Технология ТО / 7_СПЕЦИАЛЬНЫЕ ВИДЫ ОБРАБОТКИ

Сл.1. СПЕЦИАЛЬНЫЕ ВИДЫ ОБРАБОТКИ

Сл.2. В последние десятилетия на практике все шире применяются специальные высоколегированные стали, имеющие аустенитную структуру после закалки от высоких температур. Аустенит этих сталей метастабилен и способен превращаться в мартенсит при глубоком охлаждении или деформировании в области отрицательных температур. Для повышения прочности таких сталей часто необходимы особые виды обработки. Они отличаются тем, что на той или иной стадии их проведения протекает мартенситное превращение, вызванное охлаждением или пластической деформацией. Но получение мартенсита – не конечная цель обработки, и микроструктура готовой продукции чаще всего его не содержит. В то же время образование мартенсита возможно и после завершения упрочняющей обработки, во время деформирования при механических испытаниях или в особых условиях эксплуатации (при кавитационном воздействии, абразивном изнашивании и в некоторых других случаях). Это приводит к значительному повышению механических свойств и эксплуатационных характеристик изделий.

Сл.3. УПРОЧНЕНИЕ ФАЗОВЫМ НАКЛЕПОМ

Фазовым наклепом аустенита называют его упрочнение, возникающее в результате прямого и обратного мартенситных превращений. При этом состояние аустенита характеризуется повышенными значениями плотности дислокаций и прочностных характеристик. Фазовый наклеп изменяет в той или иной мере и другие свойства аустенита по сравнению с их значениями в отожженном или закаленном состоянии. Эти внешние проявления фазового наклепа могут быть существенно неодинаковы в разных сплавах, что определяется кинетикой и полнотой прямого и температурой конца обратного превращения, исходными свойствами аустенита, зависящими от его химического состава.

Фазовый наклеп может легко наблюдаться только на безуглеродистых высоколегированных сталях с мартенситной точкой М_н ниже комнатной температуры, не склонных к дисперсионному твердению. После закалки от высокой температуры такие стали сохраняют аустенитную структуру с низкой прочностью ивысокой пластичностью.

Сл.4. Для осуществления фазового наклепа необходимо провести обработку холодом, охладив сталь значительно ниже М_н, при этом в стали образуется немалое количество мартенсита охлаждения. Затем сталь быстро нагревают до точки А_к (при этом в ней образуется аустенит) и охлаждают до комнатной температуры, при которой сталь остается в аустенитном состоянии, но в аустените сохраняется большое количество дефектов. Описанная процедура, приводящая к реализации γαγ превращений, представляет собой один цикл обработки на фазовый наклеп (рис. 19.1).

Рис. 19. 1. Схема обработки метастабильных аустенитных сплавов для получения фазонаклепанного состояния

При необходимости получении возможно большего упрочнения циклы γαγ переходов могут повторяться до достижения желаемого результата или до прекращения прироста прочности.

Сл.5. Фазовый наклеп стабилизирует аустенит в сплавах с изотермической кинетикой превращения, но не оказывает существенного влиянияна образование мартенсита в сплавах с атермической его кинетикой.Стабилизация аустенита вследствие фазового наклепа выражается в понижении мартенситной точки и уменьшении полноты превращения.При совмещении в одном сплаве изотермического и атермического превращений первое может подавляться фазовым наклепом почти полностью и тогда при охлаждении будет развиваться преимущественно атермическая составляющая превращения. Достаточно сильный фазовый наклеп измельчает и устраняет крупные скачки превращения в сплавахсо взрывной его кинетикой, сглаживая мартенситную кривую. Морфология кристаллов мартенсита при этом не претерпевает принципиальных изменений.

Сл.6. Механические свойства метастабильных аустенитных сталей существенно изменяются фазовым наклепом. Предел текучести увеличивается в два-три раза, но не превышает 550...600 МПа. В сплавах с атермической кинетикой образования мартенсита основное упрочнение происходит уже при первом цикле γαγ превращений. Последующие циклы обработки вызывают лишь небольшое увеличение предела текучести.

В сплавах с изотермической кинетикой полнота превращения даже в первом цикле обработки значительно меньше и вследствие сильной стабилизации аустенита фазовым наклепом уменьшается с каждым следующим циклом. При повторных обработках образование мартенсита при охлаждении происходит главным образом в объемах остаточного аустенита, не претерпевших превращения в предшествующих циклах. Поэтому предельно возможное упрочнение достигается не сразу, а после нескольких циклов обработки.

Сл.7. Снижение пластичности и вязкости вследствие фазового наклепа происходит в меньшей степени, чем повышение прочностных характеристик. В табл. 19.1 в качестве примера приведены механические свойства нестареющей стали 05Н29 (с атермическим типом мартенситного превращения) в различных структурных состояниях.

Таблица 19.1Изменение механических свойств стали 05Н29 при прямом γ α и обратном αγ мартенситных превращениях

Структура	Обработка	σ0,2, МПа	σв, МПа	δ, %	Ψ,%	KCU, Дж/см3
Исходный аустенит	Закалка от 1100 °С	167	392	50	75	343
Мартенсит (90 %)	Охлаждение в жидком азоте (γ  α)	834	882	20	70	98
Фазонаклепанный аустенит	Нагрев до 600 °С (α  γ)	410	539	25	70	196
Рекристалли-зованный аустенит	Нагрев до 850 °С (α  γ)	196	441	45	75	294

Сл.8. Фазовый наклеп дисперсионно-твердеющих сталей. Максимальные значения предела текучести 550...600 МПа, достигаемые фазовым наклепом на нестареющих метастабильных аустенитных сталях, часто оказываются недостаточными для практических целей. Значительно больше упрочняются дисперсионно-твердеющие стали в результате комбинированной обработки, сочетающей фазовый наклеп со старением или со старением и пластической деформацией.

Фазовый наклеп вызывает существенное и необычное изменение основных характеристик мартенситного превращения в дисперсионно твердеющих сталях. Нагрев для осуществления обратного αγ превращения сопровождается интенсивным распадом пересыщенных α и γ твердых растворов, в результате чего возникают частицы новых фаз (карбидов, интерметаллидов) и изменяется химический состав вновь образующегося аустенита. Обеднение γ раствора элементами, связанными в выделяющихся фазах, должно повышать мартенситную точку М_н. Это повышение М_н обычно оказывается более существенным, чем ее снижение под влиянием собственно фазового наклепа, и мартенситная точка в конечном счете повышается после γαγ превращений. В зависимости от химического состава стали один цикл обработки на фазовый наклеп может приводить к повышению М_н от 20...30 до 150...200 °С, а иногда и более.

Сл.9. Безуглеродистые метастабильные аустенитные дисперсионно твердеющие стали системы Fe–Ni–Ti применяются в качестве высокопрочных немагнитных материалов (05Н25Х2Т2, 05Н24Х2Т3В др.). При совмещении фазового наклепа и старения в одной операции невозможно получить высокий предел текучести в сочетании с парамагнитностью. Для достижения этой цели необходимо разделить обработку на фазовый наклеп и старение (рис. 19.2).

Рис. 19.2. Схема комплексного упрочнения сплавов Fe–Ni–Ti фазовым наклепом (1) и старением (2)

После такой обработки сталей типа 05Н25Х2Т2,05Н24Х2Т3, дисперсионное твердение которых обусловлено выделением γ'-фазы (Ni₃Ti), предел текучести достигает 835...880 МПа при сохранении высокой пластичности (δ = 20...25 %, ψ = 50...60 %).

Такое сочетание прочности и пластичности дисперсионно-твердеющих аустенитных сталей не может быть получено путем только старения, без фазового наклепа. Это обусловлено тем, что при старении закаленного аустенита происходит охрупчивание границ зерен продуктами распада пересыщенного раствора. В процессе старения после фазового наклепа, повышающего плотность дислокаций во всем объеме аустенита, частицы упрочняющей фазы выделяются на дислокациях и равномерно распределяются в объеме зерна.

Сл.10. Прямое γα мартенситное превращение при обработке сплавов Fe–Ni–Ti на фазовый наклеп обычно вызывается глубоким охлаждением с использованием жидкого азота. Можно отказаться от обработки холодом, проведя предварительное высокотемпературное старение при 650...750 °С. Вследствие интенсивного выделения γ'-фазы (Ni₃Ti) содержание легирующих элементов в аустените уменьшается, а мартенситная точка повышается и оказывается существенно выше комнатной температуры (рис. 19.3).

Рис. 19.3. Схема упрочнения сплавов Fe–Ni–Ti фазовым наклепом с использованием предварительного комбинированного старения

Сл.11. УПРОЧНЕНИЕ СТАЛЕЙ С ОБРАЗОВАНИЕМ МАРТЕНСИТА ДЕФОРМАЦИИ

Некоторые стали, имеющие аустенитную структуру при комнатной температуре, метастабильны: пластическая деформация при комнатной или близкой к ней температуре, находящейся в интервале М_н...М_д, приводит к образованию мартенсита. Мартенсит деформации, образующийся из деформированного аустенита, имеет большую прочность, чем мартенсит охлаждения, так как обладает более высокой плотностью дислокаций. Поэтому вклад мартенсита деформации в общее упрочнение стали больше, чем мартенсита охлаждения.

При упрочнении стали мартенситом, образующимся при деформировании, одновременно происходит и деформационное упрочнение. Чтобы достичь существенного прироста прочности, необходимо получить значительное количество мартенсита. В свою очередь для этого необходима высокая степень пластической деформации. Поэтому сталь, упрочняемая мартенситом, образующимся при деформации, должна иметь высокую пластичность, сохраняющуюся на необходимом уровне и после образования некоторого количества мартенсита. Следовательно, содержание углерода в таких сталях должно быть невысоким – не более 0.25...0.30 %.

Сл.12. Влияние пластической деформации. Пластическая деформация аустенита при температурах несколько выше М_н может вызвать мартенситное превращение. Такой эффект наблюдается в температурном интервале от Мн до температуры, обозначаемой точкой М_д.

Небольшая пластическая деформация интенсифицирует мартенситное превращение, что проявляется в повышении точки Мн, увеличении скорости превращения, уменьшении количества непревращенной фазы. Значительная пластическая деформация оказывает тормозящее действие на мартенситное превращение, т. е. в этом случае имеет место так называемая механическая стабилизация аустенита.)

Сл.13. Такую закономерность наглядно иллюстрируют данные экспериментов, проведенных на стали 05Х17Н9 с точкой М_н ниже комнатной температуры. Для этой стали характерна изотермическая кинетика мартенситного превращения. Предварительная деформация растяжением при +100 °С на 8% ускорило образование мартенсита. Увеличение деформации до 17 %, наоборот, привело к замедлению мартенситного превращения (рис. 5.29).

Рис. 5.29. Влияние пластической деформации при +100 °С на кинетику образования мартенсита в стали Х17Н9 при -75°С (Г. В. Курдюмов, О. П. Максимова)

Различное влияние малых и значительных деформаций на последующее образование мартенсита при охлаждении объясняется следующим образом.

Малые деформации создают такие структурные нарушения и локальные напряжения, которые активизируют мартенситное превращение.

При больших деформациях, когда плотность дислокаций высока, затрудняются сдвиговые процессы, обусловливающие образование кристаллов мартенсита и их рост.

Сл.14. Ниже точки Мд мартенситное превращение может протекать как при упругом, так и при пластическом деформировании. Соответственно выделяют две принципиально различные разновидности мартенсита: мартенсит напряжения и мартенсит деформации.

Мартенсит напряжения образуется под действием приложенных напряжений путем точно таких же процессов зарождения и роста, что и при самопроизвольном возникновении ниже точки Мн обычного мартенсита охлаждения из ненапряженного и недеформированного аустенита. Мартенсит напряжения может возникать как ниже, так и выше мартенситной точки Мн. При температурах нагружения, близких к Мн, его морфология не отличается от морфологии мартенсита охлаждения. Образование мартенсита напряжений возможно и в пластически деформированном аустените.

Мартенсит деформации возникает под воздействием пластических сдвигов, подготовленных пластической деформацией, в которых его зарождение облегчено. Морфология мартенсита деформации, его пространственное распределение и температурная зависимость его количества существенно отличаются от таковых мартенсита охлаждения и мартенсита напряжения (рис. 5.30).

Сл.15. Образование мартенсита деформации также возможно как ниже, так и выше Мн.

Рис. 5.30. Структура мартенсита, образующегося в сталях при внешних воздействиях. а — мартенсит напряжения, х600; б — мартенсит деформации, х600; в — мартенсит, образовавшийся под действием импульсного магнитного поля, х200 (Л. Н. Ромашов)

Сл.16. Механические характеристики метастабильных аустенитных сталей могут существенно изменяться, если в процессе механических испытаний происходит образование мартенсита. Наибольшее значение имеют изменения предела текучести и пластичности, определяющие механическое поведение стали.

Образование мартенсита при деформировании низкоуглеродистых сталей может приводить к существенному повышению пластичности. Наибольшая пластичность достигается в условиях определенной интенсивности образования мартенсита при деформировании – около 0.5... 1.0% мартенсита на 1% относительного удлинения.

Упрочнение стали при холодной пластической деформации, сопровождающейся образованием мартенсита, может быть весьма значительным. Например, хромоникелевые аустенитные стали, содержащие около 0,08 % углерода, 18 % хрома и 10 % никеля, после закалки от 1000°С имеют аустенитную структуру и следующие механические свойства: σ_0,2=240 МПа, σ_в = 540 МПа, δ = 50 %. После холодной прокатки с обжатием 90-95%, приводящей к появлению 55–60 % мартенсита, их свойства существенно изменяются. Так σ_0,2=1730 МПа, σ_в = 1840 МПа, δ= 5%.

Сл.17. Эффект повышения пластичности в момент образования мартенсита деформации (трип-эффект) использован при разработке нового класса сталей, обладающих уникальным сочетанием прочности и пластичности (σ_0,2= 1000–2000 МПа приδ от 70 до 20 %). Такие стали получили название ПНП – пластичность, наведенная превращением*.

Необычное сочетание свойств ПНП-сталей обеспечено надлежащим выбором химического состава и режима обработки. Состав стали должен быть таким, чтобы точка М_н находилась ниже комнатной температуры, а точка М_д может быть как ниже, так и выше нее. После закалки такие стали имеют аустенитную структуру. Упрочнение стали достигается значительной пластической деформацией (обжатие до 80 %) выше точки М_д при температуре от 250 до 550 °С.

В процессе деформирования сталей, содержащих около 0,3% углерода и легированных карбидобразующими элементами, происходит выделение карбидов. Обусловленное этим изменение состава аустенита вызывает повышение точек М_н и М_д. Таким образом, в результате деформирования сталь приобретает высокую прочность, точки М_н и М_д повышаются, но в любом случае М_н должна оставаться ниже, а М_д выше комнатной температуры. Поэтому последующая деформация при комнатной температуре (технологическое деформирование или механические испытания) сопровождается образованием мартенсита, что и обеспечивает сочетание высокой прочности и высокой пластичности. Например, сталь типа 30Г2С2Х9Н8, 5М4 после прокатки при 425 °С с обжатием 80 % приобретает следующие свойства: σ_0,2= 1430 МПа, σ_в= 1500 МПа, δ = 50 %.

Сл.18. ЭФФЕКТЫ СВЕРХЭЛАСТИЧНОСТИ И ПАМЯТИ ФОРМЫ

В сплавах с термоупругим мартенситным превращением при определенных условиях развиваются явления мартенситной неупругости. Они характеризуются нелинейной зависимостью деформации от напряжения, наличием механического гистерезиса, полной обратимостью деформации и обусловлены тем, что прямое и обратное мартенситные превращения в таких сплавах одновременно являются геометрически обратимыми деформационными процессами. Внешние проявления мартенситной неупругости могут быть различны и подразделяются на деформационные, силовые и температурные эффекты. Каждое из этих явлений неупругости представляет собой реакцию одной из трех характеристик состояния сплава – деформации ε, напряжения σ или температуры t– на изменение двух других: ε₁ = f₁(σ, t); σ= f₂(ε, t); t= f₃(σ, ε). Ниже кратко рассмотрены наиболее важные деформационные эффекты: сверхэластичность и память формы.

Сл.19. Сверхэластичностью называют обратимые деформации, проявляющиеся при нагружении и разгружении материала в определенном интервале температур, во много раз превосходящие деформации, соответствующие условному пределу упругости структурно стабильных металлов и сплавов.

Сверхэластичность нередко называют сверхупругостью, но последний термин не отображает физическую сущность явления: механическое поведение сплава в сверхэластичном состоянии не подчиняется законам упругой деформации.

Сверхэластичность наблюдается при нагружении в интервале А_к–М_н^σ. Зарождение и рост мартенсита в отдельных зернах начинаются при очень низких напряжениях. Движение возникающих межфазных границ обусловливает появление неупругой деформации: зависимость σ(ε) в “упругой” области становится нелинейной, появляется гистерезис между нагружением и разгружением (стадия I на рис. 19.4).

Рис. 19.4 Диаграмма нагруженная сплава Ti₄₉Ni₅₁при t>М_н (эффект сверхэластичности)

Сл.20. Начиная с некоторого напряжения σ_м происходит интенсивное образование мартенсита, обладающего ярко выраженной текстурой. Этому соответствует быстроенакопление неупругой деформации при слабо возрастающем напряжении – коэффициент dσ/dεмал (стадия II, см. рис. 19.4). На этой стадии процесс образования мартенсита распространяется на весь объем материала. Когда большая часть исходной фазы уже превратилась в мартенсит, дальнейшее его возникновение затрудняется, коэффициент dσ/dεбыстро возрастает, начинается переход к III стадии – упругой деформации мартенсита.

Сл.21. При температурах выше А_к мартенсит может существовать только под нагрузкой, поэтому при разгружении происходит обратное превращение мартенсита в исходную фазу с одновременным исчезновением накопленной деформации (нижняя ветвь диаграммы на рис. 19.4). Силы трения в решетке σ_f, препятствующие движению межфазных границ, обусловливают появление значительного механического гистерезиса, величина которого равна 2σ_f.

Сл.22. Эффект памяти (запоминания) формы

Основу современной теории пластичности составляет представление о том, что неупругие деформации в кристаллах необратимы. Однако существуют сотни металлических материалов, которые после значительного неупругого деформирования способны полностью восстанавливать форму,

Явление самопроизвольного формовосстановления – эффект памяти формы (ЭПФ) – наблюдается как в изотермических условиях, так и при изменении температуры. Величина эффекта различна у разных материалов и в некоторых случаях достигает 30 %. При теплосменах эти металлы могут многократно обратимо деформироваться, несмотря на отсутствие силового воздействия.

Среди таких сплавов наибольший интерес представляют сплавы на основе никелида титана, так как они имеют высокие прочностные и пластические характеристики (предел прочности 700…1000 МПа, относительное удлинение и сужение до 30 %, ударная вязкость 0,3 мДж/м², степень восстановления формы 95…100 % после 6…8 % деформации, усилия, развиваемые в процессе восстановления формы 300…500 МПа). В отечественной промышленности разработан ряд сплавов на основе соединения титан – никель с различными добавками, известные под общим названием сплавы ТН. За рубежом эти сплавы получили название нитинол.

Сущность эффекта памяти формы заключается в том, что изделие из такого материала пластически деформируют при температуре выше температуры прямого мартенситного превращения (t_д > М_н) с целью придания ему определенной формы, затем охлаждают до температур, обеспечивающих протекание мартенситного превращения ( М_к) и деформируют в этой температурной области для получения удобной плоскостной формы. При дальнейшем нагреве выше температуры начала обратного мартенситного превращения (А_н) изделие вновь восстанавливает формы, которая была ему первоначально придана при температуре t_д выше М_н. Схематически этот эффект изображен на рис. 6.4.

Рис. 6.4. Схема проявления эффекта памяти формы: М_н, М_к – температуры начала и конца прямого мартенситного превращения; А_н, А_к – температуры начала и конца обратного мартенситного превращения; t_д – температура деформации; А_н–А_к – температурный интервал восстановления формы.

Таким образом, температурный интервал восстановления формы определяется положением точек А_н и А_к, но может отличаться от него на десятки градусов, так как зависит от величины и вида деформации.

Сл. 23. Эффект ПМФ реализуется в сплавах, которым свойственны следующие особенности:

– при прямом мартенситном превращении фиксируется термоупругий мартенсит;

– температурный гистерезис мартенситного превращения невелик;

– механизмом пластической деформации может являться двойникование;

– объемный эффект превращения, связанный с разностью удельных объемов мартенсита и матричной фазы невелик;

– прямое и обратное мартенситное превращение протекает при температурах, исключающих релаксационные процессы.

Механизм памяти сплавов связан с особенностями термоупругого превращения мартенсита. В случае термоупругого мартенсита при обратном превращении межфазные границы проходят пути, обратные тем, которые проходили бы при прямом превращении. Фактически термоупругость означает сохранение когерентности на межфазных границах. Межфазная когерентность исключает возникновение необратимых дефектов типа дислокаций при мартенситном переходе. Следовательно, внутренние аккомодационные напряжения не должны превышать предела текучести. Это и имеет место при термоупругом мартенситном превращении. Таким образом, структурно-обратимый мартенситный переход, лежащий в основе проявления эффекта памяти формы, подразумевает обратимость всех составляющих мартенситной деформации. Пример прямого и обратного мартенситного превращения показан на рис. 6.5.

Сл.24.

Рис. 6.5. Рост и исчезновение кристаллов мартенсита при охлаждении и нагреве (сплав Cu – Al – Mn)

Существует критическая степень деформации, превышение которой приводит к уменьшению ЭПФ, поскольку наряду с образованием термоупругого мартенсита она способствует возникновению двойников деформации, необратимых при превращении и исчезающих только при рекристаллизации.

Сл.25. Типичным представителем металлических материалов с памятью формы является никелид титана эквиатомного состава, содержащий 55 % Ni.

В настоящее время наша промышленность производит полуфабрикаты из сплавов на основе никелида титана нескольких марок, обладающих эффектом памяти формы с различными температурами ее проявления. Ниже приведены температурные интервалы возврата формы для некоторых сплавов:

Сплав	ТН-1	ТНМ-3	ТН-1К	ВСП-1
Температурный интервал воз-врата формы, °С	+40 ...+110	+60...+100	-160 ...-70	+40...+80