Физические основы прочности тугоплавких металлов

Трефилов В. И., Мильман Ю.В., Фирстов С.А.

Наукова думка, 1975 г.

§ 6. ОБ УСЛОВИЯХ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ ТУГОПЛАВКИХ МАТЕРИАЛОВ

Тугоплавкие металлы с ОЦК решеткой и сплавы на их основе и деформированном состоянии находят широкое применение в качестве конструкционных материалов [170]. С помощью обработки металлов давлением из исходного материала (слитка, спеченной металлокерамической заготовки) получают полуфабрикаты или готовые изделия — лист, трубу, пруток, проволоку, профили различного сечения и т. д.

Выбор режима термомеханической обработки (температуры нагрева, допустимых степеней обжатия, защитной атмосферы, промежуточных отжигов и др.) осуществляется на основе данных о структуре и свойствах металла, о его прочностных и пластических характеристиках, определяющих деформируемость, а также с учетом конкретных возможностей оборудования — мощности пресса, прокатного стана, возможности нагрева крупных деталей до высокой температуры, наконец, экономических показателей и, что особенно важно, конечных свойств полуфабриката или изделия. Роль последнего фактора для тугоплавких металлов в конечном счете может оказаться определяющей.

Согласно рекомендациям теории обработки металлов давлением, основы которой разработаны С. И. Губкиным [94], первичную обработку целесообразно проводить в температурном интервале «горячей» деформации, выше температуры рекристаллизации, что обеспечивает значительное снижение деформирующего усилия и получение полуфабрикатов с равноосной зеренной, свободной от напряжений структурой [94, 170, 273]. Наиболее целесообразно применение в температурном интервале горячей ДЕФОРМАЦИИ силовых схем трехосного неравномерного сжатия, «при этом, чем резче выражена силовая схема трехосного сжатия, чем выше соответственная температура деформации, тем эффективнее происходит залечивание дефектов» [94] и разрушение неблагоприятной исходной структуры литого металла. Замечание о возможности залечивания дефектов представляется чрезвычайно важным, поскольку кристаллизационные трещины, поры, пустоты относятся к числу распространенных пороков отливок. В. Ростокер [273] указывает, что первичная обработка давлением, проведенная ниже указанного интервала температур, способствует явлению расслоения металла при последующей обработке.

Для большинства металлов температурный интервал горячей обработки достаточно широк — от температуры рекристаллизации до температур порядка 0,85—0,95 Тпл- Верхний предел ограничен появлением жидкой фазы и межзеренным растрескиванием и зависит от содержания примесей, их характера (легкоплавкие, тугоплавкие) и теплового эффекта при деформировании. Методика расчета температуры начала горячей обработки с достаточно полным учетом физико-химических свойств и состава сплава изложена в работе [306]. Нижняя температурная граница, как уже указывалось, ограничена температурой рекристаллизации и может быть выбрана с учетом диаграмм рекристаллизации. Однако целесообразно ограничить нижний температурный интервал [94] на основе диаграммы состояния (рис. 99) с тем, чтобы деформацию осуществлять в однофазной области. Ориентировочно нижний температурный интервал ограничен температурой 0,7 Т,, ниже которой сопротивление пластической ДЕФОРМАЦИИ возрастает. Целесообразность проведения горячей ДЕФОРМАЦИИ для тугоплавких металлов иллюстрируется данными работы [147], представленными на рис. 100. Видно, что в температурном интервале

0,5—0,7 Тал в молибдене ЦМ-2А наблюдается «горячая» хрупкость, а при более высоких температурах при переходе в однофазную область пластичность восстанавливается. Однако из того же рисунка следует, что «горячая» хрупкость может быть в значительной мере подавлена повышением скорости ДЕФОРМАЦИИ (см. также работу [315]). С другой стороны, для тугоплавких металлов, в особенности группы хрома, в большинстве случаев для уменьшения склонности к хрупкому, в особенности интеркристаллитному, разрушению необходимо получить мелкозернистое состояние.

Высокие температуры плавления и рекристаллизации тугоплавких металлов в большинстве случаев не позволяют осуществить пластическую деформацию в УСЛОВИЯХ горячей деформации. В лучшем случае первичная обработка производится вблизи нижней границы температурного интервала горячей ДЕФОРМАЦИИ или даже несколько ниже, в интервале «теплой» деформации. Это связано как с возможностями оборудования для нагрева, так и с ограниченной стойкостью пресс-инструмента при повышенных температурах. С другой стороны, высокая химическая активность тугоплавких металлов и возрастающее с повышением температуры загрязнение металла также существенно ограничивают нагрев до высоких температур.

По этим причинам изложенные выше данные исследований структурных изменений в ОЦК переходных металлах при деформации в интервале температур ниже 0,7 Т приобретают особый интерес не только для последующей обработки, обычно осуществляемой в УСЛОВИЯХ теплой и в ряде случаев холодной деформации, но и для первичной обработки. Следует учитывать, что при первичной ДЕФОРМАЦИИ прессованием рекристаллизация в ряде случаев не успевает произойти при температурах 0,5—0,6 ТпЛ, т. е. при температурах, значительно превышающих температуру рекристаллизации в УСЛОВИЯХ часового отжига. В этом случае в результате первичной ДЕФОРМАЦИИ возникает ячеистая структура. Конкретные режимы обработки тугоплавких металлов давлением подробно рассмотрены в работах [170, 171, 278].

Выполненный выше анализ взаимосвязи изменений структуры и механических свойств в зависимости от условий ДЕФОРМАЦИИ показывает, что создание определенных структурных состояний в процессе пластической ДЕФОРМАЦИИ позволяет существенно улучшить комплекс механических свойств. Формирование равноосной разориентированной (фактически сверхмелкозернистой ) ячеистой структуры сопровождается наряду со значительным упрочнением одновременным понижением температуры перехода к хрупкому разрушению. По этой причине для переходных металлов с ОЦК решеткой, склонных к хрупкому разрушению, особенно важным оказывается выбор режима обработки, обеспечивающего высокий уровень механических свойств, в частности низкотемпературной пластичности.

Пластическую деформацию следует осуществлять с учетом диаграмм структурных состояний (см. рис. 79) в области существования ячеистых структур. Оптимальной температурой конечной обработки должна быть температура, обеспечивающая формирование равноосной ячеистой структуры (0,35—0,4 Тпл). После образования разориентированной ячеистой структуры пластическая деформация возможна и при более низких температурах, при этом, однако, существенно увеличивается анизотропия структуры и механических свойств (см. § 4 настоящей главы).

Для высокочистых металлов VA группы — ванадия, ниобия и тантала и пластичных сплавов на их основе эта рекомендация не является обязательной. После горячей ДЕФОРМАЦИИ указанные металлы допускают холодную обработку [171] без существенной потери свойств низкотемпературной пластичности. Более того, понижение температуры ДЕФОРМАЦИИ позволяет добиться значительного упрочнения и избежать существенного насыщения металла газовыми примесями. Результаты, приведенные в предшествующих разделах, получены, однако, на высокочистых материалах (рафинированном от примесей внедрения хроме, малолегированных сплавах молибдена и вольфрама). На практике широко распространены сложнолегированные сплавы, при разработке которых необходимо обеспечить требуемый уровень высокотемпературных свойств при удовлетворительной низкотемпературной пластичности (в высокочистом состоянии тугоплавкие металлы не обеспечивают требуемой жаропрочности).

Широкое распространение получили сплавы тугоплавких металлов с высокоактивными элементами, образующими термодинамически устойчивые карбиды, нитриды, окислы. Введенные в оптимальном количестве высокоактивные элементы позволяют в какой-то мере решить две задачи: во-первых, обеспечить глубокую очистку матрицы от примесей элементов внедрения, во-вторых, создать дисперсное упрочнение и несколько задержать рост зерен при рекристаллизации (с помощью частиц второй фазы). Направленное легирование, при котором в сплав в оптимальном соотношении вводятся примесь внедрения и высокоактивные элементы, является одним из способов создания дисперсионно-упрочненных систем (см. гл. 6).

Среди сплавов хрома широко описаны сплавы, содержащие иттрий, лантан, церий и карбидообразующие элементы; разработаны сплавы молибдена с титаном, цирконием и гафнием и др. [208, 278, 305 и др.].

Сложнолегированные сплавы с большим содержанием второй фазы обладают повышенной температурой рекристаллизации, и поэтому первичная обработка давлением для них осуществляется в «опасном» температурном интервале теплой деформации. Для таких сплавов выбор оптимальной технологии представляет особенно трудную задачу. Положение усугубляется тем, что в дисперсионно-упрочненных системах возможно образование при кристаллизации грубых пограничных выделений [136, 155], резко охрупчивающих металл; кроме того, так как при плавке обычно трудно во всем сечении слитка выдержать оптимальное соотношение примесей и высокоактивных элементов, то твердый раствор может оказаться пересыщенным по примесям внедрения.

Рассмотрим некоторые особенности механизма пластической деформации и структурных изменений при термомеханической обработке сложнолегированных сплавов. Как установлено в работе [136], формирование дислокационной ячеистой структуры при деформации дисперсионно-упрочненного сплава хрома прокаткой и осадкой в интервале температур 600—900° С сильно затруднено. В этом же температурном интервале отмечалось заметное деформационное упрочнение сплава по сравнению с высокочистым хромом (рис. 101), что, вероятно, обусловлено процессами динамического деформационного старения, протекающими в нерафинированном хроме (см. также § 4 настоящей главы), Ячеистая структура с четкими границами могла быть сформирована при пластической ДЕФОРМАЦИИ вне указанного температурного интервала. Деформация дисперсионно-упрочненного сплава при 600° С и ниже оказалась возможной лишь при осадке в обоймах и прокатке в оболочках. При повышенных температурах (1000— 1300° С) сплав удавалось продеформировать прессованием. В работе [136] отмечено, что высокотемпературное прессование и последующий отжиг не позволили устранить грубые пограничные выделения. По-видимому, по этой причине термомеханическая обработка, обеспечивающая образование разориентированной ячеистой структуры, не сопровождалась, как это обычно наблюдается в рафинированном хроме, существенным понижением температуры перехода к хрупкому разрушению. Так, после экструзии при 1100° С Тх— 65° С, после прокатки в интервале динамического деформационного старения при 600 — 900° С Тх > 200° С На рис. 102 показано изменение Тх и. HV малолегированного и дисперсионно-упрочненного сплава хрома после ДЕФОРМАЦИИ и отжига при различных температурах. Видно, что, в малолегированном хроме твердость при разупрочнении существенно уменьшается, а температура хладноломкости при увеличении эффективной длины плоскости скольжения возрастает в соответствии с зависимостями(4.14)— (4.16); в тоже время в дисперсионно-упрочненном хроме температура хладноломкости при повышении температуры отжига (1400° С) снижается до 35° С.

Таким, образом, значительное улучшение низкотемпературной пластичности достигается при рекристаллизации в том случае, когда ячеистую структуру сохранить не удается. Вместе с тем формирование разориентированной ячеистой структуры в процессе теплой ДЕФОРМАЦИИ совершенно необходимо по следующей причине. Как отмечалось выше, проведение горячей ДЕФОРМАЦИИ и устранение литой грубозернистой структуры, а также сетки пограничных выделений по ряду причин оказывается для сложнолегированных сплавов невозможным. Однако высокая сегрегационная емкость границ разориентированной ячеистой структуры [71, 100, 151] способствует растворению при термомеханической обработке грубых пограничных выделений по границам ячеек: кроме того, ре кристаллизационный отжиг можно провести таким образом, чтобы возникли новые мелкие зерна с границами, свободными от протяженных прослоек вторых фаз.

После предшествующего высокотемпературного прессования, формирующего ячеистую субструктуру с малоугловыми границами, разупрочнение, по-видимому, протекает главным образом за счет полигонизации, так как сохраняется вытянутая волокнистая структура исходных зерен, границы которых закреплены выделениями избыточных фаз. А после низкотемпературной ДЕФОРМАЦИИ прокаткой в интервале 600—900°С с промежуточными отжигами, когда удается создать разориентированную (на 2—3° и больше) ячеистую структуру, при отжиге наблюдается образование новых зерен, границы которых свободны от крупных включений второй фазы, а следы старых границ, возникших еще при кристаллизации, полностью исчезают [136].