 97—105 65—68 25 25
30 I 119—122 80—90 30—34 31—35
50 120—125 90—94 28—30 28—30
75 90—94 68—70 1 20—24 29—32
(частичная рекристаллизация)
0 * 500 80—82 52—65 30—32 35—37
30 92—98 73—75 28—30 34—37
50 97—100 78—81 27—29 32—34
75 84—87 57—60 22—26 28—30
0 ♦ 600 1 74—78 48—56 27—29 30—32
30 , 86—88 58—60 24—26 28—30
50 88—90 62—64 24—26 28—30
75 78—80 52—56 20—22 23—25
0 * 700 | 68—70 42—46 27—29 1 28—30
30 1 70—72 52—54 22—24 I 25—27
50 ' 71—73 53—56 22—24 20—22
75 । 68—70 48—52 25—27 25—27
• 0 — стандартный режим термической обработки
ТАБЛИЦА 80 РЕЗУЛЬТАТЫ КРАТКОВРЕМЕННЫХ
МЕХАНИЧЕСКИХ ИСПЫТАНИЙ НА РАСТЯЖЕНИЕ ОБРАЗЦОВ
СПЛАВА ХН77ТЮР ПОСЛЕ НИЗКОТЕМПЕРАТУРНОЙ
ТЕРМОМЕХАНИЧГСКОЙ ОБРАБОТКИ (схена J)
Степень деформации при НТМО % °C кГ /мч* °т кГ/мм* 6 % %
0 * 20 97—105 65—68 25 25
25 108—110 83—89 20—23 23—25
50 125—135 100—115 18—20 20—21
75 135—145 120—125 16—18 16—18
0 • 500 80—82 52—55 30—32 35—37
25 100—105 89—93 22—24 20—25
50 110—115 95—99 17—19 17—22
75 110—120 97—102 14—16 14—16
552
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
Продолжение табл 80
Степень деформации при НТМО % 1 ств °с кГ/мм1 °т к! 'им1 6 % %
0 • 600 74—78 48—56 27—29 30—32
25 80—85 70—72 16—18 20—24
50 72—74 50—52 12—14 16—18
75 68—70 46—48 12—14 14—16
0 * 700 68—70 42—46 22—29 28—30
25 68—70 48—50 18—20 18—20
50 62—64 42—46 12—14 18—20
75 58—60 42—46 12—14 16—18
• 0 — стандартный режим термической обработки
ТАБЛИЦА 81 ДЛИТЕЛЬНАЯ ПРОЧНОСТЬ ОБРАЗЦОВ
СПЛАВА ХН77ТЮР ПОСЛЕ ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНОЙ
ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ (схема 2)
Степень деформации при ВТМО, % °C Длительная прочность, кГ/им1, за срок, ч
10 100 1000
0 • 550 87—89 80 70
20 95—97 90—92 85—87
50 96—98 92—94 88—90
75 87—90 83 78
(частичная рекристаллизация)
0 * 650 72—74 55 50
25 85—87 62—67 53—55
50 88—90 68—70 60—62
75 72—74 57—59 44—46
0 * 750 45—47 30—32 22—24
25 44—46 27—29 16—18
50 42—45 22—24 12—14
75 31—33 16—18 7—10
* 0 — стандартный режим термической обработки.
ТМО СПЛАВА ХН77ТЮР
553
ТАБЛИЦА 82 ДЛИТЕЛЬНАЯ ПРОЧНОСТЬ ОБРАЗЦОВ
СПЛАВА ХН77ТЮР ПОСЛЕ НИЗКОТЕМПЕРАТУРНОЙ
ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ (схема 1)
Степень деформации при НТМО % 1, Длительная прочность. кГ/ммг. за срок, «
10 100 1000
0 • 550 87—89 80 -70
25 95—97 93—95 82—86
50 100—102 94—97 93—95
75 95—97 90 86
0 » 650 72—74 55 -50
25 88—90 70—72 -60
50 92—94 74—76 -52
75 70—72 50—52 -32
0 • 750 45—47 30—32 22—24
25 38—40 20—22 12—14
50 36—38 12—14 -7
75 25—27 -10 -5
* 0 — стандартный режим термической обработки
Эффективное упрочнение в результате обработки по схеме
1 достигается при использовании сравнительно высоких степе-
ней деформации (порядка 50%), когда при последующем старе-
нии отчетливо сохраняется влияние дислокационной структуры
деформации. Упрочнение в результате обработки по схеме 2
наблюдается уже при степени деформации 30%, когда в усло-
виях высокотемпературной деформации создается устойчивая
фрагментированная структура
При комнатной и умеренно повышенных температурах в усло-
виях кратковременных испытаний более высокая прочность
(и, соответственно, меньшая пластичность) наблюдается после
обработки по схеме 1, когда в сплаве создается большая плот-
ность дислокаций
С увеличением продолжительности и температуры испытаний
проявляется преимущество обработки по схеме 2, в результате
которой создается более стабильная дислокационная структура.
Тот факт, что и после этой обработки создается повышенная
плотность дислокаций (хотя и меныпая, чем после обработки
по схеме 1), подтверждается не только прямыми электронно-
микроскопическими исследованиями, но и тем, что. 1) механи-
ческие свойства при умеренных температурах после обработки
по схеме 2 оказываются выше, чем после стандартной обработки,
2) при повышении температуры свыше 700° С преимущество
обработки по схеме 2 перед стандартной сохраняется только
554
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
при небольшой продолжительности службы. Для исследования
устойчивости дислокационной структуры, созданной при ВТМО,
и ее наследования при последующей термической обработке
были проведены дополнительные кратковременные высокотем-
пературные нагревы до температуры закалки сплава ХН77ТЮР
В исследованном сплаве устойчивость созданных дислокацион-
ных структур должна быть понижена по двум причинам
i Отсутствия четко оформленных частиц второй фазы с раз-
рывом когерентности, которые могут задержать миграцию боль-
шеугловой границы.
2 Весьма высокой температуры нагрева (1080° С) при по-
вторной закалке.
Однако были найдены несомненные свидетельства устой-
чивости и последующего наследования созданной в результате
ВТМО сплава ХН77ТЮР дислокационной структуры Обра-
ботка образцов, из которых приготовляли фольги, была сле-
дующей*
I ВТМО при 1080° С со степенями обжатия 5, 10, 50% (после
деформации — закалка в воде), последующий нагрев в соляной
ванне на 1080° С в течение 1,5 мин, закалка в воде
II. ВТМО при 1080° С со степенями обжатия 5, 15, 50%
(после деформации — закалка в воде), стандартное старение при
700° С в течение 16 ч, последующий нагрев в соляной ванне
при 1080° С в течение 1,5 мин, закалка в воде
Изучение дислокационных структур образцов, обработанных
по схеме 1 с предварительной деформацией 5%, показало, что
при повторном нагреве под закалку на 1080° С в течение 1,5 мин
преимущественно развивается процесс полигонизации, прояв-
ляющийся в термически активируемом перераспределении дис-
локаций в правильные стенки Структуры, представленные на
рис 383, а, б, в, иллюстрируют развитие процесса полигони-
зации На рис 383, б показано начало перераспределения дис-
локаций в границу В некоторых объемах еще осталось значи-
тельное количество равномерно распределенных свободных
дислокаций, однако в другом месте (рис 383, в) большинство
дислокаций успело перераспределиться в стенки полигонов
Неравномерность протекания полигонизации, обусловленная
неравномерностью (локальной природой) самого процесса пред-
шествующей деформации, проявляется в том, что встречаются
места, в которых характер распределения дислокаций остался
таким же, как и сразу после ВТМО (после горячей деформации)
(рис. 383, а), т. е. в этом месте перераспределения дислокаций
при 1,5-мин повторном нагреве на 1080° С в течение 1,5 лшн
еще не произошло. В этих условиях зародышей рекристалли-
зации, естественно, не обнаружено.
Рис 383. Развитие процессов полигонизации в подвергну том ВТМО с обжатием
5% сплаве ХН77ТЮР при повторном высокотемпературном нагреве в течение
1 Ч Kttnj V *5Л ЛЛЛ
556
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
Повторный высокотемпературный кратковременный нагрев
после ВТМО со степенью обжатия 15% приводит, наряду со
значительным развитием полигонизации, к образованию заро-
дышей рекристаллизации. Обращает на себя внимание тот важ-
ный факт, что в условиях ВТМО и последующего кратковремен-
ного высокотемпературного нагрева структура оказывается
устойчивой против законченного формирования зародышей
рекристаллизации Чаще всего фиксируется состояние на стадии
образования зародышей рекристаллизации Внутри этих объе-
мов, ограниченных границами с высокой плотностью дислока-
ций, наблюдается некоторое количество дислокаций, сохранив-
шихся от предшествующей обработки. По-видимому, такое яв-
ление обусловлено общей повышенной устойчивостью против
рекристаллизации структуры со стабильным распределением
дислокаций.
Основным процессом, протекающим в этих условиях, яв-
ляется перераспределение дислокаций с образованием трех-
мерных устойчивых сеток (рис. 384) и фрагментированной струк-
туры (рис. 384, б).
Перераспределение дислокаций при повторном высокотем-
пературном нагреве после ВТМО в течение 1,5 мин с обжатием
на 15% хотя и связано с частичным развитием рекристаллиза-
ции, но не изменило характера дислокационных структур
Это подтверждает устойчивость дислокаций, созданных в резуль-
тате высокотемпературной деформации при последующих об-
работках. Кроме того, отмеченное выше сохранение определен-
ного количества дислокаций внутри будущих зародышей рекри-
сталлизации объясняет эффект сохранения повышенного уровня
механических свойств после ВТМО в условиях протекания на-
чальных стадий рекристаллизации (см стр 404) Повторный
высокотемпературный нагрев после ВТМО с горячей пластиче-
ской деформацией на 50% приводит к более интенсивному раз-
витию процесса рекристаллизации На рис. 385, а показано,
как два рекристаллизованных зародыша растут навстречу друг
другу На рис 385, б виден след старой границы зерна в новом
рекристаллизованном зерне, старая граница как бы отмечена
выделениями, оставшимися на этом месте после рекристалли-
зации
Деформационные дефекты укладки оказались очень устой-
чивыми (рис. 386) Более того, как места преимущественного
распада твердого раствора, дефекты укладки в ряде случаев
могут быть барьером для растущего зародыша рекристаллиза-
ции (рис. 385, а)
Существенной разницы в характере дислокационных струк-
тур образцов, прошедших обработки по схемам I и II после
Рис 384 Дислокационная структура сплава ХН77ТЮР после ВТМО с обжатием
15% и повторного высокотемпературного нагрева в течение 1,5 чин X 30 000
а — устойчивые дислокационные сетки, б — фрагментированная аруктура
Рис 385 Развитие процессов рекристаллизации (а, б) в сплаве ХН77ТЮР после
ВТМО с обжатием 50% и повторного высокотемпературного нагрева в течение
Л,5 мин X 30 000
Рнс 386 Деформационные дефекты укладки после В ГМО с обжатием 50%
и кратковременною высокотемпературного нагрева Х30 000
Рис 387 Дисюкационная структура сплава ХН77ТЮР после ВТМО со степенью
обжашя 50% с последующим старением и повторным высокотемпературным нагревом
в течение 5 мин X 30 000
560
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
повторного высокотемпературного нагрева с выдержкой 1,5 мин,
не обнаружено. Дислокационная структура, которая, казалось,
должна быть как бы стабилизированной прошедшим старе-
нием, обнаруживает примерно такую же устойчивость в усло-
виях кратковременного повторного нагрева в течение 1,5 чин,
как н структура после ВТМО без старения.
Более продолжительные выдержки (5 мин) при повторной
высокотемпературной закалке в образцах, не прошедших пред-
варительного стабилизирующего старения, приводят к интен-
сивной аннигиляции дислокаций и развитию процесса рекри-
сталлизации. Дислокационная структура в этих условиях
оказалась неустойчивой. Однако если образцы были подверг-
нуты предварительному стандартному старению, то картина
несколько меняется в условиях повторного высокотемператур-
ного нагрева проявляется сдерживающее влияние не успевших
полностью раствориться частиц у'-фазы, которые затрудняют
процесс перераспределения дислокаций В этих образцах най-
дены места с остатками дислокационной структуры, сохранив-
шейся после ВТМО (рис. 387).
Представляло интерес проследить влияние частиц у'-фазы,
потерявшей когерентность с матрицей, на устойчивость дисло-
кационной структуры в условиях повторных высокотемператур-
ных кратковременных нагревов Образцы после горячей дефор-
мации и закалки (ВТМО) и после закалки и холодной деформа-
ции (НТМО) подвергали перестариванию при температуре
850' С в течение 10 ч, а затем повторным высокотемпературным
нагревам Схемы обработки образцов были следующими
НТМО — закалка с 1080° С в воде — холодная деформация
со степенями обжатия 15 и 50% — перестаривание при 850° С,
10 ч — повторный нагрев в соляной ванне при температуре
1080е С в течение 1,5, 3, 5, 15 мин — закалка в воде
ВТМО — деформация при температуре 1080 С со степенями
обжатия 15 и 50% и последующей немедленной закалкой в воде,
перестаривание при 850° С, 10 ч — повторный нагрев в соля-
ной ванне при температуре 1080r С в течение 1,5, 3, 5, 15 мин —
закалка в воде. Исследовались также образцы непосредственно
после ВТМО (НТМО) и перестаривания
Решить вопрос о потере koi еречтности между частицами
фазы и матрицей после старения при 850° С (10 ч) оказалось
возможным косвенным путем, используя зависимость Эшби
и Брауна между полем упругой деформации на границе раздела
частица — матрица и величиной, характеризующей несоответ-
ствие недеформированных решеток матрицы и включения
В образцах, обработанных по схеме НТМО с 15%-ным
обжатием, и перестариванием, в условиях повторного высоко-
ТМО СПЛАВА ХН77ТЮР
561
температурного нагрева в течение 1,5 мин наблюдается полиго-
нальная структура (рис 388, б) Наряду с общей устойчивостью
структуры против рекристаллизации, отмеченной и при иссле-
довании под оптическим микроскопом, встречаются, однако,
зерна, полностью рекристаллизованные. Образцы, обработан-
Рис 388 Дислокационная структура образцов, обработанных по схеме HTMO
(15% обжатия с перестариванием) и подвергнутых повторному нагреву на 1080° С
в течение 1 5 мин
а - ХЗО ООО. б — Х40 ООО
ные по схеме НТМО с 50%-ным обжатием и перестариванием,
после повторного высокотемпературного нагрева в течение
1,5 мин практически полностью рекристаллизованы.
Выдержка в течение 3 мин при температуре 1080° С приво-
дит к полной рекристаллизации образцов, обработанных по
схеме НТМО с 15%-ным предварительным обжатием и пере-
стариванием Значительно большая устойчивость против ре-
кристаллизации в условиях повторных высокотемпературных
36 Бернштейн
562
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
нагревов обнаружена иа образцах, обработанных по схеме ВТА1О
с перестариванием (особенно с 15%-ным предварительным
обжатием)
Наряду с фрагментированной структурой (рис 389, а),
часто наблюдается распределение дислокаций в виде неравно-
мерных пространственных сеток (рис 389, б)
На рис 389, в показана дислокационная структура сплава
на стадии образования субграницы из дислокаций, пришедших
из областей, непосредственно примыкающих к этой субгранице
Фрагменты имеют свою собственную дислокационную струк-
туру. Высокая плотность дислокаций в границах фра!ментов
(рис 389, а) может быть свидетельством значительной взаим-
ной разориентировки последних Возможно, что при увели-
чении выдержки при 1080е С такие фрагменты будут являться
зародышами рекристаллизации, на рис 389, г показан за-
родыш рекристаллизации в деформированной матрице (после
ВТМО на 50%, перестаривания и повторною нагрева
1,5 мин)
Увеличение времени выдержки при повторном высокотемпе-
ратурном нагреве до 3 мин не изменило характера дислока-
ционной структуры образцов, обработанных по схеме ВТМО
(рис 390) Наблюдается естественная тенденция к уменьшению
плотности дислокаций, особенно в образцах с 50%-ным пред-
варительным обжатием, но общая устойчивость структуры
сохраняется, процесс рекристаллизации заторможен
В условиях повторных высокотемпературных нагревов на
1080° С в течение 5 и 15 мин устойчивость против рекристалли-
зации наблюдается только в образцах, обработанных по схеме
ВТМО с 15%-ным предварительным обжатием пои 1080 С
и перестариванием (рис 391, а—г) Отмечается дальнейшее
понижение плотности дислокаций (расположение дислокации
часто беспорядочное) При больших выдержках (15 мин) про-
исходит разрушение дислокационных границ, сопровождаю-
щееся значительной аннигиляцией дислокаций С увеличением
времени выдержки наблюдается все больше рекристаллизо-
ванных зерен Однако даже при значительном понижении плот-
ности дислокаций в целом структура остается устойчивой про-
тив развития рекристаллизации Образцы после ВТМО с об-
жатием 50% и перестариванием в этих же условиях повтор-
ного нагрева полностью рекристаллизуются
Таким образом, жесткие некогерентные частицы у'-фазы
значительно повышают устойчивость структуры против рекри-
сталлизации по сравнению с частицами у'-фазы, когерент-
ными с матрицей.
Рис. 389 Дислокационная структура образцов обработанных по схеме ВТМО с пере-
стариванием и подвергнутых повторному нагреву на 1080° С в течение 1,5 мин
а “ \ = 15%- х40 °00’ б — X = 15% ХЗО ООО, в - X = 15%. Х35 ООО, г - /. =
= 50%. Х30 000
36*
Рис 390 Дислокационная структура образцов, обработанных по схеме ВТМО
с перестариванием и подвергнутых повторному нагреву на 1080° С в течение
3 мин
а-Х=15% X 35 000, б—X = 15 % X 40 000, в—X = 50%. X 35 000, г — к =
-=50% X 40 000
Рне 391 Дислокационная структура образцов, обработанных по схеме ВТМО (об-
жатие 15%) с перестариванием и подвергнутых повторному нагреву на 1080° С в те-
чение 5 мин. (а н б — Х35 ООО) и 15 мин (в и г — X 40 000)
706
566
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА
ЗЛИНВАРНЫХ СПЛАВОВ
Материалы, используемые в приборостроительной промыш-
ленности, должны иметь комплекс весьма высоких и специфич-
ных физических свойств. Для их достижения оказывается не-
достаточным применение разнообразного легирования, которое,
например, в элипвар-
ных сплавах обеспечи-
вает достижение посто-
янства температурного
коэффициента модуля
упругости в климатиче-
ском районе температур.
Для дальнейшего совер-
шенствования создан-
ных элинварных спла-
вов, по-видимому, един-
ственным промышленно-
перспективным путем
является использование
новых технологических
схем обработки. Это тем
более целесообразно,что
сплавы данного типа
вообще термической об-
работке не подвергались
(кроме фиксации дета-
лей) и их использовали
в состоянии после силь-
ной деформации
В работе совместно
с Н. Б. Либман было
проведено исследование
возможностей примене-
ния ТМО по схеме закал-
ка — деформация (с не-
большими степенями
обжатия)—старение для
повышения эксплуата-
ционных характеристик,
применяемых в отече-
ственной промышленно-
сти элинварных сплавов
Н41ХТА и Н35ХМВА.
Рис 392. Влияние температуры старения на предел
а — выдержка 0,5 ч, б — 5 ч.
ТМО ЭЛИНВАРНЫХ СПЛАВОВ
567
100 200 300 400 500 600 700 800
Тенлераггцра старения, 'С
Зависимость предела прочности и относительного удлине-
ния сплава Н41ХТА от режимов старения (рис 392) обнару-
живает возрастание прочности при нагреве на 600° С для
выдержек 0,5 и 5 ч и на 500е С для выдержки 50 ч; максимум
упрочнения достигается при 800° С для выдержки 0,5 ч и при
700е С с выдержкой 5 и 50 ч Предел прочности во всех слу-
чаях достигает значений около 130—140 кПмм*
В процессе старения свойства сплава Н14ХТА, закален-
ного с разных температур, нивелируются, и при максимальных
значениях свойств предел прочности не зависит от температуры
закалки Исключение составляет сплав, закаленный с 1050° С
и подвергнутый старению в течение 0,5 и 5 ч, он обладает не-
сколько пониженной прочностью Относительное удлинение во
всех случаях монотонно снижается в интервале температур
500—800° С.
Начало повышения твердости по сравнению с пределом
прочности сдвинуто в сторону более высоких температур
(рис. 393). В ряде работ 175] установлено, что характеристики,
определяемые при испытании на растяжение, более чувствитель-
ны к изменениям, возникающим при старении сплава, чем зна-
чения твердости. Максимальное значение твердости при ста-
рении в течение 30 мин соответствует температуре 750° С
и равно 315 HV. Увеличение времени старения до 5 ч вызывает
смещение пика дисперсионного твердения к 700° С; твердость
повышается примерно до 330 HV. При выдержке в течение
50 ч пик старения ос-
тается при 700° С, твер-
дость сплава также не
меняется, за исключе-
нием образцов, закален-
ных с 1050° С Для этих
образцов наблюдается
некоторое повышение
твердости (до 400 HV)
Это связано с более пол-
ным растворением леги-
рующих элементов
в процессе закалки
с 1050° С. Л1икрострук-
тура сплава после раз-
личных режимов старе-
ния представлена на
рис. 394. Наряду с зер-
прочности и относительное удлинение сплава Н41ХТА Н^МИ ТВерДОГО рЭСТВОра
в - 50 ч видны частицы упроч-
ТМО ЭЛИНВАРНЫХ СПЛАВОВ
569
няющей фазы, которая, по данным работы 176, 87], является
интерметаллическим соединением (Fe, Ni)3 (Ti, Al)
Таким образом, в результате старения закаленного сплава
Н41ХТА достигается значительный прирост предела прочности
(около 50 кПммг) и твердости (180—210 НУ); относительное
удлинение сохраняется на уровне 10%.
Максимальное упрочнение сплава достигается за короткий
период старения при 700° С и сохраняется при увеличении вы-
Рис 394 Микроструктура сплава Н41ХТА после закалки с 1050° С и старения
при 700° С в течение 5 (в) и 50 ч (б) X 500
держки до 50 ч. Следовательно, выделившаяся при старении
сплава Н41ХТА фаза устойчива против коагуляции При изу-
чении относительного изменения электросопротивления зака-
ленного сплава Н41ХТА при нагреве со скоростью 200 град/ч
(рис 395) обнаружено, что в интервале 525—650° С при нагреве
и в интервале 625—500° С при охлаждении имеется аномальное
изменение хода кривых, обусловленное наличием /(-состояния,
имеющегося и в других сплавах подобного типа
Изменение электросопротивления при продолжительной вы-
держке при температурах вблизи максимума 575° С (рис. 396)
показывает, что участок 1—2 (рост электросопротивления)
соответствует образованию /(-состояния; участок 2—3 соответ-
ствует наложению двух процессов: образования /(-состояния
и распада твердого раствора. Рарновесие между ними опреде-
570
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
ляет горизонтальный участок графика Спад электросопротив-
ления на участке 3—4 обусловлен распадом твердого раствора,
влияние которого начинает превалировать при продолжитель-
ной выдержке над процессами образования так называемого
/(-состояния.
Для сплава, подвергнутого деформации, был исследован
температурный интервал старения от 400 до 800° С Было выяв-
лено, что максимальное упрочнение сплава Н41XТА достигается
относительное изменение элек-
тросопротивления закаленного
сплава H41XTA
1 — нагрев. 2 —охлаждение
Рис. 396 Влияние изотермической выдержки при
575° С на относительное изменение электросопро-
тивления закаленного сплава H41XTA
исследуемый интервал времени отпуска был сужен: старение
деформированного сплава Н41ХТА проводили только в течение
0,5 и 5 ч.
В исходном состоянии проволочные образцы сплава Н41ХТА
имели диаметр 0,324 мм. Их подвергали закалке с 900, 950, 1000
и 1050° С с охлаждением в воде1. Деформацию осуществляли
волочением через победитовые и алмазные фильеры. Деформа-
цию на 8% проводили волочением за один проход, на 14% —
за два прохода, а на 80% — многократным волочением.
’ Во всех случаях проволочные образцы элинварных сплавов подвергали нагреву
в ампулах с атмосферой водорода, получаемого при термическом разложении гидрида
титана
ТМО ЭЛИНВАРНЫХ СПЛАВОВ
571
На рис. 397 представлены результаты измерения удельного
электросопротивления сплава Н41ХТА, деформированного
после закалки на 8% и подвергнутого старению в течение
30 мин Ход кривых зависимости удельного электросопротивле-
Рнс 397 Влияние темпера-
туры старения (выдержка
0,5 «) на изменение! удель-
ного электросопротивления
(а), твердости (о), предела
прочности (в) сплава
НИХ ТА, деформированного
после закалки на 8%
Температура старения‘С
ния от температуры старения подобен ходу аналогичных кри-
вых для недеформированного сплава Н41ХТА и характерен для
сплавов, претерпевающих старение Однако начало подъема
кривой и максимум ее сдвинуты примерно на 100° С в сторону
более высоких температур по сравнению с недеформированпым
состоянием, что свидетельствует о некотором затормаживании
572
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
процесса старения Кроме того, твердость и предел прочности
образцов сплава Н41ХТА, деформированных на 8%, при от-
пуске в течение 0,5 ч в интервале температур 400—800° С,
как это видно из рис 393, изменяются весьма незначительно —
твердость примерно на 70 НУ, а предел прочности на 7—
кГ/мм2. Замедление процессов старения при некоторых сте-
пенях деформации было отмечено и в работах 177, 78] В ука-
занных работах это замедление связывают с подавлением вы-
деления метастабильных фаз и стимулированием выделения
стабильных [77] или с частичным выделением упрочняющей
фазы при наклепе и растворением ее в процессе старения [78]
Учитывая когерентный характер связи между фазой и матрицей
в исследованном сплаве, для изучаемого случая более реаль-
ным является последнее предположение [78].
Из рассмотрения результатов измерения удельного электро-
сопротивления образцов, состаренных после деформации с обжа-
тием 8% в течение 5 ч, видно, что кривые зависимости твер-
дости и предела прочности от температуры старения имеют
отчетливые пики при 650° С, свидетельствующие об интенсивном
протекании процесса дисперсионного твердения (рис 398, б, в)
Изменение удельного электросопротивления сплава Н41ХТА,
деформированного на 14% от температуры отпуска при вы-
держке 30 мин, имеет тот же характер, что и в случае деформа-
ции на 8%. Увеличение продолжительности старения до 5 ч выз-
вало смещение начала распада твердого раствора к 600° С
Как и при деформации 8%, процесс дисперсионного твер-
дения заторможен при отпуске в течение 0,5 ч и заметно раз-
вивается при выдержке в течение 5 ч. Деформация па 80%
(рис 399) не оказывает существенного влияния на процесс ста-
рения сплава Н41ХТА. Пик старения лежит при температуре
625° С Максимальное значение твердости достигает 450 НУ,
предел прочности равен 150 кПмм2. Эти характеристики
близки между собой при старении в течение 0,5; 5 и даже 50 ч
Следует отметить, что сама по себе деформация вносит не
очень большой вклад в упрочнение сплава Н41ХТА. При де-
формации 8 и 14% предел прочности и твердость сплава не из-
меняются по сравнению с закаленным состоянием Деформи-
рование на 80% повышает предел прочности на 7—10 кПмм2
и твердость на 100 НУ. При температуре старения, соответ-
ствующей максимальному упрочнению, эта разница несколько
увеличивается только для сплава, деформированного на
80%, и составляет для предела прочности 30 кПмм2 и для
твердости около 200 НУ. Деформация изменяет главным
образом кинетику протекания процесса старения в сплаве
Н41ХТА.
Рис 398 Влияние температуры старения (выдержка 5 ч) на изменение удельною
электросопротивления (а), предела прочности (б), твердости (в) сплава Н41ХТА, де-
формированного на 8% Обозначения кривых см на рис 397
Рнс 399 Зависимость твердости (а) и предела прочности (б) сплава H4IXTA. зака-
ленного с 950® С и деформированного на 80%, от температуры старения прн соотгст
ствующей выдержке
674
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
Старение сплава Н35ХМВА изучали в закаленном состоя-
нии, а также после небольшой деформации — 7 и 13% Для
этого проволоки сплава Н35ХМВА диаметром 0,298 мм нагре-
вали на 900, 950, 1000 и 1050° С и закаливали в воде Сплав
Н35ХМВА не претерпевает фазовых превращений, поэтому
охлаждение в воде только фиксировало распределение леги-
рующих элементов при соответствующей температуре нагрева
под закалку. Деформацию сплава
г,/ осуществляли по схеме волочения
900 950 1000 1050
Рис 400 Изменение параметра
решетки сплава Н35ХМЙА в за-
висимости от температуры за-
калки
/ — закалка, 2 —закалка + де-
формация 13%
Температура закалки‘0
Рис 401 Влияние температуры закалки
на положение точки Кюри сплава
Н35ХМВА
Структура сплава Н35ХМВА после закалки (как и после
других видов термической обработки) представляет собой твер-
дый раствор, имеющий г. ц к решетку с параметром аСр =
= 3,584 А, и карбиды типа (Сг, Fe, W, Мо)7С3 с тригональной
решеткой, имеющей а = 14 А; с = 4,48 A; da = 0,320.
Установлено, что по мере повышения температуры нагрева
под закалку карбидная фаза коагулирует и скапливается по
границам зерен. При закалке с 1000° С карбидная фаза со-
ставляет 14%, а при закалке с 1200° С — 12,4%. Повышение
периода решетки твердого раствора по мере повышения темпера-
туры закалки (рис. 400) также свидетельствует о большей
степени растворения карбидов.
Результаты определения температуры точки Кюри сплава
Н35ХМВА, закаленного с различных температур, представлены
на рис 401. В работе1 было установлено, что карбидный оса-
док сплава, по составу близкого к исследуемому, немагнитен
Это дало нам основание полагать, что изменения температуры
точки Кюри в зависимости от температуры закалки обус-
ловлено изменениями в составе твердого раствора вследст-
' в С Попов Автореферат диссертации Ленинград, 1952
ТМО ЭЛИНВАРНЫХ СПЛАВОВ
575
вне растворения большего количества карбидной фазы при
повышении температуры нагрева под закалку.
При отпуске закаленного сплава Н35ХМВА в интервале
температур 100—800е С в течение 0,5 и 5ч не было отмечено
заметного протекания процессов старения, твердость и предел
прочности остаются неизменными до температуры отпуска
600° С. Падение свойств в области температур 700 и 800° С
обусловлено укрупнением карбидов при столь высоких тем-
пературах нагрева. С повышением температуры отпуска про-
бд,кГ/ннг
р.няоп сн 100
101 г
Рис 402 Зависимость удельного электро- Рис 403 Изменения предела прочности
сопротивления сплава Н35ХМВА, дефор- сплава Н35ХМВА, деформированного
мироваяиого на 13%, от температуры ста- иа 13%, в зависимости от температуры
рения с выдержкой 0,5 ч (в) и 5 ч (б) старения с выдержкой 0,5 ч (а) и 5 ч (б)
исходит падение удельного электросопротивления, связанное
с коагуляцией карбидов. Иная картина наблюдается в случае
деформации сплава Н35ХМВА на 13%. Результаты измерения
удельного электросопротивления сплава (рис 402) указывают
на протекание в сплаве процесса старения Изданных рис 403 —
зависимости предела прочности от температуры отпуска за-
каленного и деформированного сплава Н35ХМВА, видно, что
в процессе старения сплав упрочняется Максимум прочности
достигается при 600е С, однако процесс протекает не интенсивно
При старении в течение 0,5 ч предел прочности повышается всего
на 6 кГ/мм2, а при старении в течение 5 ч — иа кГ/мм2
Общий уровень повышения предела прочности по сравнению
с педсформированным состоянием 5 кПмм2. Изменения свойств
коррелируются с результатами микроструктурного анализа
деформированного и состаренного сплава
Период решетки сплава Н35ХМВА, деформированного на
13%, незначительно отличается от недеформированного; резуль-
таты этих измерений представлены на рис. 400.
576
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
Малые степени деформации сплава Н35ХМВА не оказывают
влияния на температуру точки Кюри, лишь начиная с сбжатия
60%, температура точки Кюри возрастает (рис 404) График
построен по результатам определения точки Кюри сплава,
деформированного после закалки с 1050° С.
При изучении относительного изменения электросопротивле-
ния сплава Н35ХМВА, закаленного с 950° С при нагреве со
скоростью 200 град!ч (рис. 405), AR
обнаружен аномальный «излом» 1в07в
кривой при 375—500° С (на ветви 4<7Г
нагрева) и при 520—400° С (на вет- Л?
ви охлаждения), обусловленный 35- 9
возникновением и разрушением / /
К-состояния — установлением и J0. кт
разрушением локального дальнего } т Y
или расширенного ближнего по- 'V л
рядка, вызывающего увеличение 25 ~ / Г
электросопротивления Т
Результаты определения пре- го - 2^9
дела упругости1 закаленного j
50 200 Ь00 600 800 ГС
Ю 20 30 1.0 50 60 70 Л.%
Рис 404 Влияние степени деформации на
температуру точки Кюри сплава Н35ХВМА,
закаленного с 1050° С
Рис 405 Изменение относи-
тельного электросопротивления
закаленного с 950° С сплава
Н35ХМВА при нагреве
1 — нагрев, 2 — охлаждение
сплава Н41ХТА и состаренного при 600, 650, 700 и 800° С
в течение 0,5 и 5ч, представлены на рис. 406 Наблюдается
некоторое повышение тупр в результате увеличения выдержки
в процессе старения при 600° С Старение при 700° С вызывает
значительный подъем тупр (до 80 кГ/мм2), причем более рез-
кий при выдержке в течение 30 мин В результате старения при
800° С предел упругости снижается Следовательно, характер
изменения предела упругости закаленного сплава Н41ХТА
в целом аналогичен характеру изменений предела прочности
и твердости Однако имеются и некоторые различия Во-первых,
максимум на кривой при 700° С наблюдается при старении
в течение 0,5 ч, а также в течение 5 ч (на графике зависимости
1 Проведенные на специальной аппаратуре по схеме кручения проволочных образцов
ТМО ЭЛИНВАРНЫХ СПЛАВОВ
Я77
предела прочности от температуры старения при выдержке u ie-
чсние 30 мин он расположен при 800° С); во-вторых, увеличе-
ние выдержки при 700° С вызывает снижение предела упру-
гости, в то время как прочность и твердость несколько воз-
растают
Деформирование сплава Н41ХТА на 8% не вносит практи-
чески изменений в ход кривых зависимости предела упругости
от режимов старения (рис. 407) по сравнению с недеформирован-
ным состоянием
Рис 406 Изменение предела
^octh закаленного спла-
41XTA в зависимости
от режимов старения
Рис 407 Изменение предела
упругости закаленного спла
ва Н41ХТА в зависимости
от режимов старения. Дефор-
мация до старения 8%
В случае деформации сплава на 80% характер кривых зави-
симости предела упругости от температуры старения остается
таким же (рис 408). Однако прирост предела упругости при
изменении температуры старения от 600 до 700° С не столь зна-
чителен и составляет всего 10—15 кПмм2, в то время как
в сплаве, деформированном на 8%, 40—45 кПмм*. Предел
упругости сплава Н41ХТА, деформированного на 80%, после
старения вблизи максимума упрочнения за счет дисперсионного
твердения достигает ИОкГАюи2. В данном случае отчетливо
сказывается упрочняющее влияние наклепа, что проявляется
в столь высоком сопротивлении малым пластическим деформа-
циям.
Изменение предела упругости сплава Н41ХТА, деформиро-
ванного на 14%, в зависимости от температуры старения носит
совсем иной характер (рис. 409) На кривых отсутствует мак-
симум, предел упругости продолжает возрастать и в результате
старения 800° (хотя прочность и твердость снижаются), причем
увеличение выдержки до 5 ч вызывает дальнейшее повышение
предела упругости. На микрофотографиях (рис. 410) и электрон-
37 Бернштейн
578
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
ных фотографиях (рис. 411) видно, что при таком сочетании
пластической и термической обработок в сплаве Н41ХТА
развиваются процессы полигонизации.
Применение схемы двойной ТМО. закалка — деформация—
закалка—старение приводит к частичной аннигиляции дисло-
каций и к процессу образования полигональной структуры уже
в процессе нагрева под вторую закалку, если последний нагрев
осуществляется с достаточной скоростью, предотвращающей
развитие собирательной рекристаллизации В этом случае за-
ключительному старению под-
вергаются сплавы с заранее соз-
Рис 408 Изменение предела
упругости закаленного сплава
H41XTA в зависимости от ре-
жимов старения Деформация
до старения 80%
tО0005• 1
100 г
й0\---------1--------»
боо 700 t;c
Рис 409 Изменение предела
упругости закаленного спла-
ва H4IXTA в зависимости
от режимов старен ия Дефор-
мация до старения 14%
данной полигональной структурой, что создает повышенную
микронеоднородность и усиливает блокировку дислокаций.
Двойная ТМО позволяет получить на сплаве Н41ХТА очень
высокие значения предела упругости (рис 412) (обработка по
оптимальному режиму закалка—деформация 14% —закалка
с быстрым нагревом — старение 800° С, 5 ч). Величина предела
упругости составляет 105 кПмм,2, что очень близко к пределу
упругости сплава, деформированного па 80%.
Применение двойной ТМО позволило повысить предел упру-
гости и сплава Н35ХМВА (рис. 413). При деформации сплава
Н35ХМВА на 13% имеется подъем тупр, если старение прово-
дили при 650° С в течение 5 ч или при 700° С в течение 0,5 ч,
т е. в области пика дисперсионного твердения Результаты опре-
деления тУпр сплава Н35ХМВА, подвергнутого двойной ТМО
и состаренного при 800° С, показывают, что существуют зави-
симости, аналогичные тем, которые наблюдались для сплава
Н41ХТА.
Следует отметить также, что имеются значительные разли-
чия в диаграммах растяжения образцов сплава Н41ХТА,
подвергнутых закалке, или ТМО по схеме закалка—деформа-
Рис 410 Микроструктура сплава H4IXTA после закалки, деформации на 14%
и старения при 800е* С с выдержкой 0,5 ч (а) и 5 ч (б) X 1000
Рис 411 Электронные фотографии структуры сплава Н41ХТА после закалки,
деформации иа 14%. старения при 800е'С с выдержкой 0,5 ч (в) и 5 ч (б) Х4000
37*
t0,0005’ КГ/ММ*
Рис 412. Зависимость предела
упругости сплава Н41ХТА, под-
вергнутого двойной термомсха
нической обработке, от режимов
ООО’С
1050°С
J0 ЬО T.V
Рис. 413 Изменение предела упру
гости недеформированного (а) и де
формированного (б) сплава Н35ХМВА
в зависимости от режима обработки:
1, 2 - на 13%. 3. 4 - на 6% и
двойная ТМО
Рис. 414 Релаксационная стой
кость сплава Н41ХТА при
550° С. в зависимости от темпе-
ратуры закалки
б
Рис 415. Релаксационная стойкость сплапа Н41ХТА при
550° С в зависимости от температуры старения при вы
держке в течение 0,5 ч (а) и 5 ч (б) Закалка с 1050° С
ТМО ЭЛИНВАРНЫХ СПЛАВОВ
581
ция—старение, или по схеме двойной термомеханической обра-
ботки. При втором и особенно третьем варианте обработки
имеется очень крутой подъем кривой Вся прочность как бы
«выбирается» в упругой области и предел упругости при растя-
жении приближается к пределу прочности.
Сплавы Н41ХТА и Н35ХМВА испытывали на релаксацию
напряжений в состоянии после закалки и последующего ста-
рения, а также после ТМО.
Выдержка в течение 3000 ч при комнатной температуре и при-
нятом уровне напряжений (0,8 от тупр) оказалась недостаточной
для развития релаксационных процессов в обоих исследуемых
сплавах после всех исследованных режимов обработки.
Испытания закаленного сплава Н41ХТА при 550° С по-
казали, что релаксация напряжений зависит от температуры
закалки (рис. 414) Это обусловлено различием в размерах зерен
и степенью растворения упрочняющей фазы. Сплав, закален-
ный с 900° С, сохраняет некоторую гетерогенность и имеет зна-
чительно более мелкое зерно, чем сплав после закалки с 1050° С,
что обусловливает его большую релаксационную стойкость.
При исследовании ряда аустенитных сталей [80] установ-
лена зависимость сопротивления релаксации от насыщенности
твердого раствора количества и дисперсности упрочняющих
фаз В случае сплава Н41ХТА режим старения по-разному
влияет на релаксационную стойкость сплава, закаленного с 900
и 1050° С При закалке с 1050° С (рис 415) общий уровень
падения напряжения мало зависит от температуры предвари-
тельного старения.
В случае закалки с 900° С наблюдается зависимость, пока-
занная на рис 416 Наибольшей релаксационной стойкостью
обладает сплав, состаренный при 600° С. Поскольку при нагреве
под закалку на 900° С в структуре сохраняется большое коли-
чество второй фазы, о чем свидетельствуют данные измерения
удельного электросопротивления, начальный период процесса
старения облегчается, так как в сплаве имеется готовая «под-
кладка» второй фазы и выделения образуются сразу во всем
объеме, без преимущественного образования их по границам
зерен Это обеспечивает лучшие условия блокировки дисло-
каций и уменьшает релаксационное падение напряжений.
Дальнейшее повышение температуры (до 800 и даже до 700° С)
в таких условиях протекания процесса старения приводит
к значительному снижению релаксационной стойкости Влия-
ние продолжительности выдержки в процессе предварительного
старения на релаксационную стойкость незначительно.
При исследовании релаксационного поведения сплава
Н41ХТА, подвергнутого после закалки с 1000° С деформации
Рис 4 J6 То же, что на
рис 415, ио закалка
с 900° С а — выдержка
при старении 0,5 ч, 6 —
5 ч
Рис 417 Влияние старе
ния на релаксационную
стойкость закаленного и
деформированного на 8%
сплава Н41ХТА Темпе
ратура старения
I — 600. 2 — 700, 3 -
800° С, выдержка 0,5 ч
Рис 418 Влияние старения на
релаксационную стойкость за
каленного и деформированного
на 14% сплава Н41ХТА Тем-
пература старения
/ - 800 (0.5 и 5 ч). 2-700 (5 ч).
3 — 700 (0,5 ч) и 600е С (5 ч)
ТМО ЭЛИНВАРНЫХ СПЛАВОВ
583
на 8% и последующему старению при 600, 700 и 800° С в тече-
ние 0,5 ч (рис. 417), было обнаружено незначительное повышение
релаксационной стойкости по сравнению с недеформированным
сплавом Температура и продолжительность старения, так же
как в сплаве, подвергнутом старению сразу после закалки,
практически не влияют на релаксацию напряжений
Иная картина наблюдается при изучении сплава Н41ХТА,
деформированного после закалки, когда при старении обра-
зуется полигонизованная структура. При испытании на релак-
Рис 419 Влияние темпера-
туры старения на релакса
ционную стойкость сплава
Н35ХМВА, закаленного (а),
закаленного и деформиро-
ванного на 13% (б). выдерж-
ка при старении 5 ч Темпе-
ратура старения
/ — 700, 2 — 800, 3 — 600,
700, 800° С
сацию напряжений после этой обработки было повышено на-
чальное напряжение, которое при принятой постоянной кон-
станте 0,8 от тупр составило 93 кПмм*. Из данных, представ-
ленных на рис. 418, видно, что сопротивление релаксации су-
щественно повышено Старение при 800° С в течение 30 и 300 мин
создает в сплаве настолько устойчивую дислокационную кон-
фигурацию, препятствующую развитию сдвиговых процессов,
что при принятом начальном напряжении и температуре 550° С
релаксация напряжений вообще не наблюдается
Исследование релаксации напряжений в сплаве Н35ХМВА
также проводили при начальном напряжении, равном 0,8
от тупр, что составило 48 «ГЛилт2. Были испытаны образцы,
подвергнутые закалке и старению при 600, 700 и 800° С в тече-
ние 5 ч, а также закалке, деформации на 13% и последующему
старению по приведенным режимам Судя по данным, представ-
ленным на рис. 419, сплав Н35ХМВА обладает значительной
релаксационной стойкостью Падение напряжения весьма не-
значительно и составляет всего 2%.
Таким образом, установлено следующее: даже небольшая
деформация (13%) способствует развитию в сплаве Н35ХМВА
процесса дисперсионного твердения, отсутствующего в случае
закалки без предварительного наклепа.
584
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
При ТМО сплавов Н41ХТА по схеме закалка—деформация
14% — старение при 800° С с выдержкой 0,5 и 5 ч развивается
структура полигонизации, обеспечивающая существенное по-
вышение сопротивления материала малым пластическим де-
формациям.
Применение двойной ТМО по схеме закалка—деформация
14% —закалка с быстрым нагревом — старение 800° С с вы-
держкой 5 ч дает возможность получить на сплаве Н41ХТА
высокий предел упругости, равный 105 кПнм*. Это имеет особое
значение для изделий сложной конфигурации, при изготовле-
нии которых невозможна деформация с большими степенями
обжатия. Повышение предела упругости до 80 к,Пмм? для
сплава Н35ХМВА возможно только в результате двойной ТМО
При испытании на релаксацию напряжений (при комнатной
температуре и при 550° С) сплавов Н41ХТА и Н35ХМВА в за-
каленном состоянии и после ТМО установлено, что исследо-
ванные сплавы обладают высокой релаксационной стойкостью,
особенно после термомеханической обработки.
ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА
СТАЛИ ТИПА 15-35-3
В работе совместно с В. Штойдтеном был исследован металл
промышленной плавки ХН35ВТ (ЭИ612) и серии опытных
сталей, химический состав которых приведен в табл. 83; со-
держание хрома в ряде плавок было доведено до 20% и, кроме
того, проводили дополнительное легирование молибденом (2, 4
и 6%)
ТАБЛИЦА 83 ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ, %, ИССЛЕДОВАННЫХ
СПЛАВОВ ТИПА 15-35
№ п/п Условное обозначение стали С Si Мп Сг N1 W Мо Т1
1 X15H35B3T (стандарт- ный сплав — две плав- ки) 0,05 0,05 0,45 0,22 1,54 1,48 15,8 14,8 38,23 35,2 3,10 2,92 0,13 1,39 1,58
2 X20H35B3T 0,05 0,25 1,60 19,5 35,2 2,79 - 1,82
3 X20H35B3M2T 0,05 0,22 1,45 19,6 35,4 2,94 2,2 1,83
4 X20H35B3M4T X20H35B3M4T — по- вторная опытная плав ка 0,05 0,04 0,24 0,51 1,45 0.6 19,8 20,4 35,4 35,28 2,90 3,78 4,13 3,64 1,76 0,97
5 Х20Н35ВМ6Т 0,045 0,13 1.47 19,6 35,4 2,95 5,83 2,00
ТМО СТАЛИ ТИПА 15-35-3
585
Сплав ХН35ВТ закаливали в воде после выдержки в те-
чение 1,5 ч при 1100° С Для сплавов с дополнительным леги-
рованием температура закалки составляла 1180° С.
Старение дополнительно легированных сплавов проводили
по двум режимам: одинарное при температуре 760° С с выдерж-
кой 25 ч и двойное старение при 850° С с выдержкой 10 ч и при
730° С с выдержкой 40 ч. Эти температуры старения несколько
выше приведенных в справочной литературе [9] Обычно тем-
пература эксплуатации составляет 650° С. В данной работе
почти все исследования проводили при 700° С, так как была
поставлена цель повысить жаропрочность стали для современ-
ных стационарных газовых турбин; поэтому были соответственно
назначены и более высокие температуры старения. Стандартный
режим старения в случае сравнения с состоянием после ТМО
состоял из нагрева до 760° С с выдержкой 25 ч при этой темпе-
ратуре.
ТМО по схеме закалка—наклеп—старение проводили с ис-
пользованием в качестве метода деформации холодного и теп-
лого волочения, а также холодной и теплой прокатки Степени
деформации при наклепе составляли 5, 25, 50 и 75% (по лога-
рифмической формуле).
Изменение механических свойств сплава ХН35ВТ в резуль-
тате ТМО (по сравнению со свойствами после стандартной обра-
ботки — площадки на ординатах) показано на рис 420
Предел прочности в результате ТМО с применением холод-
ного волочения и старения при 750° С в течение 25 ч незначи-
тельно повышается Такое же изменение предела прочности
наблюдается после ТМО с применением пластической деформа-
ции волочением при 600° С (теплым волочением), а также хо-
лодной прокаткой и прокаткой при 600° С (теплой прокаткой)
и последующего старения при 760° С с выдержкой 25 ч Более
значительное изменение предела прочности наблюдается при
ТМО по режиму закалка — теплая деформация — последую-
щее длительное старение в течение 100 ч при температуре, при
которой проводили деформацию (600° С). Теплое волочение со
степенью обжатия 50% повышает предел прочности по сравне-
нию со стандартной обработкой на 22 кПмм2, т е составляет
119 кПмм2 (рис. 420, в) Теплая прокатка со степенями обжа-
тия 25 и 50% с последеформационным старением при 600° С
в течение 100 ч приводит к повышению предела прочности на 10
и 22 кПмм,2 соответственно по сравнению со стандартной обра-
боткой (рис. 420, а).
Влияние ТМО сильнее сказывается на изменении предела
текучести сплава ХН35ВТ. При обжатии на 50% предел те-
кучести составляет 38кПммг, что на 23 кГ/мм2 превышает
586
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
Рис 420 Механические свойства сплава XH35BT после закалки с 1100° С, наклепа,
и старения по режимам
Рисунок Обработка Температура старения. °C Продолжитель ность старения, ч
а Холодное волочение 700 25
б Теплое волочение (при 600° С) 760 25
в » » ( » 600° С) 600 100
г Холодная прокатка 760 25
д Теплая прокатка 760 25
е » » (при 600° С) 600 100
значение предела текучести в состоянии после стандартной тер-
мической обработки Аналогично меняется предел текучести
после ТМО с деформацией теплым волочением, холодной про-
каткой или теплой прокаткой на разные степени обжатия,
и заключительного старения при 760° С в течение 25 ч. Наибо-
ТМО СТАЛИ ТИПА 15-35-3
587
лее сильно повышается предел текучести при ТМО с примене-
нием теплой пластической деформации при 600° С и последую-
щим старением при этой же температуре в течение 100 ч. При
степени деформации 50% повышение предела текучести со-
ставляет 45 кГ/мм2, или почти 70% по сравнению с состоянием
после обычной термической обработки. Отмечается также по-
вышение отношения при обычной термической обработке
= 0,67, при ТМО с холодным волочением (X = 50%)
Рис 421 Ударная вяз
кость сплава ХН35ВТ
после закалки с 1100° С,
деформирования и заклю-
чительного старения при
760° С в течение 25 ч (а)
или при 600° С в течение
100 ч (б)
I — холодная прокатка,
2—теплая прокатка при
600° С. 3—теплое воло-
чение при 600° С
= 0,82, а при ТМО с теплым волочением (X = 50%) и ста-
ав
рением при 600° С в течение 100 ч = 0,93.
Поперечное сужение при всех принятых режимах ТМО
выше предельного значения сужения (35%) после обычной тер-
мической обработки или равно ему Следует отметить повышен-
ную пластичность сплава ХН35ВТ, получаемую в результате
ТМО с применением теплой пластической деформации при 600° С
и последующего продолжительного старения при этой же тем-
пературе в течение 100 ч (рис. 420, в, е). Таким образом, при
некоторых режимах ТМО можно получить значения сужения
и удлинения, намного превышающие нормы технических ус-
ловий.
Данные о влиянии ТМО на изменение ударной вязкости
сплава ХН35ВТ представлены на рис. 421. В результате раз-
личных вариантов ТМО ударная вязкость колеблется в преде-
лах от 13 до S кГ-м/см\ Только ТМО с применением теплой
прокатки и старения при 600° С в течение 100 ч приводит
к снижению ударной вязкости до 6,6 кГ-м/см2. С возраста-
нием степени обжатия при ТМО наблюдается тенденция к не-
которому снижению ударной вязкости, однако вообще сопро-
тивление динамическим нагрузкам остается на достаточно вы-
соком уровне.
588
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
При сравнении кривых длительной прочности (рис. 422)
обнаруживается тенденция к ее снижению при 700° С при уве-
личивающейся степени деформации в процессе ТМО Кривые
на рис. 422 представляют собой средние значения по разным
видам деформации при одной и той же степени обжатия. До-
пустимость такого обобщения вытекает из того, что разли-
чия в длительной прочности при разных видах деформации
(холодная и теплая прокатка, холодное и теплое волочение)
меньше, чем различия в значении времени до разрушения при
разных степенях деформации.
6, кГ/мнг
Ю 100 г ч
Рис 422 Длительная прочность сплава ХН35ВТ после закалки
с 1100° С и старения при 760“ С в течение 25 ч (/). после ТМО
с оЗжатием 5 (2). 25 (3) и 5)% (4) Температура испытания 700“ С
Наибольшее повышение длительной прочности при темпера-
туре испытаний 700° С и при больших напряжениях (25,
30 к/7 жж2) наблюдается на образцах, обработанных по режиму
закалка 4- теплое волочение при 600° С со степенью обжатия
5% 4- старение при 760° С в течение 25 ч Применение более
высоких степеней деформации при ТМО приводит к снижению
длительной прочности при 700° С по сравнению с термической
обработкой, причём тем большее, чем выше напряжение
Такая закономерность изменения жаропрочности свидетель-
ствует о том, что достигаемое в результате ТМО с теплой де-
формацией повышение свойств обусловлено структурными из-
менениями типа полигонизации Измерения электросопротив-
ления подтвердили образование весьма стабильной субструк-
туры в результате ТМО с теплой деформацией.
При исследовании серии опытных сплавов было установлено,
что увеличение содержания хрома с 15 (стандартный сплав
ХН35ВТ) до 20% повышает прочность, почти не изменяя пла-
стичности. При дополнительном легировании опытных сплавов
молибденом в количестве 2; 4 или 6% прочность при комнат-
ной и высоких температурах значительно возрастает, однако
пластичность и ударная вязкость снижаются. В результате
изучения влияния режима старения опытных сплавов установ-
лено, что при двойном старении (850° С, 10 ч + 730° С, 40 ч) па-
раметр решетки достигает наименьшего значения, что опреде-
ляет наиболее полное выделение второй фазы.
ТМО СТАЛИ шил 1Л »л 1
589
Влияние IMO с применением пласчической деформации
холодным волочением па механические свойства опытных спла-
вов показано на рис. 423 и 424
При ТМО с деформацией 50% предел текучести сплавов 1
и 2 (см обозначения в табл 83) значительно повышается, он
вырастает в два раза по сравнению с обычной термической обра-
боткой Можно полагать, что несколько пониженные прочност-
ные показатели сплавов 1 и 2 при ТМО с деформацией 75%
связаны с начальными стадиями рекристаллизации обработки
в процессе нагрева под старение (760° С, в течение 25 ч) в неко-
торых наиболее напряженных объемах сплавов Пластичность
сплавов 1 и 2 при ТМО с деформацией 75% несколько выше
пластичности при ТМО с деформацией 50%, что подтверждает
такое объяснение. Предел текучести сплавов 3, 4 и 5 при ТМО
с деформацией 50% увеличивается в большей степени, чем
предел прочности. Для сплава 3 предел текучести повышается
до 81,6кПмм*, т. е на 65%, а для сплава 5 до 91,6 я/7ami2,
т. с на 25%. Таким образом, отношение сильно повышается
при ТМО исследованных сплавов Пластичность сплавов после
ТМО с применением холодного наклепа несколько понижается.
Предел прочности сплавов 1 и 2 при 700° С на 30—35% выше,
чем при комнатной температуре Предел текучести этих сплавов
меньше снижается, и поэтому соотношение — становится ближе
к единице, что вообще является характерным для испытания
механических свойств сплавов в упрочненном состоянии при
повышенных температурах. При ТМО с наклепом 75% проч-
ность снижается сильнее в испытаниях при 700° С, чем при
20° С. Для сплавов, содержащих молибден (3, 4 и 5), наблю-
дается аналогичное изменение прочностных свойств при 700° С.
Повышение прочности в результате ТМО с обжатием 50 и 75%
по сравнению с обычной термической обработкой несколько
слабее при 700° С, чем при комнатной температуре, однако,
например, предел текучести сплавов 3, 4 и 5 при 700° С зна-
чительно повышается (в среднем почти на 45%) при ТМО с на-
клепом 50% по сравнению с состоянием после обычной терми-
ческой обработки.
Пластичность исследованных сплавов после ТМО при тем-
пературе испытания 700° С мало изменяется по сравнению
с обычной термической обработкой.
Применение ТМО с деформацией прокаткой при 600° С со
степенью деформации 50% приводит к дальнейшему повыше-
нию механических свойств исследованных сплавов 2, 3 и 5
(рис. 425); разновидность обработки с длительным старением
и
и
б
60 л, %
Рис 423 Механические свойства опытных сплавов после ТМО (за-
калка с 1180е С, холодное волочение и старение при 760° С в тече-
ние 25 ч) Температура испытания 20° С (а) и 700° С (б)-
1 — сплав X15H35B3T, 2 — сплав X20H35B3T
Рис 424 Механические свойства опытных сплавов после ТМО (за-
калка с 1180° С, холодное волочение и старение при 760° С в течение
25 «) Температура испытания 20 (л) н 700е С (б)*
1 — X20H35B3M2T, 2 - X20H35B3M4T, 3 - X20H35B3M6T
592
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
при 600° С в течение 100 ч дает наилучшие результаты Значи-
тельно возрастает предел текучести, на 25—30% превышающий
его значения после обработки по другим режимам ТМО, со-
отношение —- достигает значения 0,9 Для сплава 5 предел
текучести после обработки по этому режиму достигает 1 \ЗкГ/мм*
при значении предела прочности 127 кПмм?
Рис 425 Пределы прочности и текучести (а), а также относительное удлинение
и сужение (б) опытных сплавов после закалки с 1180“ С
1 — старение при 760“ С в течение 25 ч, И — холодное волочение 50% и ста-
рение при 760® С в течение 25 ч, III — теплая прокатка при 600“ С иа 50% и
старение при 760“ С в течение 25 «, IV — теплая прокатка на 50% н старение
при 600“ С в течение 100 ч
Особенно выгодно отличаются характеристики пластичности
при ТМО с теплым наклепом на 50% и последующим старением
при 600° С в течение 100 ч Поперечное сужение для исследо-
ванных сплавов 2, 3 и 5 (см. рис 425, 6) достигает значения
50—55%; удлинение для сплава 5 также выше, чем после обыч-
ной термической обработки или ТМО с холодной деформацией
Термическая обработка с холодной деформацией 5% при-
водит к повышению длительной прочности сплавов 2, 3 и 5
при напряжениях 30 и 25 кПмм* (рис 426)
ТМО сплава 4 определяет удлинение срока службы при
напряжении 20 кПмм2 и температуре 700° С с 1550 ч (обычная
термическая обработка) до 5400 ч после ТМО с пластической
деформацией холодным волочением на степень обжатия 50%
На сплавах 2, 3, 4 и 5 было исследовано влияние ТМО с при-
менением теплого наклепа прокаткой на 50% с последующим
старением при 760° С в течение 25 ч Из сравнения длительной
ТМО СТАЛИ ТИПА 1S-35-3
593
прочности, полученной по другим режимам ТМО, следует, что
данный режим позволяет получить наилучшие результаты по
увеличению срока службы при напряжениях 30 и 25 кПмм?
Рис 426 Длительная прочность сплавов X20H35B3T (а),
X20H35B3M2T (б), X20H35B3M4T (в), Х2035ВЗМ6Т (г) после за-
калки с 1180° С
/ — старение 760° С, 25 ч, 2—холодное волочение, Х= 5%, и ста-
рение при 760° С, 25 ч. 3 — холодное волочение, X = 50%, и ста-
рение при 760° С, 25 ч, 4 — теплая прокатка при 600° С, X — 50%,
и старение при 760° С, 25 ч
Время до разрушения по этому режиму ТМО при напряжении
25 кПмм2 на 60—100% превышает результаты по другим режи-
мам обработки.
Если считать, что приближенную экстраполяцию до предела
длительной прочности Оюооо можно проводить для тех сплавов
и режимов обработки, для которых_имеются результаты ис-
38 Бернштейн
594
ТМО АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
пытаний при напряжении 20кПммг, то следует, что достигается
увеличение предела длительной прочности (о{оооо) почти на 20%.
Испытания на ползучесть при 650 и 700° С проведены на
сплаве 4 (X20H35B3M4T) при напряжении 15 кПмм? Ре-
зультаты испытаний образцов после закалки с 1100° С и ста-
рения при 760° С в течение 25 ч (кривая /) или ТМО с теплой
Рис 427. Кривые ползучести сплава X20H35B3M4T при t — 700° С, <7=15 кГ/ммг
I — закалка с 1100° С, старение при 700° С в течение 25 ч, 2 — закалка с 1100° С,
теплая прокатка при 600° С на 50%, старение при 760° С в течение 25 «
прокаткой (50%) и старения при 760° С в течение 25 ч (кривая 2)
представлены на рис 427.
В сплаве 4 данной плавки наблюдалась повышенная пластич-
ность по сравнению с металлом другой плавки, использованной
в остальных экспериментах Поэтому может показаться, что
абсолютные значения скорости ползучести несколько завы-
шены, в частности для состояния после обычной термической
обработки. Однако для оценки влияния ТМО это обстоятельство
не имеет существенного значения. При температуре испытания
700° С ТМО снижает скорость ползучести примерно в 50 раз
по сравнению с обычной термической обработкой.
ЛИТЕРАТУРА
595
ЛИТЕРАТУРА
I . Келлн А, Никл сон Р Дисперсионное твердение Изд-во «Металлургия»,
1965.
2 Leslie W. С., Fisher R М, Sen N Acta Metallurgies. 1959, v 7, р 632.
3 Hall KF.McLeanD Exeter Conference of the Institute of Physics. Elek-
tron Microscopy Group , 1959
4 . Hall K- F , McLean D. Nottingham Conference of the Institute of Physics,
Electron Microscopy Group , 1961.
5 Hall K. F, Me Lean D. Nature, 1964. v. 201, p. 201
6 Hull D, Mogford S L Phil Mag , 1961, v 8. N 6. p 535.
7 Hornbogen E J Appl. Phys, 1961, N 32, p 135
8 Hornbogen E Z Metallkunde, 1961. N 52. S 47
9 Михайлов-Михеев II Б Справочник по металлическим материалам
турбино- и котлосгроения Машгиз, 1961
10 М i h а 1 1 s i n J. R.. Decker R F. Trans. A1ME, 1960. v 218, p 507.
11 Merrick H F, Nick Ison R В Fifth International Congress for Electron
Microscopy, Academic Press, 1962, v. 1, K-8
12 Hanson D, Sandford E. J. Trans. AIME, 1937. v. 133, p 55
13 Crussard C Comptes Rendus de I’Acad Sciens . 1944, v. 219, p. 218
14 Bennek H, В a n d e I G Stahl und Eisen, 1943, H 37, S 673.
15 Акимов Г В . Минц Ц. Л. Изв АН СССР, ОТН, 1945, № 7-8, с 657
16 Гуляев А П. Сталь, 1947, № 10, с 928
17 Борздыка А. М. ДАН СССР, 1948, т 63, № 3, с. 265.
18 Б ор зды ка А М Изв АН СССР. ОТН, 1949, № 6, с 900.
19 Л и в ш и ц Б Г. н др Труды секции металловедения НТО Машпром. Машгнз,
1958, № 1. с 140
20 Thomas Н Z Metallkunde, 1950, Н 6, S 41.
21 Курдюмов Г В, Травина Н Т Веб. «Проблемы металловедения
и фишки металлов», Металлургиздат, 1955, вып 4, с. 402.
22 Багаряцкий ГО А, Тяпкин Ю Д ДАН СССР. 1956, т 108, W> 3,
с. 451
23 Van Aswegen J. S T, Honeycomb R W К . WarringtonD H.
Acta Metallurgies, 1964, v 12, N 1, p. 38
24 Соколков E H, Садовский В Д ФММ, 1965, т 19, вып. 2, с. 226
25 Садовский В Д , Соколков Е Н, Лозинский М.Г., Пе-
трова С Н Тезисы XIV Всесоюзной конференции по жаропрочным сплавам
Институт металлургии им. Байкова, 1960
26 Лозинский М Г Строение и свойства металлов и сплавов при высоких
температурах Металлургиздат, 1965
27 . Садовский В Д, Малышев К А, Соколков Е. Н. и др Веб
«Исследования по жаропрочным сплавам». Изд АН СССР. 1956, т II, с 76.
28 Лозинский М Г и др ФММ, 1962, т. 13, вып 1. с 127.
29 Каган Д Я, Колчинскнй В И Металловедение и термическая обра-
ботка металлов, 1959, № 8, с 52
30 Каган Д Я Металловедение и термическая обработка металлов, 1962, № 1,
с. 40.
31 СахинС. И., СоколовОГ.ПодурецСМ Веб «Металловедение»,
Судпромгиз, 1961, № 5, с. 96
32 Соколков Е Н, Гайдуков М Г, Петрова С Н ФММ. 1965,
т. 19. вып I, с 101
33 Бернштейн М Л Стали и сплавы для работы при высоких температурах
Металлургиздат. 1956
34 Бернштейн М Л Труды секции металловедения НТО Машпром Машгиз,
1958. № I, с 230.
35 Каган Д Я Металловедение и термическая обработка металлов. 1964, 1,
с. 27
36 . К а г а и Д Я. Бернштейн М Л Металловедение и термическая обра-
ботка металлов, 1963, № 5, с 40
37 Бокштсйн С 3. Кишкин С Т. и др Металловедение и термическая
обработка металлов, 1966. № 1, с 2
38 Смирнов М А, Штейнберг М. М, Соколков Е Н Изв вузов
Черная металлургия, 1964. № 12. с. 112
39 Сахии С И, Соколов О. Г Металловедение н термическая обработка
металлов, 1963, .Vs 5, с 45
40 Сахнн С. И, Соколов О Г Металловедение и термическая обработка
металлов, 1962, № 1, с. 14
41 Алферова Н. С, Чепурко М И, Сазонова А А, Сталь, 1952,
№ 12 с. 1106.
42 . Трунин И И Сб трудов ЦНИИТМАШ Машгиз. 1959. кн 93, с. 99.
43 Сазонова II Д Металловедение и термическая обработка металлов, 1958,
№ 9. с 46
44 Guff F. В , Grant N I. Journal of the Iron and Steel Institute, 1957. v 186.
N 6. p. 83.
38*
596
ЛИТЕРАТУРА
45
46
47
48
49
50
51
52
53
54
55
56
57
58
59
60
61
62
63
64
65
66
67
68
69
70
71
72
73
74
75
76
77
78
79
80
81
82
83
84
85
86
87.
88
Станюкович А. В Металловедение и термическая обработка металлов.
1960. № 7. с 7
Коффин Л Ф Веб «Жаропрочные сплавы при изменяющихся температурах
и напряжениях» Госэнергоиздат, 1960. с 188
Кишкин С Т. Сулима А М, Строганов В П ТруДы МАИ.
1956, вып 71. с 46
Просвирин В И. Веб трудов ЦНИИТМАШ «Вопросы металловедения
аустенитных сталей», Машгиз. 1952
Кларк К- Жаропрочные сплавы. Металлургиздат 1957
Davies Р W, Richards J D. Wilshire В Metal'urgia, 1963,
N 410. р 68
Рахштадт А Г. Пружинные сплавы Изд-во «Метачлургия», 1965.
Пучков Б И, Рахштадт А Г., Рогельберг И Л ФММ. 1963,
т 16, вып 5, с 781.
Feltham Р Metal Treatment and Drop Forging, 1961, v 28, N 189, p. 54
Смирнова А В Металловедение и термическая обработка металлов, 1963,
Л» 11, с 4
Бородкина М М, Сол ьц В А. Текстура деформации немагнитных
пружинных сплавов Изд ЦИИН ЧМ, 1963, серия II, инф 12
Скаков Ю А, Уманский Я- С Изв вузов Черная металлургия.
I960, № 5, с 150
Приданцев М В.. Назаров Е Г Металловедение и термическая
обработка металлов, 1963, № 11, с 52
Бериштейи М Л. Эсту л ин Г В, Гуменный Л К Вестник
инженеров и техников, 1948. № 8, с 23
Бернштейн М Л, Чижов В Г Кузнечно-штамповочное производство,
1965, № 5. е 6
Горелик С С Рекристаллизация металлов и сплавов Изд во «Металлургия».
1967
Бернштейн М Л, Трубецкова Р. И Сб трудов МИС, вып 38,
1958, с 495
Сб «Исследование жаропрочной стали типа ЭИ69» (ЦНИИТМАШ) Машгиз, 1947
Справочник «Машиностроительные материалы» Машгиз 1958, т 1
Бернштейн М Л, Эстулин Г В Труды ВНИТОМ, Металлургиздат
1954, т II, с 163
Сб «Вопросы металловедения аустенитной стали» (ЦНИИТМАШ) Машгиз, 1952
Бернштейн М Л. Сутина Н А., Эстулин Г В Веб «Жаро-
прочность стали и сплавы» Оборонгнз, 1952, с 47
Acta Mclallurgica, 1961, v 9. р 928
Буйнов Н Н., Захарова Р Р Распад металлических пересыщенных
твердых растворов Изд-во «Металлургия», 1964
V at а п a be a Coda J Japan Inst Met . 1956, v 20, N 3, p 67
Калачев И Б, Талакин Н И Заводская лаборатория, 1959, вып.ХХУ,
As 11. с 1368
Селяво А Л Заводская лаборатория, i960, вып XXVI, Ks 2. с 203
Лонгинов М. Ф, Зверева В А Заводская лаборатория, 1961,
вып XXVII, № 5, с 559
Орлов Л Г. УсиковМ П, У те вс к и й Л М, Успехи физических
наук, 1962, т LXXVI. вып. 1, с 109
“-----bogen Е Z Metallkunde. 1965. В 56. Н 5, S 273
у A Progress in Metal Physic, 1963. v 10. N 3 p. 48.
। в a H Г В сб «Прецизионные сплавы» (ЦНИИЧМ) 1956, вып 15.
в и р и н В И Вестник машиностроения, 1953, Ns 1, с 42, № 2, с 67
I W . Wasserman G Metall, 1951. N 5
д ы к а А. М ДАН СССР, 1948. т 60. As 2, с 223
г И А Изв АН СССР. ОТН, 1948, № 10. с 1561
ряцкий Ю А, Тяпки к Ю Д ДАН СССР, 1958, т 122, № 5,
я п к и и 10 Д Кристаллография, 1957, т 2.
> н о в а А А Сталь, 1954, № 7, с 624
,. .. к „ .. ~ . . , . и к о в а Р Б. Веб «Обработка металлов давле-
нием» Металлургиздат, 1954, вып III, с 132
КишкниС Т, Клыпии А А, Сулима А М Металловедение и тер-
мическая обработка металлов, 1958, As 6, с 18.
Скаков Ю А, Меженный Ю Р ФММ, 1963, т 15. вып. 2, с 280
" " В сб «Прецизионные сплавы» (ЦНИИЧМ) 1959. вып 22.
и др Металловедение и термическая обработка металлов,
с 304
с 806
Ю А ,
№ 3, с 419
с. 104
1962, № 1, с J8