4. Практическое использование сверхпластичности при обработке металлов давлением

Сверхпластическая деформация относится к одному из весьма пер­спективных методов обработки металлов давлением. Во многих слу­чаях этот метод значительно экономичнее обычных методов дефор­мации. Кроме того, он создает качественно новые возможности для улучшения свойств и деформируемости материалов. Вместе с тем метод, безусловно, не универсален. Для оптималь­ного его использования необходимо понимание его возможностей,, преимуществ и недостатков.

ПРЕИМУЩЕСТВА И НЕДОСТАТКИ МЕТОДА СВЕРХПЛАС­ТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ.

Наиболее важные преимущества сверхпластической деформации заключаются в следующем:

1. Высокая деформируемость сплавов значительно расширяет возможности обычных методов формоизменения с помощью пласти­ческой деформации, особенно применительно к изделиям сложной формы. Это позволяет обеспечить точное воспроизводство формы изделий сложной конфигурации за одну -операцию вместо несколь­ких. Кроме того, позволяет уменьшить расход металла и сократить расходы на дорогостоящие операции механической обработки и сварки.

2. Очень небольшие усилия (напряжения), необходимые для сверхпластической деформации, позволяют существенно увеличить размеры обрабатываемых заготовок (изделий) на том же по мощ­ности оборудовании и тем самым избежать затрат на новое, более мощное оборудование.

Кроме того, столь малые усилия позволяют весьма эффективно использовать для формоизменения металлов и сплавов новые спо­собы деформации, в том числе такие, как вакуумное формоизмене­ние, широко применяемое в производстве пластмасс. Этот способ особенно перспективен для операции вытяжки листового материала. Кроме всего, это уменьшает износ инструмента и снижает стои­мость штампов,

3. В некоторых случаях сверхпластическая деформация позво­ляет избежать даже при весьма высоких степенях деформации та­кого существенного недостатка, как разнотолщинность изделий, особенно часто встречающуюся при операциях глубокой вытяжки.

4. Практическое отсутствие остаточных упругих макро и микронапряжений, вызванное особенностями сверхпластического течения, обеспечивает высокую стабильность размеров и формы готовых из­делий и хорошие антикоррозионные свойства.

5. Высокая равноосность и ультрамелкозернистость структуры при слабой или отсутствующей текстуре обеспечивает благоприят­ный комплекс механических свойств в условиях работы при невы­соких температурах—высокий предел текучести, ударной вязкости и сопротивления усталости и их изотропность, а также хорошее качество поверхности.

Существенно, что в тех случаях, когда мелкое зерно в готовом изделии нежелательно, например для предотвращения или ослабле­ния ползучести в изделиях, работающих длительное время при по­вышенных температурах, оно (зерно) может быть укрупнено с по­мощью заключительного нагрева (термической обработки).

Вместе с тем необходимо учитывать и негативные стороны ме­тода и искать пути их наиболее рационального преодоления. Мас­совому использованию сверхпластичности препятствуют:

1. Малая скорость деформации, при которой металлы и сплавы обладают сверхпластическими свойствами (когда m>0,3). Как от­мечалось ранее, эта скорость колеблется в пределах от 10^-4 до 10^-1 с-¹.

Оценим, какому времени деформации практически соответству­ют эти скорости. Время деформации равно . Пусть реаль­но необходимая степень деформации составляет 200 %. Тогда для скоростей деформации 10^-4, 10^-3 и 10^-1 с^-1 время, необходимое для деформации, на такую степень, составит соответственно 5 ч, 30 мин и 20 с. Как видим, увеличение скорости деформации на по­рядок по величине сокращает соответственно на один порядок и время, необходимое для изготовления детали.

Основной путь увеличения допустимой скорости деформации, как следует из данных, рассмотренных в п. 3 данной главы, — это уменьшение размера зерна, на что и должны быть нацелены усилия технологов.

2. Необходимость получения заготовки с ультрамелким зерном (1—10 мкм), размер которого практически должен сохраняться на протяжении всего процесса сверхпластической деформации. Послед­нее требование является особо сложным для однофазных сплавов и чистых металлов и в ряде случаев пока невыполнимым.

Некоторые способы уменьшения величины зерна были рассмот­рены в гл. IX. Некоторые способы рассмотрены дальше.

3. Необходимость применения горячего инструмента, темпера­тура которого должна сохраняться в течение всего процесса дефор­мации. Охлаждение деформируемой заготовки за счет соприкосно­вения с холодным инструментом приводит к резкому уменьшению параметра m и потере сверхпластичности.

Это требование вызывает особые трудности, когда сверхпла­стической деформации подвергаются высокотемпературные материа­лы (жаропрочные сплавы на никелевой основе, сплавы на основе тугоплавких материалов и т.п.).

4. Необходимость пребывания изделия в матрице до темпера­туры потери сверхпластичности. В противном случае, будучи на­гретыми до состояния сверхпластичности, изделия по выходе из матрицы могут.изменить свои размеры и форму при любом случай­ном и небольшом усилии.

СПОСОБЫ ФОРМООБРАЗОВАНИЯ ПРИ СВЕРХПЛАСТИЧЕСКОИ ДЕФОРМАЦИИ.

Эти способы зависят от ряда факторов, в частности от формы исходных заготовок. В настоящее время наи­большее распространение на практике нашли формоизменение и глубокая вытяжка листового материала.

Наряду с методами вытяжки листов на обычном прессовом обо­рудовании все большее распространение получают методы вакуум­ного или вакуумно-газового прессования (пневмоформовка). В тех случаях, когда окисление металла или сплава не представляет опасности, вместо инертных газов может быть использован воздух. Давление газа в зависимости от требуемого напряжения σ колеб­лется от нескольких атмосфер до нескольких десятков атмосфер.

Некоторые способы вакуумно-газового термопластического фор­моизменения показаны на рис. 300. Они обеспечивают большую равномерность удлинения, деформацию изделий сложной формы за одну операцию без промежуточных отжигов, а во многих случаях и без операций доводки (подпрессовки).

Для целей волочения трубной заготовки предложен оригиналь­ный бесфильерный метод, использующий сверхпластическое течение. Трубную заготовку (рис. 301) зажимают в фиксаторе (1) с одного конца, а с другого вытягивают с контролируемой скоростью υ₂ Ин­дуктор (2) нагревает локализованный участок трубы до температу­ры сверхпластичного состояния и перемещается в направлении, об­ратном вытягиванию со скоростью υ₁, Получаемое обжатие опреде­ляется из соотношения . Многократные проходы позволяют получить большие суммарные обжатия (за один про­ход получают до 50 %).

Этот же способ может быть применен и для получения из труб­ной заготовки изделия конической формы. В этом случае одна из скоростей должна быть постоянной, а другая переменной.

Рис. 300. Схема вакуумно-газового сверхпластического формоизменения:

1 — деформируемая заготовка; 2 — штамп; 3 — вакуумная камера; 4 — крыш­ка; 5 — прижим. Стрелкой показано направление откачки

ОСНОВНЫЕ СОВРЕМЕННЫЕ СВЕРХПЛАСТИЧНЫЕ МЕ­ТАЛЛЫ И СПЛАВЫ.

Перечень металлов и сплавов, обладающих свойствами сверхпластичности, ин­тенсивно расширяется. В табл. 17 приведены описанные в литерату­ре металлы и сплавы, в которых явление сверхпластичности обна­ружено и практически использу­ется. Это важно иметь в виду, поскольку, как теперь становится ясным, потенциально сверхплас­тичными являются очень многие сплавы вообще.

Из табл. 17 следует, что сре­ди сверхпластичных материалов имеются металлы, однофазные и многофазные сплавы, содержащие от двух до восьми и более компонентов.

Рис. 301. Бесфильерный метод во­лочения трубной заготовки в сверхпластичном состоянии

Анализ показывает, что наибольшую сверхпластичность обна­руживают двухфазные сплавы с примерно равным количеством и однородным распределением фаз. В качестве примера таких сплавов можно привести классический эвтектоидный сплав Zn+22%Аl, двухфазный сплав на основе бериллия Ве+38%А1 со структурой, сходной с эвтектоидной; титановые сплавы, в которых мак­симум сверхпластичноети обнаружен при температурах, соответ­ствующих облает, сложнолегированный никелевый сплав, со­держащий примерно равные количества г.ц.к. и г.п.у. решетками соответственно; хромоникелевая нержавеющая сталь (Fe+26% Сr+6,5%Ni), состоящая из мелких включений аустенита в ферритной матрице.

Наименее перспективными в отношении сверхпластичности яв­ляются металлы высокой степени чистоты и однофазные сплавы с низкой температурой рекристаллизации. В этих материалах при температурах сверхпластичности в условиях малых скоростей де­формации не удается предотвратить роста зерна. Единственный возможный путь — введение в них небольших количеств малорас­творимых примесей для создания мелкодисперсных частиц второй фазы, стабилизирующих границы зерен.

В табл. 17 сверхпластичные металлы и сплавы разбиты на группы в зависимости от интервала температур деформации, в ко­тором проявляется их сверхпластичность.

Наибольший интерес в настоящее время представляет среднетемпературная и, видимо, в ближайшее время высокотемпературная группа материалов. К последней относятся' жаропрочные сплавы на основе никеля, конструкционные сплавы на основе титана и т. д.

Трудность практического применения последней группы сплавов связана с необходимостью разработки специальных приемов созда­ния ультрамелкого зерна в исходном (до сверхпластической дефор­мации) состоянии. Некоторые из этих способов рассмотрены даль­ше. Металлы и сплавы, приведенные в табл. 17, можно классифици­ровать и по способам создания в них ультрамелкозернистой струк­туры. Это в свою очередь связано с фазовым составом и пластич­ностью сплавов при обычных условиях деформации.

С учетом этого все материалы могут быть разбиты на три группы: а) эвтектические и эвтектоидные сплавы. Эти сплавы обла­дают мелкозернистой двухфазной структурой. Типичным примером подобных сплавов является классический сплав Zn+22 % А1.

Однако, поскольку эвтектика обычно имеет пластинчатую фор­му, для создания равноосной мелкозернистой структуры и придания сплаву сверхпластических свойств приходится после кристаллизации прибегать к помощи горячей деформации и нагревов; б) сплавы, подвергаемые термомеханической обработке. К ним относятся двух­фазные сплавы, в которых двухфазность возникает в результате распада пересыщенного твердого раствора или фазовой перекри­сталлизации. Мелкозернистость создается горячей деформацией при температурах, соответствующих двухфазному состоянию.

Конкретные режимы деформации (температура, скорость, схе­ма) определяется природой сплава, его пластичностью, кинетикой и механизмом фазового превращения, термической стабильностью фаз.

Так, по данным И. И. Новикова и В. К. Портнова для двухфаз­ных латуней хорошие результаты дает термомеханическая обработ­ка, состоящая из закалки и прокатки при температурах бейнитного превращения, для двухфазных титановых сплавов и нержавеющей хромоникелевой стали — сильная горячая деформация в и областях соответственно; в) сплавы, получаемые методом порошковой металлургии. К ним относятся хрупкие сплавы, а также сплавы с резко выраженной склонностью к ликвации. В этом слу­чае для подготовки к сверхпластической деформации приходится получать литые сплавы и подвергать их последовательному дробле­нию, прессованию порошка, спеканию и термомеханической обра­ботке в двухфазной области либо получать тот же порошок распы­лением сплава, либо, наконец, деформировать сплав в двухфазной области экструзией (вообще по схеме, близкой к всестороннему сжатию).

При этом необходимо учитывать, что в процессе прессования и спекания легко протекают процессы окисления поверхности ча­стиц, поэтому эти операции, как правило, проводят в вакууме.

Таблица 17 – Сверхпластичные металлы и сплавы

Состав			Оптимальная температура сверпластичности,	Размер зерна, мкм	, с-1	m	, %
Химический	Фазовый
Среднетемпературные материалы
– Плутоний Al+33%Cu Al+5%Mg Mg+32%Al Zn+22%Al Al+6%Cu+0.5%Zr	- -	180 500 350-475 375 250-270 450		1-2 2.2 0.7 6	10-3 10-4-10-2 2·10-1 10-2-10-1 10-3	0,33 0.4-0.9 0.8 0.4 0.45	680 500 1000 ~1500 1500 800
Высокотемпературные материалы
W+(15-30)%Re Cu+10%Al+4%Fe+08%Zn Fe+26%Cr+6.5%Ni+0.6%Ti+0.1%Al+0.2%C Ni+10%Cr+18%Co+4.5%Ti+3.5%Al+3%Mo+ +0.75%V+0.17%C+0.015%B+0.05%Zr Ti+6%Al+4%V	- -	2000 800 - 1050-1150 900-905		10-12 - 5 2	10-3 - 10-4-10-3 10-4	0.5 0.6 - 0.5 0.85	200 700 - 1000 1000

ПРИМЕРЫ ИСПОЛЬЗОВАНИЯ СВЕРХПЛАСТИЧНОСТИ И СПОСОБОВ СОЗДАНИЯ УЛЬТРАМЕЛКОЗЕРНИСТОИ ИСХОД­НОЙ СТРУКТУРЫ.

К настоящему времени уже накоплен некоторый опыт практического использова­ния сверхпластичности, позволяющий указать области, где метод наиболее перспективен.

Прежде всего это детали, полу­чаемые методом глубокой вытяжки, в которых сверхпластичность позво­ляет сократить число операций (т. е. уменьшить трудоемкость и стоимость инструмента), обеспечить более стро­гое соблюдение геометрии изделия, особенно в участках со сложными и резкими переходами размеров, умень­шить расход металла из-за неблаго­приятной текстуры (фестонистость). К таким деталям относятся разного типа гильзы и стаканы, панели авиационных крыльев, ящики для хранения инструмента и т. п.

Рис. 302. Стакан из стали I2X18H10T, полученный вытяж­кой в сверхпластическом состо­янии

На рис. 302 показаны детали, полученные методом глубокой вытяжки из стали 12Х18Н10Т.

При обычной технологии глубокой вытяжки стакан из стали 12Х18Н10Т вытягивается за три перехода с промежуточными отжи­гами, травлением и т.д. (см. рис. 302). При вытяжке в сверхпла­стичном состоянии эта же деталь получается за один переход. При этом вместо 630-т пресса двойного действия оказывается достаточ­ным 100-т гидравлический пресс, улучшается однородность толщины стенок детали, на 10—12 % улучшается коэффициент использования металла. За счет однородно мелкозернистой структуры улучшаются механические свойства. Условия сверхпластической деформации: ; (т.е. 4 мин на одно изделие). Ультрамелкое зерно было получено с помощью скоростной рекри­сталлизации после холодной прокатки. Для этого нагрев катаных заготовок проводили в соляной ванне до 780° со скоростью 30— 50 °С с^-1 и закаливали в воде.

В панелях авиационных крыльев сверхпластическая деформа­ция позволяет получить более высокую жесткость за счет того, что удается избежать утонения в кромках (см. точку А на рис. 303). В панелях авиационных грузовых переборок за счет отсутствия макронапряжений удается избежать обратного пружинения листа.

Сверхпластичность обладает большими преимуществами в случаях, когда необходимо обеспечить хорошее заполнение штампа и точное воспроизводство его рисунка.

В последнее время усиливается тенденция использования сверпластичности для получения деталей из хрупких жаропрочных спла­вов, ранее изготавливавшихся литьем (диски турбин с лопатками и т.д.). Это позволяет получить существенно лучшие свойства за Счет более однородной микроструктуры.

Основным препятствием на пути более широкого использования сверхпластичности этих сплавов являются трудности создания в них ультрамелкого зерна. Перспективными технологическими способами получения такого зерна, видимо, являются деформации в условиях, близких к всестороннему сжатию с последующей рекристаллизацией, а также методы порошковой металлургии.

Рис. 303. Схема панели авиационных крыльев, полученной из листа с исполь­зованием эффекта сверхпластичности (сплав Ti+6 % А1+4 % V)

Преимущества, которые дает сверхпластическая деформация этих сплавов, и способы получения ультрамелкого зерна в них вид­ны из следующих примеров.

Рассмотрим сплав ХН55ВМТКЮ на никелевой основе. Образцы сплава (l= 150 м, d = 8 мм) деформировали гидроэкструзией на ε=43 % при 250 °С, что на много ниже температуры рекристалли­зации сплава. После этого экструдировэнные образцы подвергали испытаниям при разных температурах. В процессе нагрева и испы­тания в экструдированных образцах шла первичная рекристаллиза­ция, на которую накладывался распад твердого раствора γ, с вы­делением частиц γ' фазы. Обратное растворение Y'-фазы начинается при нагреве до температуры выше 1160°С и сопровождается ростом зерна матрицы. До начала этого роста размер зерна составлял око­ло 3 мкм, т. е. достаточно мелкий и благоприятный для проявления сверхпластичности.

Для сравнения испытывали образцы этого же сплава после предварительного отжига при 1200 °С и имевшие после отжига раз­мер зерен d=100 мкм.

Пластичность предварительно экструдированных образцов ока­залась выше, чем отожженных. Максимума эта разница достигает при 1160°С (_экстр=160 %, _отож = 70 %). При этом деформация гидроэкструдированных образцов аналогична сверхпластической (высокая скоростная чувствительность 8, равномерность деформации, зависимость δ от ε, отсутствие упрочнения).

Другой способ получения ультрамелкозернистой структуры за­ключается в том, что экструзию ведут при значительно более высо- ких температурах — немного ниже температуры рекристаллизации (Т_рекр—Т_деф = 50°С). При этом за счет выделения энергии при де­формации происходит саморазогрев изделия до T>T_рекр и первич­ная рекристаллизация, измельчающая зерно, происходит непосред­ственно при экструзии и последующем нагреве. Опробование этого метода на сплаве типа JN-100 также дало положительные ре­зультаты.

Рис. 304. Сечение диаграммы состояния системы Fe—Сr—Ni при 1100 °С

Метод порошковой металлургии (измельчение + прессование + спекание) с последующей деформацией экструзией при 1050— 1150 °С был опробован на сплаве ЖС6-КП. Этот сплав характерен тем, что его структура также двухфазна (γ+γ')> как и сплава ХН55ВМТКЮ, однако с той разницей, что количество и размер ча­стиц γ' -фазы в сплаве ЖС6-КП намного больше и примерно равны количеству и размерам частиц γ –фазы. Это значит, что структура сплава ЖС6-КП близка к структуре сплава Zn+22 % А1.

После указанных режимов обработки образцы сплава ЖС6-КП имели размер зерен γ- и γ’-фаз около 3 мкм. При 1100—1150°С сплав в таком мелкозернистом состоянии имел все признаки сверх­пластичности (σ<37 МПа, δ=420 %).

К числу практически важных сплавов, которые можно получать и деформировать в сверхпластическом состоянии, относятся железо-хромоникелевые сплавы с двухфазной структурой, называемой в за­рубежной литературе структурой микродуплекс. Этим термином обозначают двухфазную структуру, в которой высокодисперсная. фа­за с решеткой о.ц.к. (') или г.ц.к. (') распределена в аустенитной () либо ферритной (а) матрице.

Рис. 305. Типичная структура «микродуплекс» в сплаве системы Fe—Cr—Ni в железохромоникелевом сплаве

На сечении диаграммы состояния тройной системы Fe—Сг—Ni при 1100°С (рис, 304) этим сплавам соответствуют двухфазные об­ласти (основа никель или железо + никель) и (основа железо), где -фаза с о.ц.к. решеткой обогащена хромом. При бо­лее высоких температурах эти сплавы являются однофазными a (о,ц.к.) в сплавах на основе железа и γ (г.ц.к.) в сплавах с вы­соким содержанием никеля.

Типичная структура двухфазного сплава, в котором -фаза, богатая хромом, расположена в г.ц.к. матрице (преимущественно по ее границам), показана на рис. 305.

Структуру микродуплекс можно получить с помощью методов термомеханической обработки. При отработке конкретных режимов ТМО необходимо учитывать, что в сплавах на основе железа выде­ление второй фазы происходит медленнее, чем в сплавах на основе никеля.

При режиме ВТМО (рис. 306, а, б) перед горячей деформацией сплав нагревают на температуру, отвечающую однофазной высоко­температурной области в течение времени, достаточного для полного растворения дисперсной фазы. Последующая деформация и режим охлаждения должны обеспечить параллельное протекание рекристал­лизации и распада твердого раствора. Частицы выделившихся фаз стабилизируют размер рекристаллизованного зерна.

Если выделение второй фазы протекает быстро, то ВТМО ведут по режиму, показанному на рис. 306, а, если медленно — по режиму, приведенному на рис. 306, б. При режиме НТМО (рис. 306, в, г) сплав также переводят пе­ред деформацией в однофазное состояние (закалкой из однофазной области). Холодную деформацию проводят в однофазном состоянии пересыщенного твердого раствора. Последующий рекристаллизаци-онный нагрев осуществляют при температурах в пределах двухфаз­ной области. В этом случае в зависимости от степени предшество­вавшей деформации и степени пересыщения раствора распад будет или опережать рекристаллизацию, или протекать одновременно с ней и тем обеспечивать торможение роста рекристаллизованных зерен, как и в случае ВТМО.

Рис. 306. Режимы термомеханической обработки, обеспечивающие по­лучение в сплавах системы Fe—Cr—Ni стабилизированной мелкозерни­стой структуры «микродуплекс»:

а, б — ВТМО; в, г —НТМО; I — однофазная область; II — двухфазная

По литературным данным, с помощью описанных технологичес­ки несложных методов удается получать стабильное зерно разме­ром меньше 10 мкм.