![](/user_photo/_userpic.png)
книги из ГПНТБ / Крупин А.В. Прокатка металлов в вакууме учеб. пособие
.pdfРис. 103. Микроструктура образцов после
а —г — ниобий: а — воздух; б — гелий; в — вакуум 1,33 Н/м2 (10-2 мм |
рт. ст.); г — вакуѵм |
рт. ст.); е — гелий; ж — вакуум 6,65 • ІО-3 Н/м2 |
(5 • ICH мм рт. ст.) |
в различных средах металл подвергают рекристаллизационному отжигу в вакууме при температуре 1350° С. Загрязнение поверх ностных слоев кислородом и азотом препятствует процессу рекристаллизации, вследствие чего степень рекристаллизации металла уменьшается.
На образцах молибдена, прокатанных на воздухе и подвергну-, тых такой обработке, обнаруживается поверхностный нерекри сталлизованный слой (рис. 105,6). У металла, прокатанного в низком и в высоком вакууме, структура полностью рекристаллизована по всему сечению. -
С повышением степени деформации (до 35—40%) при прокатке металлокерамического молибдена металл постепенно уплотняется. Деформация самих зерен начинается при обжатии
прокатки в вакууме различной глубины:
6,65- ІО-3 Н/м2 (5- 10-5 мм рт. ст.); д—з — тантал; д — вакуум 6,65- ІО-3 Н/м2 (5- ІО-5 мм (избирательное травление); з — гелий (избирательное травление)
порядка 30%. С увеличением степени деформации до 50—55% форма зерен становится вытянутой вдоль направления про катки— появляется текстура деформации. Процесс рекристал лизации в интервале температур 950—1150° С отсутствует.
Микроструктуры металлокерамического молибдена после прокатки в вакууме 13,3 Н/м2 (10-1 мм рт. ст.) при температуре 950° С с различными степенями деформации даны на рис. 106.
При прокатке кованых пластин молибдена металл не уплот няется, так как перед прокаткой он уже был предварительно продеформирован; начиная с малых обжатий, наблюдается деформация зерен, которые уже при е = 30% приобретают вытянутую форму. При обжатии порядка 50% структура молибдена становится ориентированной, волокнистой. Мпкро-
162 |
11* |
163 |
|
|
Рис. 104. Микроструктуры образцов ниобия после холодной и горячей вакуум ной прокатки. Х200:
а — холодная; б — горячая (1200° С) прокатка
164
Рис. 106. Микроструктура ме таллокерамического молибдена после прокатки в вакууме 13,3 Н/м2 (10_1 мм рт. ст.) при температуре 950° С при е, %:
а — 17; 6 — 27; 0 — 37
структуры предварительно прокованного молибдена после прокатки в вакууме 13,3 Н/м2 (ІО-1 мм рт. ст.) при температуре 950° С с различными обжатиями представлены на рис. 107.
Результаты исследования В. С. Золоторевского и автора выявили в структуре вольфрама, прокатанного в вакууме, зна чительную разницу в микротвердости зерен и их границ, до стигающую в горячекатаных образцах 372 МН/м2 (38 кгс/мм2). Разницу в микротвердости можно уменьшить и полностью устранить закалкой с повышенных температур. Зависимости микротвердости зерен и их границ от температуры закалки в свежезакалеиных образцах показаны на рис. 108. Видно, что разница в микротвердости зерен и их границ практически полностью устраняется после закалки с температуры 150° С и выше. Однако в процессе вылеживания закаленных образцов при комнатной температуре разность в микротвердости по степенно восстанавливалась (рис. 109). При этом чем выше температура закалки, тем быстрее достигается максимальная
165
Рис. 107. Микроструктура ко ваного молибдена после про катки в вакууме 13,3 Н/м2 (10_1 мм рт. ст.) при темпера туре 950°С при е, %:
а— 16; б— 23; в— 32; г— 47; д— 53
166
разность (рис. ПО). Кривые на рис. 108 и 109 аналогичны соответствующим зависимостям, полученным ранее для других металлов и интерметаллических соединений.
По Мак-Лину, на границах зерен должны в основном скапли ваться примеси внедрения (углерод, кислород, водород, азот). Метод микротвердости не дает возможности установить, какие именно элементы и в каком количестве содержатся в исследуе мом микрообъеме. При содержании нескольких примесей он дает лишь интегральный эффект и позволяет получить качествен ное представление о суммарной концентрации примесей. Однако, как показали работы Уэстбрука, метод микротвердости может
g - |
тот.А |
- = |
3 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
||
f |
|
о----------- |
/ |
ІА |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
||
1 Ц 456 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
||||||
Q |
N |
|
|
|
|
л |
L a - j |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|||
|
|
|
0 |
50 |
100 |
150 |
e 200 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
Температура закалки, °C |
|
|
|
|
|
|
|
|||||
|
Рис. |
108. |
Зависимость |
микротвердо |
|
|
|
|
|
|
|
||||
|
сти тела зерен (1) к их границ (2) от |
|
|
|
|
|
|
|
|||||||
|
|
температуры закалки |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
||||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
Время, я |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
Рис. ПО. Влияние времени выле |
||||||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
живания |
и |
температуры закалки |
||||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
па |
разницу |
микротвердости |
зерен |
|||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
вольфрама и их границ: |
|
||||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
/ — 100° С; |
2 — 125° С; 3 — 150° С |
|
||||
|
Рис. |
109. |
Зависимость |
микротвердо- |
дзть |
очень |
полезную |
информа- |
|||||||
|
сти зерен |
(/) и границ (2) вольфрама |
ЦИЮ |
и О |
некоторых |
основных |
|||||||||
|
|
|
от |
времени |
|
|
|
закономерностях процесса |
сег |
||||||
|
|
С повышением температуры |
регации. |
(см. рис. 108) от |
100 |
||||||||||
|
до |
закалки |
|||||||||||||
|
150° С в |
центре |
н на |
границах |
зерен |
заметно |
снижается |
микротвердость. Если изменение микротвердости на границах вполне очевидно, то снижение микротвердости в центре зерен трудно связать с изменением концентрации примесей. Чаще
всего мпкротвердость центра зерен практически не |
меняется |
в зависимости от температуры закалки. Очевидно, в |
данном |
случае ее изменение приводит к какой-то перестройке тонкой структуры вольфрама, которая и обусловливает снижение микротвердости в середине зерна.
Относительно быстрое восстановление разницы в микро твердости зерен и их границ при. комнатной температуре свиде
тельствует о большой 'скорости |
диффузии примесных атомов |
в вольфраме, создаваемой за |
счет значительного. выигрыша |
167
Рис. 111. Влияние времени вы
держки |
|
при |
температуре |
1500°С |
па |
разницу |
микротвер |
дости |
зерен вольфрама и их |
||
|
|
границ |
, |
Рис. -112. Микроструктура после прокатки и отжига в различных средах:
а—в — медь. 700° С: а — воздух, |
е=52%; б — вакуум |
1,33 ■ІО-2 |
Н/м2 (ІО—1 мм рт. ст.), |
||
8=76%, отжиг в вакууме 30 мин, |
в — вакуум |
1,33 ■ІО-2 |
Н/м2 (ІО-1 мм рт. ст.), отжиг на |
||
воздухе 30 мин; |
г. д — никель, 800° С; г — вакуум 1,33- ІО-2 Н/м2 |
(10-* мм рт. ст.), е=41%; |
|||
отжиг |
в вакууме.30 мин; |
д — воздух, |
8=40%, |
отжиг на |
воздухе 30 мни |
168
в энергии при их скоплении по границам. Ускорение сегрегации при повышении температуры закалки можно объяснить увели чением концентрации вакансий, обеспечивающих интенсифика цию диффузии.
Интересно было выяснить причину разницы микротвердости зерен вольфрама и их границ, которая получается значительной только после высокотемпературной прокатки в вакууме.
В образцах, прокатанных на воздухе по аналогичным режимам, а также рекрпсталлнзованных после прокатки, эта разница не превышает 48—143 МН/м2 (4,9—14,7 кгс/мм2), т. е. близка к величине ошибки эксперимента. Молено предположить, что полученный эффект связан с частичной дегазацией вольфрама в процессе нагрева и прокатки в вакууме. Если газы удаляются диффузией, сначала к границам зерен, а затем вдоль границ, то можно понять появление повышенной разницы в микротвердости границ и зерен после высокотемпературной прокатки в вакууме по определенным режимам. Обычный вакуумный отжиг при высоких температурах в случае правиль ности сделанного предположения тоже должен, по крайней мере на начальных стадиях, вызывать увеличение микротвердости АН.
Действительно, как показали опыты, |
отжиг при 1500° С |
в вакууме 6,65-ІО-3 Н/м2 (5 -ІО-5 мм рт. |
ст.) вызывает вначале |
подъем АН, а затем ее уменьшение'(рис. 111). Причем проис ходит это в образцах, прокатанных и в вакууме, и на воздухе. При более высоких температурах вакуумного отжига 1700— 2000°С первоначальное увеличение АН трудно уловить, так как уже после получасового отжига начинается ее снижение, воз можно из-за более полного прохождения дегазации.
Повышение чистоты металлов (меди, никеля, хрома, железа и др.), деформированных в вакууме, и связанное с этим ускоре ние процессов зарождения и роста новых зерен приводит к увеличению их размеров (рис. 112).
3. Деформируемость при прокатке
Возможность применения в технике многих материалов часто ограничивается тем, что они не поддаются или плохо поддаются пластической обработке. В связи с этим повышение деформируе мости металлов и сплавов является важной практической задачей. Деформируемость обычно оценивают при прокатке клиновидных образцов по величине относительного обжатия, при котором появляются первые трещины.
Повышение деформируемости материалов при высокотемпе ратурной покатке в вакууме достигается вследствие очистки металлов от примесей внедрения, отсутствия хрупких окислен ных и газонасыщенны^ слоев, устранения пережога и красно ломкости, получения равномерной структуры, а также заварива ния микродефектов.
169
О
СО
ч
<
h-
Деформируемость при горячей прокатке в различных средах
О
о
га |
130С |
|
х |
|
|
а. |
|
|
н |
125( |
|
а . |
||
с: |
; |
|
а |
||
|
||
1- |
1200 |
|
сГ |
||
|
||
гР |
о |
|
ю |
||
о" |
|
|
н |
ЗОИ |
|
о |
||
О |
|
Оа, Со. ^о
.О
О О О
1— <м ю
|
|
I |
- |
|
|
о |
|
|
|
• 1 |
|
>ѵ |
:= |
>ч • |
|
Ч |
S |
1 |
|
|
|
« 2 |
|
СО |
|
со |
|
е{
'ës
Л
|
|
|
Л |
|
о |
ю |
о |
|
|
f— |
со |
Ю |
А |
|
|
|
|
|
|
|
|
а |
о1 |
ст.) |
|
|
f" |
|
|
|
|
а |
1,33 |
|
|
|
СО |
{— |
|
|
|
СО ь |
|
|
|
|
|
|
£ |
|
|
|
«3 Л |
|
со |
|
?-»1 |
*>»1 |
|
|
|
|
|
|
О |
<У |
та2 |
та2 |
|
СО |
с_ |
со ^ |
со — |
ÄS3
с.
о «
Ä- Е-
5 О 1=3 +
Л
1 __
2 |
. |
ь |
|
CJ |
|
СО |
^ |
|
2 - |
а. |
и•Z «Я
ч
м
о си та
СО U СО
s Ь
о.О
ой
0J г Cf+
о й
Q.та
Ь ^
а с
170
|
I I I |
I |
I I |
о ю оОЭ |
I I I |
I |
|
л |
|
о ю о |
о |
—« СЧ <N |
СП |
|
л |
X
со
о
Й t-, ед -
in |
а |
+ |
к |
||
ь |
а о |
|
яя о
SS« |
|
|
и о |
о |
а- С |
г( Я 2 |
||
О Он5 |
о Г5 |
|
Он ю |
о |
XI. н |
С о |
Ö |
5 о |
|
|
t* + |
о |
|
о |
|
Ю |
05 |
||
I |
_ |
I _ |
|
2 ^ |
2 7 |
||
. |
о |
|
|
5 |
S |
>>ю |
|
£ *! |
|||
I |
|||
Й' |
CQ* |
+
Äо кН 5 о с( +
‘«3
со
Й
л
о
СП
А
О О О
ІО о о
л л л
|
|
|
о tо |
|
|
|
СО |
|
|
|
со |
X |
*я |
*5 л |
5 < |
>> |
> *сч |
Ьг |
|
со |
с; |
5" I |
>1 I |
«={ |
я |
32 |
|
о |
3 |
СО—go |
|
ед |
и |
ед w |
ед |
л
(N ^
*3< СО
л
I о '
X s s
Ь
5? ^ I
О со .
ед ед'
о
-Ѳ-
н
171
Продолжение табл. 30
I I
со
I I
II
сз
со
I I
Оз СМ
5 а со А
см Uj>
|
о о |
|
>> |
|
|
s —' |
|
б* |
I |
|
>> • |
|
|
о |
|
>>см |
|
|
|
|
со |
|
с : |
|
|
CQ^ |
|
СЗ |
|
X |
►JU |
« |
|
|
С2 |
|
f“ |
|
|
«=( |
s ? |
н § |
|
|
S-о |
° |
о |
|
|
со |
|
|||
о |
Я " |
|
D. |
со - |
СО |
EXÈ.C |
Нсе О
S-t
Ü O О
с ©d
*3
О)
*=(
ю
о
S
|
|
' |
Л |
|
|
I |
to |
|
|
1 Л |
|
I- |
I |
I |
I |
со |
Ю |
о |
со |
со |
|
СО |
|
|
|
А |
|
I |
I |
I |
I |
ю |
|
|
|
^ |
со |
Ю Tt* |
|
Ю ^ |
ю ю |
||
СМ |
СО |
|
|
со |
со |
|
|
I I
I
о
X л *■
>»
S см
ОСО 2
СО С О '- '
а
g . s
о §
с-
GJ О S ч s о
и
о
со
I |
I |
I |
I |
|
I |
|
о " |
•X |
S Ä |
>. |
>Ѵо |
с ( |
> М |
го |
т О. |
О |
со „ |
Ш |
И '- |
о
О. QJ
QJ
£со
CJ х
I I
Л
I I
I I
I I
I I
I I
I I
I
О "
X ÄÄ
>> >>«
*=* >м
СО « fU
о со 2
CQ CQ—•
2к
*s
172