СПОСОБ УПРОЧНЕНИЯ ДИСПЕРСИОННО-ТВЕРДЕЮЩИХ СПЛАВОВ
PROCEDURE FOR ALLOYS AGE-HARDENING

Изобретение относится к металлургии, а именно к термической обработке дисперсионно-твердеющих сплавов (мартенситно-стареющих, титановых, жаропрочных), работающих в условиях низких и высоких температур и радиации.
Сплавы с дисперсионно-твердеющим упрочнением (карбидными, интерметаллидными и другим) в зависимости от химического состава характеризуется каждый своим режимом термообработки. Так для каждого типа жаропрочного сплава свойственна своя температура закалки и температура старения. Химический состав рассматриваемых сплавов сказывается на времени выдержки при данных температурах [1, 2].
Известны следующие способы обработки жаропрочных сплавов с дисперсионным твердением [1], в которых: детали из жаропрочного сплава типа ХН45МВТЮБР подвергали закалке, предварительно выдерживая при температуре 1140°C в течение 1 часа в среде аргона, а затем изотермически выдерживали при температуре 900°C в среде аргона (старение) в течение 16 часов, а затем охлаждали на воздухе. По другому способу детали из жаропрочного сплава типа ХН50ВМТЮБ нагревали до температуры 1030°C, выдерживали при данной температуре в течение 1 часа в среде аргона. После охлаждения на воздухе производили старение в среде аргона в течение 5 часов при температуре 800°C и низкотемпературное старение в среде аргона при температуре 710°C в течение 15 часов. Охлаждение после старения производили на воздухе.
1
1
1
3
При 600-850°C (температура старения) в жаропрочных сплавах на никелевой основе наряду с γ-фазой наблюдается появление γ-фазы. При старении в течение нескольких часов при 700°C γ-фаза составляет около 20% объема сплава. При еще более высокой температуре старения возможно превращение γ-фазы в стабильную μ-фазу NiTi [3]. Установлено, что в интервале 300-450°C обнаруживается вторичное твердение мартенситно-стареющей стали [4], связанное с фазовыми выделениями. При исследовании дисперсионно-упрочняемого сплава титана было установлено, что упрочнение и сопутствующее ему резкое снижение пластичности и ударной вязкости происходит в интервале температур 350-550°C [5].
Существуют проблемы термической обработки, связанные, например, с неприменимостью изотермического нагрева к сложному изделию (содержащему пластмассовые, резиновые вставки, электронные устройства) без разборки на отдельные части из-за их разрушения при этих температурах, а также неприменимостью изотермического нагрева для одновременного упрочнения однородных дисперсионно-твердеющих сплавов с разными температурами старения.
Целью предполагаемого изобретения является увеличение предела прочности, а также расширение возможностей термической обработки дисперсионно-твердеющих сплавов.
Указанная цель достигается тем, что в способе упрочнения дисперсионно-твердеющих сплавов, включающем нагрев сплава, его выдержку и охлаждение, осуществляют пластическое деформирование путем нагрева участка поверхности сплава локальным тепловым источником до температуры старения, охлаждают, продолжают нагревать до достижения температуры в точках поверхности, противоположной нагреваемой стороне сплава, не ниже температуры старения, а затем переходят на следующий участок поверхности. Нагрев поверхности сплава локальным тепловым источником осуществляют путем его перемещения на величину шага по поверхности сплава. Термический цикл повторяют многократно, причем общее время нахождение материала при температуре старения не менее 2±0,5 мин.
По второму варианту осуществляют пластическое деформирование путем нагрева участка поверхности сплава локальным тепловым источником до температуры старения или/и механическим воздействием на изделие растягивающими и/или сжимающими, и/или крутящими нагрузками.
По третьему варианту осуществляют пластическое деформирование путем нагрева участка поверхности сплава локальным тепловым источником до температуры старения или/и электромагнитным воздействием.
По четвертому варианту осуществляют пластическое деформирование путем нагрева участка поверхности сплава локальным тепловым источником до температуры старения или/и радиационным воздействием.
По пятому варианту осуществляют пластическое деформирование путем нагрева участка поверхности сплава локальным тепловым источником до температуры старения или/и воздействием звуковыми колебаниями.
По шестому варианту пластическое деформирование сплава ведут на воздухе или в вакууме, или в газовой среде, а затем осуществляют нагрев всего сплава в печи до температуры старения.
По седьмому варианту пластическое деформирование и нагрев всего сплава до температуры старения ведут в печи.
При этом по шестому и седьмому вариантам пластическое деформирование сплава могут вести растягивающими и/или сжимающими, и/или крутящими нагрузками, а также электромагнитным, радиационным воздействием или звуковыми колебаниями.
Упрочнение участка с разнородными дисперсионно-твердеющими сплавами ведут первоначально со стороны сплава с большей температурой старения, затем со стороны другого сплава, причем общее время нахождения сплавов при большей температуре старения не менее 2±0,5 мин.
Кроме того, нагрев сплава осуществляют расфокусированным электронным лучом, лазерным лучом, либо индуктором, либо пропусканием тока. Охлаждение сплава после пластического деформирования ведут на воздухе или осуществляют принудительно.
При этом контроль за температурой в точках нагреваемой поверхности осуществляют пирометром, а контроль за температурой в точках поверхности, противоположной нагреваемой стороне сплава или внутри него на определенной глубине, осуществляют при помощи термопары. Контроль за мощностью теплового воздействия и температурой в точках нагреваемой поверхности до температуры старения, смещением траектории теплового источника на величину шага по поверхности сплава ведут при помощи компьютера.
Известно, что во время сварки в изделии возникает напряженное состояние (внутренние напряжения). При проведении дальнейшего локального циклического теплового воздействия области сварного шва возникают термофлуктуационная и атермическая пластические деформации, способствующие релаксации напряжений. Релаксация внутренних напряжений при температуре старения порождает избыточную неравновесную концентрацию точечных дефектов (структурные преобразования), что существенно ускоряет процесс выделения упрочняющей фазы в сварном шве, то есть его старение с одной стороны и понижение внутренних напряжений с другой. Материал шва оказывается естественно прошедшим механическую обработку (упрочненным) при сварке и дальнейшей термообработке.
Установлено, что ускорение процесса старения в большей степени зависит от скорости пластической деформации. Время старения в этом случае составляет всего несколько минут, в отличие от десятка часов при изотермической выдержке. Таким образом, происходит как бы сдвиг интервала старения в сторону низких температур, величина которого составляет до ста градусов.
В результате расчетов, основанных на структурно-аналитической теории прочности, определены оптимальные температурно-временные режимы упрочняющей термоциклической обработки дисперсионно-твердеющих сплавов.
После термоциклической обработки материал приобретает большую прочность и пластичность, чем изотермически состаренный материал по общепринятым в настоящее время режимам. Предложенный процесс термоциклирования не только обеспечивает старение, но и снимает остаточные напряжения, отсутствие которых, как известно, существенно улучшает показатели ударной вязкости и коррозионной стойкости материала.
Пример конкретного осуществления способа
Пример 1. Эксперименты проводили на технологических образцах, представлявших собой пластины 100×200×2,5 мм из сплава ХН45МВТЮБР и пластины 100×200×2,0 мм из сплава ХН50ВМТЮБ.
Закаленные, состаренные образцы толщиной 2 мм из жаропрочного сплава ХН45МВТЮБР пластически деформировали - сначала зажимали, а затем соединяли сварным швом, который выполняли электронным лучом в вакууме мощностью 516 Вт со скоростью 6 мм/сек на лабораторной установке ЭЛУРС-М с электронно-лучевым агрегатом ЭЛА-50/5М и системой программного управления на базе устройства ЧПУ «Маяк-42». Затем осуществляли охлаждение сваренного образца до комнатной температуры на воздухе. Дальнейшую упрочняющую локальную термообработку электронным лучом вновь проводили в вакууме до достижения на поверхности образца, противоположной нагреваемой, температуры старения. Установлено, что выравнивание температур по всему деформированному сваркой образцу при изотермическом отжиге произошло за 2,5 минут, а выдержка его при температуре старения 800°C в течение 3 минут привела к тому, что микротвердость шва стала равной микротвердости основного материала.
Контроль температуры проводили прибором Н-338 и хромелькапельевой термопарой с диаметром спая 0,3 мм, находящейся в жестком контакте с поверхностью образца, противоположной нагреваемой.
Предварительную оценку режимов локальной термообработки производили с помощью программы расчета температурных полей в пластине при движущемся по поверхности локальном источнике тепла. Для оценки температурных полей при локальной термоциклической обработке были выполнены численные расчеты, в результате которых установлено, что максимальная разница температур на обеих поверхностях пластин составляет 30°C при максимальной температуре термоцикла. Время существования данных температур составляло около 30 секунд.
Химический состав образцов сплавов ХН45МВТЮБР и ХН50ВМТЮБ после термообработки определяли методами рентгеноэлектронной спектроскопии и вторично-ионной масс-спектрометрии на спектрометрах ЭС-2401 и МС-7201М. Фазовый состав исследовали на дифрактометре ДРОН-3 с использованием CuKα-излучения. Результаты экспериментов обрабатывались с использованием программы анализа структурно-фазового состояния. Оже-электронные исследования проводились на оже-электронном спектрометре JAMP-10S («JEOL», Япония). Для послойного анализа и очистки поверхности образцов от загрязнений и адсорбентов использовался метод распыления (ионного травления) поверхностных слоев ионами аргона с энергией от 0.5 до 3 кэВ (скорость травления при ускоряющем напряжении 1 кэВ составляет ~6 нм/мин, при 3 кэВ - ~35 нм/мин). Образцы перед исследованиями промывали в спирте-ректификате с целью обезжиривания исследуемой поверхности. Поверхностный слой материала поставки очищалась от слоя оксидов.
Установлено в результате металлофизических исследований, что состав и структура закаленных сплавов ХН45МВТЮБР и ХН50ВМТЮБ отличаются от состава и структуры основного материала поставки. Если средний диаметр блоков когерентного рассеяния в материале сварного шва до упрочняющей термообработки более чем в два раза превышает размеры аналогичных структур в материале поставки, то термоциклическая обработка приводит к уменьшению размеров блоков и достижению параметров дисперсности структуры сварных швов, аналогичных структуре состаренного материала. Данный факт, несомненно, свидетельствует о снижении внутренних напряжений и о повышении ударной вязкости материала.
Из рентгеноструктурных исследований сплава ХН50ВМТЮБ, состаренного изотермически, следует, что основу материала - основы составляет фаза на основе Ni-Cr-Fe (твердый раствор), в которой содержится мелкодисперсная вторая фаза на основе Fe-Cr-Mo(W) в количестве до 4 об.%. Материал сварного шва состоит из фазы на основе Ni-Cr-Fe. Термоциклирование материала после сварки привело к слабопрослеживающей второй фазе, что, по-видимому, связанно с когерентным мелкодисперсным выделением данной фазы.
4
Рентгеноструктурный анализ показал двухфазную относительно мелкоблочную структуру изотермически состаренного материала ХН45МВТЮБР, в основе которого - фаза типа Fe-Cr-Ni. В результате изотермической термообработки появилась вторая упрочняющая фаза типа NiMo. Материал после термоциклической обработки также двухфазный с меньшей долей второй фазы, по сравнению с тем же материалом после изотермического старения.
Проведенные механические испытания на изгиб полученных образцов из исследуемых сплавов показали, что усилие для изгиба стандартного образца из сплава ХН45МВТЮБР после термоциклической обработки существенно увеличилось по сравнению с образцами из изотермически состаренного материала. Угол загиба образца после термоциклической обработки на 10 градусов превосходит все углы загибов образцов, прошедших стандартные способы обработки. Считается, что данный параметр ответственен за пластичность материала. Предел прочности материала шва, прошедшего термоциклическую термообработку, превосходит предел прочности состаренного основного материала. Для сплава ХН50МВТЮБ термоциклическая обработка привела к достижению прочности, превышающей прочность основного состаренного материала на 10%. Кроме того, отмечено абсолютное превосходство ударной вязкости металла на 50%.
Благодаря вышеперечисленным преимуществам предложенный способ упрочнения исключает использования дорогостоящей оснастки, используемой при изотермических режимах старения жаропрочных сплавов и сталей. Кроме того, он устраняет явление испарения легирующих элементов, наблюдаемое при больших временных изотермических выдержках. Экспериментально установлено, что величина обедненного слоя для сплава ХН50ВМТЮБ после изотермического старения, составляет всего 0,05 мм.
2
Пример 2. Эксперименты проводили на образцах мартенситно-стареющей стали Н18К8М5ТЮ, прошедших штатную термообработку для упрочнения и имеющих прочность на разрыв 165 кг/мм. Первоначально осуществляли пластическую деформацию путем соединения зажатых образцов между собой сварным швом, который выполняли расфокусированным электронным лучом мощностью 516 Вт со скоростью 6 мм/сек в вакууме. Затем осуществляли изотермический отжиг и выдержку в печи спектрометра. Установлено, что выравнивание температур по всему деформированному сваркой образцу при изотермическом отжиге в печи спектрометра произошло за 2,5 минут, а выдержка его при температуре старения 480°C в течение 3 минут привела к тому, что микротвердость шва стала равной микротвердости основного материала.
α
Сварку и последующую локальную термоциклическую обработку электронным лучом выполняли на лабораторной установке ЭЛУРС-М с электронно-лучевым агрегатом ЭЛА-50/5М. Исследования фазового состава стали Н18К8М5ТЮ до и после термообработки сварного шва проводились на рентгеновском дифрактометре ДРОН-3М с использованием монохроматизированного CuК-излучения. Микротвердость измеряли прибором ПМТ-3. Исследования микроструктур выполняли с помощью микроскопов типа ММР-4. Образцы из стали Н18К8М5ТЮ для металлофизических исследований изготавливали посредством вырезки на электроэрозионном станке модели «Аджикут» с системой управления от УЧПУ.
По другому варианту осуществления способа, когда нагрев всего сплава, содержащего сварной шов, был возможен только до температуры 80°C из-за выхода из строя резиновых элементов конструкции, осуществляли локальный многоцикловой нагрев в вакууме только области сварного шва. Обработку вели электронным лучом мощностью 75 Вт со скоростью 0,5 мм/с, обеспечивающей достаточно длительное нахождение материала шва при температуре старения 480°C (достижения температуры в точках поверхности, противоположной нагреваемой стороне сплава, не ниже температуры старения), с охлаждением в паузах до 150°C в течение 20 циклов, при этом общее время пребывания участков сварного шва при температуре 480°C образца составило 3,5 минут.
Полученный при этом эффект увеличения микротвердости был равноценен результату, полученному в предшествующем варианте. Термообработка несваренного (не деформированного сваркой) материала по рассмотренным режимам к существенному изменению прочностных свойств исходного материала не приводила.
2
Механические испытания, проведенные с образцами шва, сваренного со скоростью прохождения электронным лучом 6 мм/с, показали увеличение прочности на разрыв сварного соединения до 153,3-156,4 кг/мм, что составляет 0,92-0,94 прочности основного металла. Металлографические исследования, проведенные с этими образцами показали, что металл шва имеет микротвердость, измеренную при нагрузке 100 Н, 446-514 HV, а основной металл при этом имеет микротвердость в пределах 446-474 HV.
в
2
Пример 3. Эксперименты проводили на образцах сплава ТС-6, относящихся к псевдо-β-сплавам. Его легирующими компонентами являются алюминий (α-стабилизатор, повышающий температуру полиморфного превращения титана), ванадий, молибден (изоморфные β-стабилизаторы) и хром-β-эвтектоидный стабилизатор. Химический состав сплава ТС6 содержит эти легирующие компоненты в следующих пределах: Al (2.4-3.6%), Мо (3.5-4.5%), V (6.5-7.5%), Cr (9.8-11.3%). Известно, что в отожженном и закаленном состоянии с температуры 700-800°C сплав марки ТС-6 при умеренной прочности имеет максимальные значения пластических свойств: σ=850-950 МПа; δ=20-30%; ψ=45-60%; КСИ-750-2000 кдж/м. Прочность и пластичность состаренного материала при температуре 500°C при испытаниях на изгиб составляет соответственно 1600 МПа и 7%. В закаленном состоянии ТС-6 имеет практически однофазную β-структуру, метастабильную при низких температурах. Наличие термодинамической нестабильной фазы обуславливает способность исследуемого сплава к упрочняющей термообработке, выделение α-фазы при температуре старения способствует упрочнению сплава.
Закаленные, состаренные и зажатые образцы из титанового сплава ТС-6 пластически деформировали путем их соединения сварным швом, который был выполнен электронным лучом в вакууме, на лабораторной установке ЭЛУРС-М с электронно-лучевым агрегатом ЭЛА-50/5М. Из сплава ТС-6 был сварен шов длиной 15 см. Затем шов подвергали изотермическому циклическому нагреву расфокусированным электронным лучом в печи электронного спектрометра ЭС-2401 с контролем состава поверхности шва в зависимости от температуры. Контроль температуры проводили прибором Н-338 и хромелькапельевой термопарой с диаметром спая 0,3 мм, находящейся в жестком контакте с поверхностью образца, противоположной нагреваемой. Перед экспериментом исследуемые образцы со сварными швами очищались от поверхностных оксидов и адсорбированных загрязнений методом ионной бомбардировки ионами аргона с энергией 0,9 кэВ в течение 40 мин.
Исследуемый образец со швом проходил термообработку в печи спектрометра ЭС-2401 в следующем режиме: нагрев всего сплава осуществляли не ниже температуры старения 515°C в течение 1,5-2 минуты, выдерживали его при этой температуре 3 минуты, затем давали ему охладиться.
2
2
Установлено, что после сварки материал сварного шва представляет собой закаленную структуру β-фазы. В сварном шве возникают остаточные напряжения, о чем свидетельствует предел прочности, равный 130 кг/мм. В результате исследований установлено, что после термоциклирования в интервале температур от 480±20°C до 200°C получено упрочение сварного шва, равное 141 кг/мм, что составляет 90% прочности изотермически состаренного титанового сплава. Общее время пребывания при температуре старения для обрабатываемого участка составляло 2±0,5 минут. Число термоциклов равнялось 9. Пластичность материала сварного шва после рассмотренной термообработки существенно превосходила как пластичность состаренного, так и закаленного материала.
2
Механические испытания, проведенные с образцами шва, сваренного электронным лучом с последующей термообработкой с помощью расфокусированного электронного луча в указанном режиме, показали увеличение прочности сварного соединения до 143,3-146,4 кг/мм, что составило 0,92-0,94% прочности состаренного основного металла. Пластичность обработанного материала по предложенной технологии превзошла в 10 раз пластичность изотермически состаренного материала.
Используемая литература:
1. Химушин Ф.Ф Жаропрочные стали и сплавы. Издательство «Металлургия», 1969, 2-е издательство. 752 с.
2. Металловедение и термическая обработка сталей и чугуна. Справочник под ред. акад. Гудцова и др. - М.: Изд-во НИИЧЦМ, 1956. 1200 с.
3. Гуляев А.П. Металловедение. - М.: Металлургия, 1978. С.474.
4. Бондаренко Г.Г., Паршин A.M., Тихонов А.Н. и др. Хрестоматия и специальные вопросы металловедения. - СПб: Изд-во СПбГТУ, 1998. С.121.
5. Бондаренко Г.Г., Паршин A.M., Тихонов А.Н. и др. Хрестоматия и специальные вопросы металловедения. - СПб: Изд-во СПбГТУ, 1998. С.113.