Прерывистое выделение фаз и сверхпластичность сплава 36НХТЮ тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

РГЙ ол

На правах рукописи

РАДАИШН Михаил Васильевич

ПРЕРЫВИСТОЕ ВЫДЕЛЕНИЕ ФАЗ И СВЕРХПЛАСТИЧНОСТЬ СПЛАВА 36НХТЮ

Специальность 01.04.07 - "Физика твердого тела"

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Томск 1997

Работа выполнена в Институте физики прочности и материаловедения СО РАН, Томском политехническом университете им. С.М.Кирова, Восточно-Казахстанском государственном университете

Научные руководители: доктор технических наук, профессор

Суховаров В.Ф. I

кандидат Физико-математических наук, доцент Строкатов Р.Д. |

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук

Афанасьев Н.И.

кандидат физико-математических наук Раточка И.В.

Ведущее предприятие: Сибирский физико-технический институт им. В.Д. Кузнецова при Томском государственном университете

Защита состоится "_"_1997г. в_час на заседании

диссертацинного совета Д 003.61,01 при Институте физики прочости и материаловедения СО РАН по адресу:

634021, г.Томск пр.Академический, 2/1.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ИФПМ СО РАН

Автореферат разослан"_"_1997 г.

Ученый секретарь диссертацинного совета^—^

доктор физико-математических наук С-Н. Кульков

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы. Использование эффекта сверхпластичности (СП) на практике позволяет не только интенсифицировать существующие технологические процессы, но и создает основу для разработки принципиально новых методов упрочнения и модификации различных конструкционных материалов. С этой точки зрения особый интерес представляют исследования сверхпластичности у сплавов, имеющих широкое применение в приборо- и машиностроении. Однако технологические трудности, встречающиеся при подготовке мелкозернистых структур, необходимых для реализации структурной сверхпластичности (ССП), выступают сдерживающим фактором при внедрении эффекта СП в реальное производство. Применяемые для этой цели способы предварительной обработки включают значительные пластические деформации и рекристаллизационный отжиг в двухфазной области. При этом, как правило, создаются условия для протекания комплексных непрерывных реакций и формирования структур микродуплексного типа, проявляющих высокие СП свойства. Другой тип комплексных реакций, таких как реакция рекристаллизации и прерывистого выделения фаз, для этой цели практически не используется, хотя с их помощью можно легко приготовить ультрадисперсные структуры с размером ячеек, близким к величине зерна в СП сплавах. Отсутствие данных о закономерностях влияния внутреннего строения ячеек прерывистого распада на эволюцию структуры и текстуры при СП ограничивает возможности выбора и оптимизации заключительной обработки готовых изделий.

Сходство состояния высокоугловых границ в момент зарождения и роста ячеек прерывистого распада с состоянием границ зерен при развитии ССП создает оригинальную основу для дальнейших теоретических и экспериментальных исследований и углубления представлений о физической природе эффекта СП. В этой связи исследования, направленные на изучение СП потенциала структур прерывистого распада представляются весьма актуальными.

Цель и задачи работы. Целью настоящей работы является выявление СП потенциала структур прерывистого распада различной морфологии, разработка оптимальных режимов обработки сплавов с прерывистым типом распада до и после СП деформации, выявление закономерностей влияния внутреннего строения ячеек прерывистого распада на эволюцию структурного состояния материала при СП, а также исследование влияния предварительной деформации на кинетику и морфологию комплексных прерывистых реакций и проявление СП.

Научная новизна.

1.Впервые показана способность структур прерывистого распада к проявлению высоких СП свойств с показателями относительного удлине-

ния 6>900% и возможность применения комплексных прерывистых реакций для подготовки структур с высокими СП свойствами.

2.Найден новый тип двухфазной структуры с частицами пластинчатой формы, проявляющей СП свойства, весьма близкие к показателям микродуплексных структур.

3.Впервые установлено образование при СП деформации аксиальной текстуры типа <110> в сплаве с ГЦК решеткой.

4.Выявлена немонотонная зависимость показателей СП от степени предварительной деформации и их связь с типом дислокационной структуры, формирующейся при прокатке закаленных образцов.

5.Разработана методика определения оптимального интервала температур СП по скорости роста ячеек прерывистого распада.

б.Обнаружено аномальное снижение показателей пластичности на кривой 5-Т в области пика СП у образцов с исходной фрагментированной дислокационной структурой.

7.Построена схема иерархии масштабных уровней СП деформации и определены основные элементы структуры на этих уровнях.

8.Разрабоганы способы упрочнения изделий из сплава 36НХТЮ после СП обработки.

Научная и практическая значимость работы состоит в том, что найденные закономерности проявления эффекта СП у структур прерывистого распада позволяют оптимизировать способы и методы предварительной обработки многочисленного класса дисперсионно-твердеющих сплавов для инициирования СП, а также расширить с позиции мезомеханики структурно-неоднородных сред представления о физической природе эффекта СП. Установленные закономерности влияния исходной морфологии ячеек прерывистого распада на структуру и тип текстуры, формирующихся при СП деформации, открывают новые возможности дополнительного управления механическими свойствами готовых изделий. Практическое значение имеют и рекомендации по переводу промышленного сплава 36НХТЮ в СП состояние и его упрочнению после СП деформации. В целом, полученные результаты представляют оригинальную основу для дальнейших экспериментальных и теоретических исследований в области физики СП, а также создания новых конструкционных материалов. На защиту выносятся:

- основополагающая роль реакции рекристаллизации и прерывистого выделения стабильной фазы в проявлении эффекта сверхпластичности в закаленном сплаве 36НХТЮ; -схема иерархии масштабных уровней при сверхпластической деформации сплава 36НХТЮ;

-сдвиговая неустойчивость основных элементов структуры и формирование аксиальной текстуры при сверхпластической деформации аустенитных сплавов;

-физическая природа аномальной зависимости сверхпластических свойств сплава 36НХТЮ от температуры испытаний при повышенных скоростях растяжения, подвергнутого в закаленном состоянии глубокой предварительной деформации;

-схемы упрочняющих обработок и применимость реакции прерывистого выделения избыточных фаз для упрочнения дисперсионно-твердеющих сплавов после сверхпластической деформации.

Структура и объем диссертации. Работа состоит из введения, пяти глав, заключения и приложения. Содержит 213 страниц, иллюстрирована 11 таблицами и 52 рисунками. Текстовая часть изложена на 169 страницах. Список цитированной литературы включает 255 наименований.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Введение содержит обоснование актуальности и практической значимости темы работы, основные результаты и положения, выносимые на защиту.

Первая глава посвящена аналитическому обзору современного состояния проблем СП. В первом разделе главы 1 представлены общие положения, связанные с возникновением эффекта СП, а также принципиальные отличия между двумя видами сверхпластичности - структурной сверхпластичностью (ССП), обусловленной мелкозернистностью структуры, и сверхпластичностью превращения (СПП), возникающей в момент фазовых или структурных превращений. Рассмотрены основные феноменологические особенности поведения материалов как в условиях ССП, так и при СПП.

Во втором разделе первой главы приведен обзор исследований, посвященных изучению основных механизмов СП деформации: зерногранич-ного проскальзывания (ЗГП), диффузионной ползучести (ДП), внутри-зеренного дислокационного скольжения (ВДС), а также рассмотрены различные модели, описывающие их роль и место в возникновении эффекта СП. Показана важность кооперативного взаимодействия между ЗГП, ВДС и ДП в обеспечении СП течения материала. Приведены данные об оценке вкладов различных механизмов СП в общую деформацию, из которых вытекает доминирующая роль ЗГП. Современные представления о природе эффекта ССП основаны на положениях о неравновесности структуры болъ-шеугловых границ или о их возбужденном состоянии. Нестабильность и динамичность структурного состояния в момент диссоциации решеточных

дислокаций придает границам зерен ряд новых свойств, таких как способность к легкой миграции, повышенную диффузионную проницаемость, способность к легкому ЗГП. Аналогичными свойствами обладают границы зерен и в момент индуцирования по поверхностям раздела направленных диффузионных потоков. Однако морфология и дисперсность структур, способных в таких условиях проявлять СП свойства, в настоящий момент практически не исследованы.

В третьем разделе первой главы на основе критического анализа рассмотрены достоинства и недостатки различных методов подготовки мелкозернистых структур для СП обработки. Наибольшее внимание уделено способу термомеханических воздействий, как наиболее простому и дающему хороший эффект для любых материалов.

Вторая глава диссертации посвящена анализу особенностей развития прерывистого распада и проявлению эффекта СП. Так, в разделе 1 главы два рассмотрены основные типы прерывистых реакций рекристаллизации и выделения избыточных фаз и факторы, влияющие на их разви-тие.Показано, что прерывистый распад в термодинамике фазовых превращений имеет столь же общее значение, как и непрерывные реакции. Почти всегда процесс контролируется зернограничной диффузией. Выделяющиеся при этом частицы имеют форму пластин, стержней или эллипсоидов и перпендикулярны фронту реакции. В момент образования и роста ячеек мигрирующие участки границ переходят в возбужденное состояние, отличающееся от обычного повышенной диффузионной проницаемостью и подвижностью.

Важную роль в кинетике и морфологии прерывистого распада играют кристаллографические параметры выделяющихся фаз. Именно от этого фактора зависит многообразие типов ячеистых структур. Так, в случае фаз, изоморфных матрице, возможно ветвление ламелей и сохранение высокой дисперсности частиц в течение всего роста ячеек. В таких сплавах удается получить структуру с размером ячеек менее 2-3 мкм. При выделении неизоморфных фаз ветвление ламелей затруднено. Частицы принимают форму пластин. При этом между матрицей и выделяющейся фазой часто устанавливается строгое ориентационное соотношение. Наиболее ярко это выражено в сплавах, где кристаллические решетки фазы и матрицы имеют легко сопрягаемые плоскости.

Другим важным фактором, оказывающим сильное воздействие на кинетику и морфологию прерывистой реакции, является степень предварительной деформации. Это влияние неоднозначно, однако для большинства стареющих сплавов на Си-М-Бе, Ре-№, Ре-№-Сг, №-Сг и Со-№ основах имеющиеся данные можно сформулировать в следующем виде:

1) небольшие степени прокатки (е менее 10... 15%) на кинетику и

морфологию прерывистого распада практически не влияют.

2) при степенях прокатки 8=15...30% интенсивность прерывистого выделения снижается и в определенном интервале температур возможно его полное подавление.

3) при степенях прокатки 302 е <80% (в зависимости от химического состава сплава) развитие прерывистого распада осуществляется в виде комплексной реакции рекристаллизации и прерывистого выделения вторых фаз с образованием ячеек размером 1-3 мкм.

4) при степенях прокатки z >80...90% вместо прерывистого распада развивается комплексная реакция рекристаллизации и непрерывного выделения избыточных фаз, обеспечивающая формирование структур микродуплексного типа.

Приведенная классификация не является законченной, поскольку нет четкого представления о причинах и механизмах подавления прерывистой реакции при глубоких степенях предварительной деформации и требуются дальнейшие исследования этого вопроса.

Во втором разделе главы 2 рассматривается взаимосвязь между прерывистым типом распада и возможностью проявления в сплавах ССП. Показано, что изучению СП свойств сплавов с прерывистым типом распада посвящено небольшое число работ. Однако к настоящему времени способность к СП выявлена у значительного числа металлических композиций, где выделение избыточных фаз протекает по прерывистому механизму, и их перечень постоянно увеличивается.

В третьей главе на основе критического анализа литературных данных формулируются задачи исследования, обосновывается выбор материала и методов исследования.

Сложившееся мнение о безусловной вредности прерывистого распада слишком категорично и основано на данных о сильном огрублении структуры в ходе прерывистого выделения фаз. Однако известно, что в сплавах с изоморфной фазой возможно образование структур с размером ячеек 0,5-2 мкм, что соответствует величине зерен в сверхлластичных материалах. В этой связи неясно, можно ли принципиально с помощью реакции прерывистого распада получить структуры, пригодные для СП деформации и каков их СП потенциал в сравнении с другими типами сверхпластичных структур.

Основные задачи настоящей работы заключались в следующем:

1) исследовать роль и влияние прерывистого выделения фаз в возникновении эффекта СП;

2) выявить и исследовать закономерности влияния предварительной деформации на проявление СП в сплавах с прерывистым типом распада;

3) исследовать влияние СП деформации и морфологии преры-

вистого распада на эволюцию структуры и текстуры в сплавах с ГЦК решеткой.

4.Провести исследование механических свойств сплавов с прерывистым типом распада после СП деформации, разработать и оптимизировать режимы заключительной обработки после СП формовки.

Для решения поставленных задач были использованы методы оптической металлографии, растровая и просвечивающая электронные микроскопии, рентгеноструктурный и текстурный анализы, механические испытания при повышенных и комнатной температурах. Результаты измерений подвергались стандартной статистической обработке. Выводы работы подтверждены данными нескольких методов.

В качестве объекта исследования был выбран промышленный дис-персионно-твердеющий сплав 36НХТЮ аустенитного класса. Его структурные состояния и закономерности фазовых превращений достаточно подробно изучены и позволяют решить поставленные задачи в полном объеме.

Четвертая глава посвящена оригинальным исследованиям СП свойств сплава 36НХТЮ и анализу полученных результатов с позиции физической мезомеханики структурно-неоднородных сред.

В разделе один главы 4 приведены результаты исследования влияния морфологии прерывистого распада на проявление эффекта ССП. Для этого были подготовлены три типа структур прерывистого распада, отличающихся формой, размером и типом фазы выделяющихся частиц в ячейках.Так, в образцах первой и второй групп были подготовлены структуры из ячеек размером, соответственно, 8 -10 и 1-2 мкм, содержащих волокно-образные частицы изоморфной метастабильной у'-фазы, упорядоченной по типу ЬЬ. Диаметр частиц, в зависимости от размера ячеек и режима предварительной обработки, составлял 7-20 нм. В образцах третьей группы за счет инициирования комплексной реакции рекристаллизации и прерывистого выделения стабильной фазы была сформирована двухфазная структура из ячеек размером 3-5 мкм с частицами т)-фазы пластинчатой формы. На каждую ячейку приходилось в среднем по одной ^-пластине, кристаллическая структура которых упорядочена по типу Б024 и сопряжена в плоскости габитуса с матрицей ориентационным соотношением типа {111}у || || {0001 }л и <110>г|| <1210>Г1. Из-за значительной протяженности диффузионных путей эта структура проявляет устойчивость к быстрому термическому огрублению.

Для исследования СП свойств приготовленные образцы деформировали в вакууме с остаточным давлением не хуже 2x10"3 Па и ин-тервале температур от 973 до 1373К на установках ИМАШ-20-75 и 1246-Р2-2500.

Испытания механических свойств показали, что все три группы об-

разцов в интервале скоростей е=(2,7...4,5)хЮ"4 с'1 и температурах деформации 1113... 1183 К проявляют ярко выраженный эффект СП, показатели которого зависят как от размера ячеек, так и от морфологии выделяющейся фазы. Чем меньше размер ячеек, тем выше показатели относительного удлинения 5 и параметра ш. Наиболее высокий уровень СП (8 >710% и т=0,61 при Т=1143 К) проявляют образцы третьей группы с ячейками прерывистого распада, содержащими частицы стабильной фазы пластинчатой формы. Это соответствует показателям СП сплавов с микродуплексной структурой, у которых зерна по размеру близки к величине ячеек прерывистого распада.

Наиболее низкие показатели СП (8=170% и ш=0,32 при 1173 К и 8=2,7x10^ с"1; рис.1) проявляют образцы первой группы, у которых размер ячеек составляет 8-10 мкм, а выделяющиеся частицы стержнеобразной формы и очень дисперсны.

973 1073 1173 1273 К 973 1073 1173 1273 К Рис.1. Зависимость относительного удлинения 8 и предела прочности сгв от температуры испытания образцов первой (1), второй (2) и третьей (3) групп при е =2,7х104 (1) и 4х104 с"1 (2,3).

Возникновение пиков СП у образцов первой и второй групп, содержащих ячейки с частицами у '-фазы, связано с развитием уже на начальной стадии испытаний комплексной динамической реакции рекристаллизации и прерывистого выделения стабильной фазы. Формирующаяся при этом структура представляет собой типичные у-зерна, пересеченные одной или двумя тонкими т}-пластинами, сопряженными с матрицей жестким ориентационным соотношением типа {111 }г || {0001 ¡^ и <110>у || <1210>г,, и являющихся элементарными ячейками прерывистого распада. Чем меньше исходный размер ячеек с у'-фазой, тем активнее при СП деформации протекают фазовые превращения и однороднее вновь образующаяся структура, морфология которой идентична структуре образцов третьей группы. В процессе СП деформации у-зерна, совершающие перво-

начально хаотические повороты значительной амплитуды, стабилизируются в ориентировках, при которых габитусная плоскость т]-пластин располагается вдоль оси растяжения. Это приводит к возникновению в у-матрице ярко выраженной аксиальной текстуры типа <110>, а в сплаве структурно-ориентированного состояния. Наиболее отчетливо этот эффект проявляется в образцах второй и третьей группы при степенях деформации есп >250-300%.

Исследования тонкой структуры образцов показали, что т|-частицы в условиях СП деформации являются непроницаемым барьером для дислокаций и, благодаря своей пластинчатой форме и особенностям кристаллографического сопряжения с матрицей, блокируют большую часть систем легкого скольжения. Это приводит к возникновению анизотропии ВДС, оказывающей влияние на пространственную ориентацию г|-пластин и у-зс-рен при СП деформации. Видимо, в условиях легкой реализации ЗГП и поворотов зерен выполнение принципа минимизации упругой энергии системы и энергетических затрат на работу ВДС накладывают дополнительные ограничения на хаотическое вращение у-зерен и их стабилизацию в ориентировках, при которых незаблокированные направления типа <110> систем легкого скольжения в кристаллах с ГЦК решеткой располагаются параллельно оси растяжения и приводят к возникновению в материале ярко выраженной аксиальной текстуры. Проявляющаяся в ячейках прерывистого распада с пластинчатыми частицами анизотропия ВДС указывает на то, что в условиях СП деформирование материала может быть осуществлено по схеме Закса или близкой к ней и этим процессом легко управлять с помощью выбора формы и кристаллической структуры непроницаемых для дислокаций частиц.

Развитие динамической реакции рекристаллизации и прерывистого выделения т^-фазы обеспечивает необходимое для проявления ССП измельчение крупных ячеек с у'-фазой в структуру из у-зерен размером 3-5 мкм, проявляющих высокие СП свойства. Подавление динамической прерывистой реакции рекристаллизации и выделения стабильной фазы или изменение механизма её выделения на непрерывный препятствуют возникновению СП в исследуемых образцах.

Во втором разделе четвертой главы исследованы закономерности влияния степени предварительной деформации на СП свойства закаленных образцов и роль реакции прерывистого выделения метастабильной и стабильной фаз в возникновении эффекта СП. Для проведения эксперимента была приготовлена серия образцов, закаленных в воде после двухминутной выдержки при 1243 К и прокатанных при комнатной температуре с суммарной степенью обжатия е, равной 0,10, 30,40,50,60,70,80 и 99%. Степени деформации выбирались такими, чтобы можно было получить все типы

дислокационных структур, характерных для данного сплава.

Исследования механических свойств показали, что зависимость показателей СП от степени предварительной деформации немонотонная и коррелирует с типом дислокационной структуры, сформированной при прокатке (см. табл. 1). Переход от одного типа дислокационной структуры к другому сопровождается некоторым снижением показателей пластичности и параметра ш. Кроме того, на кривых зависимости 5 от Т при оптимальных скоростях деформации наблюдается образование двух пиков пластичности: низкотемпературного и высокотемпературного. Низкотемпературный пик пластичности с амплитудой 210 < 5 ¿320% выявляется у образцов, прокатанных в закаленном состоянии на е<10% (рис.2), в интервале температур 1063... 1083 К, где, как показывают микроструктурные исследования, наблюдается наиболее интенсивное развитие реакции рекристаллизации и прерывистого выделения сначала метастабильной, а затем и стабильной фаз. Выделение пластин стабильной фазы, образующих в конечном итоге элементарные ячейки прерывистого распада размером 5-7 мкм, осуществляется в виде вторичной динамической реакции рекристаллизации и пре-

Таблица 1

Влияние исходного состояния закаленного сплава 36НХТЮ на показатели СП

Степень Тип Параметры СП

предварительной деформации,% дислокационной структуры ш Т,К 3,% МПа £,С"'

0 < е < 10 неоднородные дислокационные скопления 0,42-0,44 1063 1083 210-310 1101 12 3,5-3,7 хЮ"4

30< е < 70 квазиоднородная ячеистая структура 0,32-0,62 1143 1163 160-620 22-56 4х104

70 < е < 80 ячеистая стр-ра и полосовые образования 0,62 11331 153 600-610 21-22 4x104

8 = 99 фрагментированная структура 0,65 11031 143 910 12 4x10"

973 1073 1173 1273 К

Рис. 2. Зависимость относительного удлинения 8 от температуры испытания образцов, прокатанных в закаленном состоянии на 0 (1), 10 (2), 30% (3) и деформированных с^З^хЮ"4 (1), 3,5x10"4 (2) и 4х хЮ4 с1 (3).

Рис.3. Зависимость относительного удлинения 8 от температуры испытания образцов, прокатанных в закаленном состоянии на 40 (1), 50(2) и 70% (3) и деформированных с е =4x10^ с"1.

рывистого выделения фаз. Исследования кинетики прерывистого выделения у'- и п-фаз выявили совпадение температурных интервалов максимальной скорости роста ячеек прерывистого распада и интервалов проявления пиков низкотемпературной и высокотемпературной пластичности. На основании этого предложено определять температурный интервал СП по температуре максимальной скорости роста ячеек и использовать в расчетах кинетическое уравнение Тарнбалла в виде:

У(Т)=2[ 1 - се(Т)/ Со] ■ Ш8ь(Т) / 12(Т), (1)

где с0 - концентрация атомов легирующих элементов в твердом растворе перед фронтом прерывистой реакции; се(Т) - температурная зависимость концентрации легирующих атомов в матрице ячеек прерывистого распада; к Ойь(Т) - температурная зависимость зернограничной диффузии; 1(Т) -зависимость межламельного расстояния от температуры испытания. Использование уравнения (1) для сплава 36НХТЮ дает хорошее совпадение теоретических и экспериментальных данных при определении температуры СП образцов прокатанных в закаленном состоянии на е < 10%.

При степенях прокатки £<10% на кривых зависимости 8 - Т при оптимальных условиях СП деформации низкотемпературный пик пластичности вырождается, а высокотемпературный с повышением степени предвари-

тельной деформации смещается в область пониженных температур при одновременном увеличении амплитуды (рис. 3). Максимально высокие СП свойства (8>910% и ш=0,64) проявляют образцы с фрагментированной дислокационной структурой (б=99%) при Т= 1113 К и ¿=4x104 с'1. Повышение скорости деформации от £=4x10"4 до е>1,5 х 10"3 с"1 сопровождается раздвоением основного пика пластичности на два и возникновением на кривой 8-Т при температурах 1093...1133 К области аномального снижения уровня пластичности до 5<570% (рис. 4). Образующийся после раздвоения в интервале температур 1063...1093 К низкотемпературный пик пластичности с увеличением скорости деформации до £=1,1x10"2 с"1 своего положения на кривой 5-Т практически не меняет, однако второй пик, возникающий в интервале 1133...1183 К, перемещается в область более высоких температур (рис. 4; кривая 3).

Исследованиями тонкой структуры показано, что в образцах прокатанных в закаленном состоянии на е<80% возникновение пиков пластичности связано с развитием на самых ранних стадиях высокотемпературной деформации реакции рекристаллизации и выделения стабильной или

а.%

1273 К

Рис. 4. Влияние скорости деформации на зависимость относительного удлинения 5 от температуры испытания сплава 36НХТЮ, прокатанного в закаленном состоянии на 99%. Скорость относительной деформации 6=4x10"4 (1), 1,5x10'3 (2) и 1,1 х10"2 с"1 (3).

метастабильной фаз по прерывистому механизму. Так, у образцов, прокатанных на е<30%, в области низкотемпературного пика пластичности наблюдается прерывистое выделение сначала у'-фазы, а затем и г^-частиц, образующих в конечном итоге элементарные ячейки прерывистого распада в виде у-зерен, пересеченных одной или двумя г)-пластинами.

В области высокотемпературного пика по прерывистому механизму выделяется только стабильная фаза в виде пластинчатых колоний, которые в процессе деформации из-за термической неустойчивости постепенно преобразуются в структуру матричного типа с невысокими сверхпластическими свойствами.

В образцах, прокатанных на е=40...80%, в области пика пластичности

также развивается динамическая комплексная реакция рекристаллизации и практически одновременного выделения по прерывистому механизму стабильной и метастабильной фаз с образованием мелко-зернистой ячеистой структуры. В процессе деформации ячейки с /-фазой замещаются у-зер-нами, пересеченными одной или двумя г|-пластинами. Чем выше степень предварительной прокатки, тем активнее протекает процесс перестройки и дисперснее формирующаяся структура.

В образцах, прокатанных на е=99%, в ходе высокотемпературных испытаний первоначально развивается комплексная непрерывная реакция рекристаллизации и практически одновременного выделения метастабильной и стабильной фаз, приводящая к формированию очень дисперсной структуры микродуплексного типа. Эта структура термически неустойчива и сравнительно быстро преобразуется посредством прерывистого огрубления в элементарные ячейки прерывистого распада размером 1-2 мкм.

В области низкотемпературного пика пластичности (см. рис. 4 кривые 2 и 3) формирование ячеек прерывистого распада протекает значительно медленнее, чем в условиях оптимального проявления СП. В результате при Ё>1,5х10"3 смикродуплексная структура, образующаяся в самом начале высокотемпературных испытаний, сохраняется до разрыва образцов, а показатели относительного удлинения поднимаются до 5=810% при значениях т=0,61 и ё= 1,5x10'3 с"1. При этом в у-зернах наблюдаются дислокационные скопления сложной конфи1урации, указывающие на действие множественного ВДС.

В области высокотемпературного пика пластичности процесс прерывистого огрубления микродуплексной структуры завершается уже на начальной стадии испытаний и сопровождается формированием элементарных ячеек, содержащих, как правило, по одной Г1-пластине. Это приводит при степенях растяжения ес,,>250-3 00% к возникновению ярко выраженной аксиальной текстуры типа <110> и структурно-ориентированного состояния, аналогичного образцам третьей 1руппы. Несмотря на высокую скорость деформации (е>1,5х10"3с') дислокации не образуют устойчивых скоплений и встречаются в единичном числе лишь в немногих у-зернах.

В интервале температур между пиками СП аномальное понижение пластичности при г>1,5х10~3 с"1 связано с возникновением топологической неоднородности и сильной разнозернистности структуры, обусловленных неравномерным развитием динамической реакции прерывистого выделения стабильной фазы при огрублении образовавшейся ранее микродуплексной структуры.

Выявленные отличия в морфологии формирующихся структур и

дислокационной активности в высокотемпературном и низкотемпературном пиках пластичности указывает на возможность возбуждения неравновесного состояния границ зерен при возникновении ССП, двумя способами: с помощью процессов возврата, развивающихся в границах при диссоциации решеточных дислокаций на зернограничные, и путем активизации диффузионных потоков по поверхностям раздела в момент структурных или фазовых превращений. При этом важно, чтобы размер зерен или структурных элементов, выполняющих роль зерен, не превышал 8-10 мкм.

Раздел 3 главы 4 посвящен анализу механизмов СП деформации с позиции мезомеханики структурно неоднородных сред. На основе экспериментальных данных построена схема иерархии масштабных уровней деформации, определены основные элементы структуры (ОЭС), принадлежащие этим уровням, а также основные носители трансляционной и ротационной мод (см. рис. 5).

Рис. 5. Схема распределения основных элементов структуры (ОЭС) и носителей трансляционной моды (ТМ) на масштабных уровнях при СПД сплава 36НХТЮ

На мкромасштабном уровне роль ОЭС выполняют элементарные ячейки прерывистого распада, на мезоуровне в роли ОЭС выступают конгломераты из элементарных ячеек, а на макроуровне ОЭС являются объединения конгломератов (см. рис. 5).

Проведенные измерения показали, что суммарный вклад трансляционной моды от всех масштабных уровней в общую деформацию достигает 80-90%. Это указывает на ведущую роль сдвиговых механизмов деформации в проявлении эффекта ССП. Установлено, что ОЭС на микро- и мезомасштабных уровнях обладают анизотропией сдвиговой устойчивости, наличие которой способствует возникновению в масштабе всего образца структурно-ориентированного состояния и аксиальной текстуры. Сдвиговая неустойчивость и слабая связь между ОЭС, усиливающиеся с повышением масштаба уровня, обеспечивают легкое зарождение и движение носителей трансляционной моды через весь элемент структуры, а также легкой миграции границ раздела на всех уровнях деформации. Необычные свойства

и поведение ОЭС обусловлены возбужденным состоянием границ элементарных ячеек, которое возникает под действием диффузионных потоков по поверхностям раздела в ходе прерывистого выделения фаз или огрубления структуры по прерывистому механизму. Именно возбужденное состояние границ элементарных ячеек является одной из главных причин возникновения эффекта ССП в сплаве 36НХТЮ, а процесс СП течения является совокупностью деформационных и аккомодационных механизмов, действующих в неразрывной связи и взаимообусловленности на всех масштабных уровнях деформации.

В пятой главе приведены результаты исследования механических свойств сплава 36НХТЮ после СП деформации и режимы заключительных обработок, повышающих служебные характеристики готовых изделий. В первом разделе главы 5 показано, что существенное ухудшение прочностных свойств сплава наблюдается при степенях растяжения ес„>400% и связано это с порообразованием в местах наибольшего сужения образцов. За пределами этих областей свойства сплава соответствуют прочностным характеристикам образцов-свидетелей, у которых СП деформация была заменена эквивалентным статическим отжигом. Уровень прочностных характеристик после СП деформации значительно ниже свойств сплава, получаемых в результате проведения специальных упрочняющих обработок (см. табл. 2)

Во втором разделе главы 5 рассмотрены способы улучшения прочностных свойств изделий после СП обработки. Проведение после СП деформации низкотемпературного старения заметно повышает прочностные характеристики сплава, однако их уровень уступает показателям высокопрочного состояния (см.табл. 2). Упрочнение обусловлено, главным образом, прерывистым выделением частиц метастабильной фазы. Развитию прерывистого распада предшествует непрерывное выделение у'-частиц, но из-за слабого пересыщения в матрице у-зерен эффект упрочнения незначителен.

Обработка образцов после СП деформации на твердый раствор микропор не устраняет. Однако при есп<400% пластические и прочностные свойства сплава восстанавливаются до уровня образцов-свидетелей. Последующее старение по стандартному режиму (Т=973 К, 4 часа) позволяет получить свойства очень близкие к высокопрочному состоянию без дополнительной пластической деформации (см.табл. 2), что имеет важное практическое значение. Столь эффективное упрочнение достигается за счет выделения при старении высокодисперсных частиц метастабильной фазы по прерывистому механизму и формирования ячеек размером 5.„8 мкм.

Таблица 2

Механические свойства сплава 36НХТЮ при комнатной температуре после различных режимов термообработки

Режим термообработки ст02,МПа ств, МПа 8,% ¿,мкм

Закалка от 1233-1373 К, вода 300-350 600-700 34-36 15-200

Закалка от 1243 К, вода; старение 948 К - 4 час 800-1000 1150-1250 12-18 15-20

Закалка от1243 К, вода; прокатка на 50%; старение 973 К - 4 час 1375 525 10 1-2

Закалка от 1243 К, вода; прокатка на 50%; СПД при 1133 К на 100% 617+ 23 830± 28 11,5+2 4,3±1,5

СПД при 1133 К на 100%; старение 873 К - 4 час 1170± 31 1306±34 7,4± 1 3,6 ± 1

СПД при 1133 К на 100%; старение 873 К - 40 час 1230± 35 1349±39 6,5±1 3,1+ 1

СПД при 1133 К на 100%; закалка от 1243 К, вода 378± 18 692± 24 29,2±3 9,5± 2,5

СПД при 1133 К на 100%; закалка 1243 К, вода; старение 973 К - 4 ч. 1213± 32 <452+37 10,6±2 4,1+1,6

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ ДИССЕРТАЦИИ

1.На примере сплава 36НХТЮ показано, что мелкозернистые структуры прерывистого распада с пластинчатыми и стержнеобразными частицами в области температур ниже перехода в однофазное сотояние проявляют ярко выраженный эффект структурной сверхпластичности. Чем меньше размер ячеек прерывистого распада, тем выше показатели сверхпластичности.

2.На основе экспериментальных наблюдений выявлены три масштабных уровня сверхпластической деформации: микро, мезо макро, характерезующихся набором основных элементов структуры в качестве

которых выступают, соответственно, элементарные ячейки прерывистого распада, конгломераты ячеек прерывистого распада и объединения конгломератов. Основные элементы структуры характерезуются низкой сдвиговой устойчивостью: возростающей с переходом на более высокий масштабный уровень и обусловленной возбужденным состоянием границ элементарных ячеек прерывистого распада под действием диффузионных потоков по границам раздела.

3.Установлена немонотонная зависимость параметров сверхпластичности закаленных образцов от степени предварительной деформации. Эта зависимость коррелирует с типом дислокационной структуры, сформированной перед высокотемпературными испытаниями, и определяется особенностями морфологии и кинетики структурных преобразований в момент протекания комплексной динамической реакции рекристаллизации и прерывистого выделения избыточных фаз из пересыщенного твердого раствора. Подавление реакции прерывистого распада ведет к исчезновению эффекта сверхпластичности.

4.Возникновение областей аномального снижения показателей сверхпластичности при повышенных скоростях деформации обусловлено сильной разнозернистностью и топологической неоднородностью структуры, образующейся при развитии быстрой реакции прерывистого выделения стабильной фазы в местах стесненной деформации.

5.На примере сплава 36НХТЮ предложен метод прогнозирования оп-тимального интервала температуры проявления сверхпластичности для сплавов с прерывистым типом распада по максимальной скорости роста ячеек.

б.Обнаружено ненаблюдаемое ранее при сверхпластической деформации формирование аксиальной текстуры типа <110> в материале с ГЦК решеткой. Возникновение текстуры обусловлено проявлением на микро- и мезомасштабном уровнях деформации анизотропии сдвиговой неустойчивости основных элементов структуры, приводящей к образованию на макроуровне структурно-ориентированного состояния.

7.Способность границ зерен к легкой миграции и их значительная неравновесность после действия сверхпластической деформации при низкотемпературном старении способствуют развитию реакции прерывистого выделения избыточных фаз. Достигаемый при этом эффект упрочнения за счет прерывистого выделения у'-фазы несколько ниже, чем при проведении стандартных упрочняющих термообработок, и связано это со снижением пересыщения в твердом у-растворе из-за оттока частиц атомов легирующих элементов на образование г|-пластин.

8.Введение в схему заключительной обработки изделий, полученных с помощью сверхпластической формовки, кратковременной за-

калки и старения по стандартному режиму позволяет без проведения дополнительной низкотемпературной деформации поднять прочностные свойства сплава 36НХТЮ до уровня, близкого к высокопрочному состоянию, реализующегося при специальном термомеханическом воздействии.

9.Необратимая деградация структуры, вызванная порообразованием при сверхпластической деформации, имеет место при степенях относитель-но-го удлинения выше 400%, когда в рабочей части образцов наблюдается заметная локализация пластического течения в виде размытых шеек. Поры зарождаются преимущественно в тройных стыках зерен и местах выхода т|-пластин на межзеренные границы. При относительном удлинении менее 400% влияние пор на прочностные и пластические свойства незначительно, что позволяет использовать режим сверхпластической деформации в производстве изделий из сплава 36НХТЮ для техники ответственного назначения.

АПРОБАЦИЯ РАБОТЫ

Результаты исследования данной работы были доложены и обсуждены на семинарах и конференциях различного уровня.

1.Первая Всесоюзная научная конференция "Структура и свойст-ва границ зерен", 18-20 октября 1983 г., Уфа,- Строкатов Р.Д., Сухова-ров В.Ф., Радашин М.В. Влияние типа распада на характер зерногра-ничного проскальзывания и миграцию границ в сплаве 36НХТЮ.

2.Постоянный семинар "Пластичность сплавов и порошковых материалов" и "Актуальные проблемы прочности", 10-12 сентября 1985 г. Барнаул.- Радашин М.В., Суховаров В.Ф., Строкатов Р. Д. Сверхпластичность аустенитного сплава.

3.Всесоюзная научно-практическая конференция "Вопросы преподавания машиностроения и основ производства на факультетах общетехнических дисциплин" 14-16 мая 1986 г., Новокузнецк,- Строкатов Р.Д., Радашин М.В., Суховаров В.Ф. Аномалия пластичности при высокотемпературной деформации сплава 36НХТЮ.

4.XI Всесоюзная конференция "Физика прочности и пластичности металлов и сплавов", 24-26 июня 1986 г., Куйбышев.- Суховаров В.Ф., Радашин М.В., Строкатов Р.Д. Сверхпластичность аустенитного стареющего сплава.

6. Первая Республиканская конференция "Физика твердого тела и новые области ее применения", 12-16 мая 1986, г. Караганда,- Радчен-ко O.A., Суховаров В.Ф., Петров В.А., Радашин М.В. Сверхпластичность сплава 40ХНЮ и ее использование в технологии производства упругих элементов приборов.

7.Вторая Республиканская конференция "Физикатвердого тела и но-

вые области ее применения" 15-17 мая 1990г., Караганда- Радашин М.В., Строкатов Р.Д. Эволюция микроструктуры и текстуры сплава 36НХТЮ в процессе сверхпластической деформации.

8.Вторая Республиканская конференция."Физика твердого тела и новые области ее применения" 15-17 мая 1990г., Караганда.- Радашин М.В., Строкатов Р.Д. Чухланцев С.Е. Сверхпластичность сплавов с прерывистым типом распада.

ПУБЛИКАЦИИ

1. Строкатов Р.Д., Суховаров В.Ф., Радашин М.В. Влияние типа распада на характер зернограничного проскальзывания и миграцию границ в сплаве 36КХТЮ.- Тезисы 1-ой Всесоюзной научной конференции "Структура и свойства границ зерен",- Уфа,- 1983.- С. 187.

2.Суховаров В.Ф., Строкатов Р.Д., Радашин М.В. О механизме деформации и разрушения сплава 36НХТЮ.- Изв. вузов. Черная металлургия,- 1985,- N 12,- С.67-71.

3.Радашин М.В., Суховаров В.Ф.,Строкатов Р.Д. Сверхпластичность аустенитного сплава,- Тезисы докладов "Роль дефектов в физико-механических свойствах твердых тел",-Барнаул.- 1985.- С. 41.

4.Строкатов Р.Д.,Радашин М.В..Суховаров В.Ф. Аномалия пластичности при высокотемпературной деформации сплава ЗбНХТЮ.-Тезисы докладов Всесоюзной научно-практ. конф."Структура и свойства конструкционных и промышленных материалов".- Новокузнецк.-1986,- С. 23.

5.Суховаров В.Ф., Радашин М.В.,Строкатов Р.Д. Сверхпластичность аустенитного стареющего сплава.- Тезисы докл. XI Всесоюзной конференции "Физика прочности и пластичности металлов и сплавов",-Куйбышев,- 1986,- С. 69.

6. Радченко O.A., Суховаров В.Ф., Петров В.А., Радашин М.В. Сверхпластичность сплава 40ХНЮ и ее использование в технологии производства упругих элементов приборов,- Тезисы докл. 1-ой Республиканской конференции "Физика твердого тела и новые области ее применения",- Караганда,-1986,- С. 36.

7. Радашин М.В., Суховаров В.Ф., Строкатов Р.Д, Исследование сверхпластичности аустенитного сплава,- ФММ,- 1988,- Т.66,- Вып.5.-С. 973-978.

8.Радашин М.В., Суховаров В.Ф.,Строкатов Р.Д. Возникновение текстуры при сверхпластической деформации аустенитного сплава - Изв. вузов. Физика,- 1988,- N 6,- С. 120-122.

9.Радашин М.В., Суховаров В.Ф., Строкатов Р.Д. О влиянии сверхпластической деформации на механические свойства аустенитного сплава,- Изв. вузов. Черная металлургия,- 1988,- N6,- С. 155-156.

Ю.Гальченко Н.К., Радашин М.В. и др. Сверхпластичность высокоазотистых аустенитных сталей,- Деп. ВИНИТИ 470-В92.-Томск 1992,- 14 с.

11.Радашин М.В., Строкатов Р.Д. Эволюция микроструктуры и текстуры сплава 36НХТЮ в процессе сверхпластической деформации,-Тезисы докл. 2-ой Республиканской конференции "Физика твердого тела и новые области ее применения".-Караганда.- 1990,- С. 96.

12.Радашин М.В., Строкатов Р.Д.,Чухланцев С.Е. Сверхпластичность сплавов с прерывистым типом распада- Тезисы докл. 2-ой Республиканской конференции "Физика твердого тела и новые области ее применения",-Караганда.- 1990,- С. 97.

13.Радашин М.В., Назаров Ю.К., Абросов В.Н. Сверхпластичность дисперсионно-твердеющего сплава 67КН5Б,- Сборник докладов 1-го Международного семинара "Эволюция дефектных структур в металлах и сплавах",- Барнаул,- 1992,- С. 178-179.

14.Радашин М.В., Абросов В.Н., Строкатов Р.Д. Влияние морфологии выделяющихся фаз на эволюцию текстуры и структуры в аустенитных сплавах при сверхпластической деформации,- Тезисы докл. 3-го Международного семинара "Эволюция дефектных структур в конденсированных средах"- Барнаул.- 1996,- С. 40-41.