Прогнозирование структуры и свойств сталей и сплавов после закалки в газовых средах высокого давления тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 00.00.00, кандидат наук Вай Ян Мин Хтет

• Вай Ян Мин Хтет
• кандидат наук
• 2024

Оглавление диссертации кандидат наук Вай Ян Мин Хтет

ОГЛАВЛЕНИЕ Стр. ВВЕДЕНИЕ

ГЛАВА 1. ОБЗОР ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ ДИСПЕРСИОННО ТВЕРДЕЮЩИХ СПЛАВОВ

1.1. Закалка в газовых средах

1.2. Моделирование закалочного охлаждения

1.2.1. Закалочный фактор

1.2.2. Метод конечных элементов

1.3. Термическая обработка бериллиевых бронз

1.3.1. Применение бериллиевых бронз

1.3.2. Структурные превращения при термической обработке

1.3.4. Закалка бериллиевых бронз

1.3.5. Старение бериллиевых бронз

1.4. Термическая обработка железоникелевых пружинных сплавов

1.4.1. Основные требования к пружинным сплавам

1.4.2. Фазовый состав

1.4.3. Закалка

1.4.4. Старение

1.4.5. Пути улучшения свойств пружинных сплавов

Глава 2. Методики и материалы

2.1. Образцы и детали

2.2. Термическая обработка

2.3. Металлографические исследования

2.4. Измерение микротвёрдости

2.5. Исследование структуры и химического состава с помощью сканирующей электронной микроскопии

2.6. Испытания на растяжение

2.7. Определение условного предела упругости

2.8. Рентенофазовый анализ

2.9. Методика расчета упрочнения сплава 36НХТЮ при старении .. 41 Глава 3. Определение охлаждающей способности газовых закалочных сред

3.1. Сравнительная оценка методов определение коэффициентов теплоотдачи с помощью датчиков двух типов

3.1.1. Датчик градиентного типа

3.1.2. Датчик призматического типа

3.1.3. Модернизация конструкции корпуса датчика

3.1.4. Результаты определения коэффициентов теплоотдачи газовых сред

3.2. Моделирование закалочного охлаждения сталей в азоте высокого давления

3.2.1. Моделирование закалки кольца из стали ШХ15СГ

3.2.2. Моделирование закалки направляющей из сталей 7Х3 и 36Х13

3.2.3. Моделирование закалки плиты из стали 7Х3 и 25Х5МФ

3.2.4. Оптимизация давления закалочного газа для закалки пакета тормозных дисков из стали 40Х13

Выводы по главе

Глава 4. Исследование влияния закалки в азоте высокого давления на структуру и свойства бериллиевой бронзы БрБ2

4.1. Исследование микроструктуры

4.2. Исследование микротвердости

4.3. Моделирование закалочного охлаждения сплава БрБ2

Выводы по главе

Глава 5. Разработка режимов закалки прецизионных железоникелевых сплавов в азоте высокого давления

5.1. Определение химического состава сплава 36НХТЮ

5.2. Определение оптимальной температуры закалки сплава 36НХТЮ

5.2.1. Исследование микроструктуры

5.2.2. Измерение микротвердости

5.3. Определение режимов наибольшего упрочнения сплава 36НХТЮ

5.3.1. Исследование микроструктуры

5.3.2. Измерение микротвердости

5.4. Механические испытания сплава 36НХТЮ

5.4.1. Определение условного предела упругости по методу Рахштадта-Штремеля

5.4.2. Статические испытания на растяжение

5.5. Рентгенофазовый анализ образцов 36НХТЮ

5.6. Моделирование упрочнения сплава 36НХТЮ при старении

Выводы по главе

Основные выводы и заключение

СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННЫХ ИСТОЧНИКОВ

ВВЕДЕНИЕ

Работа посвящена разработке метода прогнозирования структуры и свойств дисперсионно твердеющих сталей и сплавов после закалки в газовых средах высокого давления. Газовая закалка имеет ряд преимуществ по сравнению с закалкой в жидких охлаждающих средах: на деталях не образуется окалина ввиду безокислительного нагрева в вакууме, возможно регулировать интенсивность закалки путем изменения давления газа и скорости охлаждения, минимизация коробления заготовок.

Проведено исследование микроструктуры, измерение микротвердости, рентгенофазовый анализ образцов из сплавов БрБ2 и 36НХТЮ после закалки в азоте высокого давления и закалки в воде, а также после различных режимов старения. Проведены механические испытания образцов, термически обработанных на максимальную твердость.

В результате исследований определена целесообразность применения закалки в азоте высокого давления для сплавов БрБ2 и 36НХТЮ

Газовая закалка с нагревом в вакуумных печах имеет ряд преимуществ по сравнению с традиционной закалкой в жидких средах, такие как возможность регулирования интенсивности закалки путем контроля давления и скорости газа; обеспечение безокислительного нагрева; снижение структурных напряжений и напряжений, вызванных неравномерностью охлаждения; отсутствие необходимости промывки деталей, очистки стоков, затрат на утилизацию отработанной закалочной среды и окалины; экологическая чистота процесса.

Бериллиевые бронзы и железоникелевые сплавы широко применяются для изготовления упругих чувствительных элементов приборов, они являются парамагнитными, что важно для обеспечения точности работы приборов вблизи магнитных полей. Бериллиевые бронзы также имеют высокую температурную стабильность предела упругости. Использование газовой

закалки обеспечивает более высокое качество термической обработки этих сплавов. Однако в литературе практически отсутствуют справочные данные об охлаждающей способности газовых сред. Поэтому задача экспериментального определения температурных зависимостей коэффициента теплоотдачи газовых сред является актуальной. Эти зависимости необходимы для моделирования закалочного охлаждения деталей и оценки возможности закалки деталей из пружинных дисперсионно-твердеющих сплавов в газовых средах высокого давления.

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Прогнозирование структуры и свойств сталей и сплавов после закалки в газовых средах высокого давления»

Цель работы

Целью данной работы является управление распределением структуры и свойств по объему изделий из пружинных дисперсионно-твердеющих сплавов с помощью методики и программных средств, позволяющих прогнозировать результаты закалки в азоте высокого давления

Для достижения поставленной цели было необходимо решить следующие задачи:

1. Разработать методику экспериментального определения коэффициента теплоотдачи газовых закалочных сред в процессе закалочного охлаждения и модернизировать конструкцию датчика охлаждающей способности.

2. Исследовать влияние технологических факторов (давление, интенсивность циркуляции газа) на характер температурных зависимостей коэффициента теплоотдачи азота высокого давления.

3. Разработать методику определения возможности закалки деталей в азоте высокого давления на основе прогнозирования структуры и свойств в объеме деталей.

4. Представить практические рекомендации по выбору параметров газовых закалочных сред для охлаждения деталей из пружинного дисперсионно-твердеющего сплава БрБ2.

5. Установить влияние закалки в азоте высокого давления на механизмы упрочнения прецизионного сплава 36НХТЮ в процессе старения.

Научная новизна

1. Разработана методика определения коэффициента теплоотдачи азота высокого давления в зависимости от температуры, давления, скорости циркуляции газа.

2. Установлено, что в дисперсионно-твердеющем пружинном сплаве 36НХТЮ после закалки в газе его прочность и твердость при последующем старении преимущественно обеспечиваются когерентными выделениями частиц интерметаллидных фаз, которые, в основном, работают на срез.

Практическая значимость.

1. Создан расчетно-экспериментальный комплекс для оценки охлаждающей способности газовых закалочных сред и прогнозирования свойств закаленных деталей, включающий в себя датчик модернизированной конструкции, систему регистрации сигналов датчика, модели для расчета коэффициента теплоотдачи закалочных сред, тепловых полей и распределения твердости в закаливаемых деталях.

2. Разработаны практические рекомендации по выбору параметров газовых закалочных сред для охлаждения деталей из сталей и дисперсионно-твердеющих сплавов.

Положения, выносимые на защиту:

1. Способ расчета коэффициента теплоотдачи газовых сред с помощью датчика призматической формы и методика моделирования закалочного охлаждения сталей в азоте высокого давления.

2. Результаты экспериментальных исследований влияния закалки в азоте высокого давления на структуру и свойства пружинных сплавов БрБ2 и 36НХТЮ.

Методы исследования.

При выполнении работы использованы современные методы исследования структуры и свойств материалов: металлографический анализ; определение микротвердости и условного предела упругости по методу Рахштадта-Штремеля; статические испытания на растяжение, рентгенофазовый анализ; моделирование закалочного охлаждения в программе ANSYS.

Достоверность

Достоверность полученных результатов и выводов в диссертационной работе обеспечена использованием высокоточного оборудования, применением современных методов исследований и испытаний в соответствии с требованиями ГОСТ и международных стандартов, а также апробацией результатов работы.

Апробация работы

Основные результаты диссертационной работы были доложены и обсуждены на 4 конференциях, семинарах и форумах, в том числе: X и XII всероссийская конференция молодых ученых и специалистов «Будущее машиностроения России» (г. Москва, 2017, 2019 г.), XV Всероссийская конференция «ТестМат» (г. Москва, 2023 г.), Международная конференция «Моделирование в инженерном деле» (г. Москва, 2023 г.).

Публикации

По теме диссертационной работы опубликовано 7 научных работ, в том числе 2 статьи в изданиях, рекомендованных ВАК РФ, 1 работа в журнале, индексируемом Scopus и Web of Science, 4 доклада в сборниках трудов конференций.

Личный вклад автора

Вошедшие в диссертацию результаты получены автором под научным руководством кандидата технических наук Шевченко Светланы Юрьевны. Совместно с научным руководителем автор участвовал в постановке цели и задач исследования. Диссертантом лично выполнены обоснование

направления исследования по материалам анализа научно-технической и патентной литературы; исследования закалочного охлаждения сталей и дисперсионно-твердеющих сплавов, анализ экспериментальных и расчетных кривых охлаждения сталей и сплавов, исследование микроструктуры, измерение микротвердости, определение механических свойств. Структура и объём работы.

Диссертационная работа состоит из введения, пяти глав и заключения. Объем диссертации составляет 103 страниц, включая 54 рисунков, 13 таблиц, 25 формулы.

ГЛАВА 1. ОБЗОР ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ ДИСПЕРСИОННО

ТВЕРДЕЮЩИХ СПЛАВОВ

1.1. Закалка в газовых средах

Закалка в газе высокого давления основана на том, что чем выше плотность среды, тем больше ее охлаждающая способность, а при высоком давлении газ становится более плотным. Охлаждающая способность также зависит от вида газа, скорости его молекул, формы камеры, в которой проводится закалка [1].

Физические свойства газа, давление газа и его скорость относительно детали являются определяющими факторами в процессе закалки. Для экономической целесообразности давление газа должно составлять от 5 до 10 бар. Конструкция печи накладывает ограничения на расход газа. Сравнение относительной скорости охлаждения газов представлено на Рисунке 1.1.

3.5

3.0

л н о о

л §

о

5

К л

ч

и н к

о о К н

о

2.5

2.0

1.5

1.0

0.5

0.0

Аргон

I

Азот

Гелий Водород

Рисунок 1.1. Относительная скорость охлаждения некоторых газов Коэффициент теплопередачи зависит от размера и массы молекул газа: чем они меньше, тем большее расстояние они могут пройти без столкновений [39]. Поэтому коэффициент теплопередачи азота и аргона ниже, чем у

водорода и гелия. По той же причине чем выше давление газа, тем выше коэффициент теплоотдачи (Рисунок. 1.2).

2500

и

чад2000

т о лоо

5 1500 т т

к 1000 ц

и ф

эф 500 о

0

Аргон

Азот

Гелий

0

40

10 20 30

Давление газа, бар

Рисунок 1.2. Зависимость коэффициента теплоотдачи от давления газа

[1]

Азот является наиболее широко используемой средой для термической обработки. Водород является самым применимым для закалки газом, а также самым дешевым в плане стоимости даже без рециркуляции газа. Но водород является взрывоопасным, а также может оказывать обезуглероживающее действие на сталь. Гелий - инертный газ, следовательно, дорогой. Можно перерабатывать гелий, но даже самый дешевый повторно используемый гелий стоит в десять раз больше, чем азот, чтобы достичь такой же скорости закалки [2, 37, 38].

Как и другие виды закалки, газовая закалка имеет некоторые недостатки - главные из которых они связаны с экономическими показателями. Установлено, что применение газовой закалки целесообразно при производстве небольших ответственных деталей. Важнейшим фактором газовой закалки является равномерность охлаждения и отсутствие коробления

[3], [4].

1.2. Моделирование закалочного охлаждения

1.2.1. Закалочный фактор

Теория закалочного фактора является одним из способов моделирования процесса закалочного охлаждения. Эта теория была разработана для алюминиевых сплавов и может быть использована для описания того, как распад твердого раствора при закалке влияет на желаемые свойства при последующем старении [5].

Если при закалке алюминиевых сплавов будет получен максимально пересыщенный твердый раствор, то при последующем старении будет обеспечено максимальное упрочнение.

Кинетику изотермического превращения можно описать уравнением Джонсона-Мейла-Аврами-Колмогорова:

Х = 1 -ехр(-Ы)п (1.1)

где X - объем распавшейся фазы; п - постоянная Аврами; ? - время, с;

к - постоянная, зависящая от температуры.

Иванко и Стейли в 70-х годах предложили уравнение, описывающее С-образную кривую (температура-время-свойство):

С(т) = -к1к2ехр(1^)ехр(£) (и)

где С(Т) - критическое время, необходимое для выделения определенного количества фазы (сек);

к} - логарифм доли непревращенной во время закалки фазы;

к2 - константа, связанная с обратной величиной числа центров

кристаллизации;

к3 - константа, связанная с энергией, необходимой для формирования зародыша;

к4 - константа, связанная с температурой солидуса (К);

к5 - константа, связанная с энергией активации диффузии; Я - универсальная газовая постоянная; Т - температура, К. Для прогноза механических свойств (твердость, прочность и других)

используется следующее уравнение:

<7—<7тЫ

= ехр(кг0) (1.3)

где Q - закалочный фактор;

отах и Отт - максимальное и минимальное значение; к} - спрогнозированное значение.

где t -время (с);

to - время начала закалки;

- время конца закалки; С(Т) - критическое время как функция температуры, геометрические места точек С-образной кривой.

Для сведения к минимуму разницы расчетного и измеренного значения времени с помощью большого числа образцов были получены кривые охлаждения при закалке, константы к2 - к5 несколько раз менялись. Все эти приемы привели к увеличению точности до 15 % от максимального значения прочности [6].

Для увеличения точности была предложена модель [7], которая учитывала, что материал теряет способность к достижению прочности при изменении температуры закалки:

Дау = (оу-! - оШп(Т;)) [1 - ехр (-■$■})] (1.5)

<Гу-1 + ДОу = Су (1.6)

где ^ - величина прироста потери прочности; Д^- - интервал времени (с);

отп(Т) - минимум прочности;

С(Т) - функция равновесной концентрации при каждой температуре.

Для каждого последующего изотермического шага = от1П(Т]) -это функция количества превращенного раствора за время предыдущего шага.

Расчетный предел прочности в конце закалки можно найти вычитанием суммы Ао]- из Отах.

<*= °тах - (1.7)

Таким образом, для успешного выполнения анализа закалочного охлаждения потребуются следующие данные:

• С - образная кривая «время-температура-свойство» для сплава;

• данные, описывающие влияние изотермической выдержки на способность сплава достигать определенного значения отп;

• кривая охлаждения, которая будет использоваться для предсказания конечного свойства сплава.

С-образная кривая «время-температура-свойство» может быть получена серией экспериментов с изотермическими выдержками. Диапазон температур выбирают между температурой закалки и температурой искусственного старения сплава. Ряд образцов, помещенных в соляные ванны с температурами в выбранном диапазоне, выдерживают различное время и затем закаливают в воде. При закалке и изотермической выдержке регистрируют температуру каждого образца. Используя кривые охлаждения и измеренные свойства, определяют константы С-кривой и затем определяются константы С-кривой. Начальные константы к2 - к5 из уравнения (1.1) затем пошагово изменяют для минимизации ошибок. По кривой охлаждения с известными константами можно определить свойства образца в любой точке. Для расчетов по данному методу необходимо зарегистрировать большое количество кривых охлаждения для определения С-образной кривой. Кривые охлаждения можно получить методом торцевой закалки (с помощью образца Джомини). В работе

[8] для анализа закалочного фактора был проведен ряд экспериментов по торцевой закалке алюминиевых сплавов и низколегированных сталей. В результате были получены расчетные диаграммы зависимости твердости от режимов закалки.

Также теория закалочного фактора может использоваться для прогнозирования скорости коррозии в зависимости от режима охлаждения при закалке [9, 10].

1.2.2. Метод конечных элементов

Метод конечных элементов лежит в основе многих программных комплексов, позволяет точно моделировать поля напряжений и деформаций, а также температурные поля.

Для моделирования процесса закалки необходимы уравнения непрерывности, сохранения энергии и сохранения момента.

Уравнение непрерывности. Закон сохранения массы для частицы, зафиксированной в определенном пространственном положении в изменяющемся потоке, может быть выражен уравнениями:

^ + р сИу(дг) = 0; (Иу(дг) = ^ + 11 + ^ (1.8)

М \ г; > к йх йу йг к '

где р - плотность;

div(&r) - дивергенция скоростей; u, v, w - скорость по осям х, у, z.

Уравнение сохранения момента. Изменение суммарного момента семейства частиц равно суммарному воздействию внешних сил на эти частицы. Закон для оси х записывается в виде:

(— ди\ д\ {дУ ,ди\

д(ри) д(рии) д(риу) дСрим)__др 9(Л(Иу и+2^) уУд^ д^)^

д1 дх ду дг дх дх ду

дЫдг+дг))

( д'" + рРх (1.9)

где р - плотность;

р - давление;

к - коэффициент теплопроводности;

П - вязкость;

¥х - внешняя сила вдоль оси х.

Уравнения для других осей записываются аналогично.

Уравнение сохранения энергии. Повышение тепловой энергии частицы эквивалентно тепловой энергии, получаемой частицей за счет дополнительной работы поверхностных и объемных сил. Уравнение имеет вид:

+ +д-^ + = - р сИу(и) + (Иу^дгасЦТ)) + Ф +

(1.10)

где к - энтальпия;

к - коэффициент теплопроводности;

Бк - количество источников;

Ф - функция диссипации - потери тепла в виде механической

энергии.

Для решения этих уравнений необходима формулировка, связывающая р, р и Т. Для неидеального газа р является функцией р и Т.

Этот метод используется в работах [11, 12] для определения плотности теплового потока, коэффициента теплопередачи и получения кривых охлаждения. Для получения достоверных результатов нужно использовать точные теплофизические характеристики металла и среды - граничные и начальные условия. Точность метода подтверждается сравнением с экспериментальными данными.

1.3. Термическая обработка бериллиевых бронз

1.3.1. Применение бериллиевых бронз

Бериллиевые бронзы обладают наилучшим комплексом свойств из всех известных бронз. Они характеризуются высокими пределами упругости, временным сопротивлением, твердостью и коррозионной стойкостью в сочетании с повышенными сопротивлениями усталости, ползучести и износу. Также они являются теплостойкими материалами, устойчивыми при температурах до 310.. .340 °С. При 500 °С они имеют приблизительно такое же временное сопротивление, как оловянно-фосфористые и алюминиевые бронзы при комнатной температуре.

Бериллиевые бронзы обладают высокой теплопроводностью; при ударах не образуют искр. Они хорошо обрабатываются резанием, свариваются точечной и роликовой сваркой, однако широкий температурный интервал кристаллизации затрудняет их дуговую сварку.

Бериллиевые бронзы выпускают преимущественно в виде полос, лент, проволоки и других деформированных полуфабрикатов. Вместе с тем из них можно получить качественные фасонные отливки. Из бериллиевых бронз изготавливают детали ответственного назначения: упругие элементы точных приборов (плоские пружины, пружинные контакты, мембраны); детали, работающие на износ (кулачки, шестерни, червячные передачи); подшипники, работающие при высоких скоростях, больших давлениях и повышенных температурах [13, 14].

1.3.2. Структурные превращения при термической обработке

Согласно диаграмме состояния системы Cu-Be (Рисунок 1.3) двойные бериллиевые бронзы (БрБ2, БрБ2,5) имеют структуру, состоящую из а-твердого раствора бериллия в меди и у-фазы - электронного соединения CuBe с ОЦК решеткой. Концентрация а-твердого раствора значительно

уменьшается с понижением температуры (с 2,75 % Ве при 870 °С до 0,2 % при 200 °С). Это дает возможность подвергать бериллиевые бронзы термической обработке - закалке и искусственному старению.

т;с

1083 1000

800

600

ШО 200

N Ч J.+a' щ s\\v ч\\\Х /

S 4 5 ч Ч SNVN

ч \ Vv ч Ч \\jlC4 \ }ГЧ

сх \ ^Г ч ч \Лч а+р

/ 15 \ S \ ч ж а+]

S 4 5 ч ч ч \\V

О 1 2 3 i

Си -^Ве. /

Рисунок 1.3. Диаграмма состояния Cu-Be

1.3.4. Закалка бериллиевых бронз

Закалка бериллиевых бронз имеет большое значение как в процессе их производства, так и в процессе изготовления из них изделий, прежде всего в качестве промежуточной обработки для повышения пластичности и деформируемости бронз при холодной прокатке или штамповке, а также для достижения высокого упрочнения при последующем старении [15].

В первом случае закалка устраняет деформационное упрочнение, если предварительно бронза подверглась деформации, хотя для повышения ее пластичности можно использовать и рекристаллизационный отжиг при

600...650 °С, в процессе которого меньше окисление и рост зерна, чем при закалке. Однако пластичность бронзы из-за получения при этом отжиге двухфазной структуры ниже, чем после закалки при 770.790 °С. Наконец, повторные промежуточные закалки в процессе прокатки или волочения способствуют повышению однородности состава и строения а-твердого раствора, и поэтому применение закалки предпочтительнее, чем отжига.

При повышении температуры закалки до 790.810 °С увеличивается однородность а-твердого раствора, поскольку растет степень насыщения твердого раствора, уменьшается количество дефектов строения, однако при этом сильно увеличивается размер зерна, а это ведет к ухудшению свойств бронзы, таких как усталостная прочность и сопротивление циклической релаксации, и поэтому применение такой закалки нецелесообразно.

С целью получения более мелкого зерна бронзу подергают холодной пластической деформации с большим обжатием и последующей закалке при 770.780 °С. На размер зерна также влияют включения избыточной у-фазы (или в-фазы): если они равномерно распределены, то препятствуют развитию собирательной рекристаллизации кристаллов а-твердого раствора при нагреве. Однако значительные скопления включений в-фазы, особенно в виде строк, могут напротив ускорить рост зерна за счет фазового наклепа вследствие различных объемных коэффициентов расширения а и в фаз.

С учетом результатов изучения структуры и свойств бериллиевых бронз оптимальная температура закалки должна быть в пределах 770.780 °С. При этом заданные температуры должны выдерживаться с точность до ±2 °С.

Скорость охлаждения бериллиевых бронз при закалке должна быть максимальной (обычно в воде). Как показано в работе [16], наибольшую опасность представляет замедление охлаждения в области температур 500.380 °С, когда превращение переохлажденного твердого раствора, описываемое обычными С-диаграммами, происходит с большой скоростью и ведет к образованию перлитообразных структур.

На Рисунке 1.4 представлена термокинетическая диаграмма превращений при охлаждении БрБ2, пользуясь которой можно выбрать скорость охлаждения, отвечающую получению пересыщенного а-твердого раствора (область I) [17, 18]. При меньшей скорости охлаждения фиксируется пограничный распад (область II), а при еще меньшей - общее выделение (область III), что уже не обеспечивает высокого упрочнения при последующем старении.

Рисунок 1.4. Термокинетическая диаграмма превращений а-твердого

раствора БрБ2

1.3.5. Старение бериллиевых бронз

Процесс старения является важнейшим этапом упрочняющей обработки, в результате которого не только возрастает прочность, но также сильно меняются и многие физические свойства.

В работах [19, 20] о механизме и последовательности структурных превращений в процессе старения на основе анализа диффузионного старения

доказано, что возникающие на начальной стадии старения образования, когерентные {100}а, представляют собой зародыши равновесной у(СиВе)-фазы, упорядоченной по типу CsCl. Диффузное рассеяние, которое возникает около различных узлов обратной решетки, является результатом упругой деформации решетки матрицы, что и объясняет ее моноклинные искажения. Наличие когерентности возникших зародышей с упругодеформированной матричной фазой приводит к сильным тетрагональным искажениям их решетки.

Таким образом, структура этих зародышей соответствует структуре у'-фазы, а их атомная структура отличается от структуры матрицы.

По мере развития процесса старения и роста частиц метастабильной у'-фазы степень тетрагональности ее решетки уменьшается, что объясняется постепенным нарушением ее когерентной связи с матричным а-твердым раствором.

Наконец, при значительном развитии процесса старения в области повышенных температур степень тетрагональности частиц избыточной фазы приближается к единице, тогда следует говорить уже о существовании некогерентной у-фазы.

1.4. Термическая обработка железоникелевых пружинных сплавов

1.4.1. Основные требования к пружинным сплавам

Пружинные сплавы являются одним из важнейших сплавов конструкционных материалов. В зависимости от места использования и назначения, пружинные сплавы должны обладать различными свойствами. Прежде всего, пружинные сплавы должны обладать стандартными для всех конструкционных материалов характеристиками, такими, как прочность, пластичность и вязкость. К специальным свойствам в первую очередь относится высокое сопротивление малым пластическим деформациям при

статическом и циклическом нагружении. В некоторых случаях к пружинным сплавам предъявляются также требования по тепловому расширению, контактному сопротивлению, магнитным свойствам, коррозионной стойкости и др.

Технологичность, т.е. возможность изготовления упругих элементов сложной конфигурации, очень важна для пружинных сплавов. В эту группу свойств входит прокаливаемость, пластичность, свариваемость, малая склонность к росту зерна и окислению и другие.

Сопротивление малым пластическим деформациям характеризуется величиной условного предела упругости, соответствующего остаточной деформации 0,002 % или 0,005 %. Это самое важное свойство пружинных сплавов. Чем более подвижны дислокации в сплаве, тем легче их перемещение, взаимодействие, генерация новых дислокаций и, соответственно, тем при более низких напряжениях упругие деформации переходят в пластические. Для достижения высоких значений предела прочности и предела текучести необходимо создать в сплаве высокое сопротивление движению большинства дислокаций, в то время как для повышения сопротивления малым пластическим деформациям необходимо создать структуру с высокой степенью блокировки дислокаций. Затруднению движения дислокаций способствуют дисперсионное упрочнение, искажение решетки твердого раствора, формирование в результате термической обработки дисперсных частиц интерметаллидных фаз.

Наиболее широко применяются аустенитные дисперсионно-твердеющие сплавы, в которых в результате закалки и старения достигается высокое сопротивление малым пластическим деформациям в широком диапазоне рабочих температур. Эти сплавы после закалки очень пластичны, что позволяет изготавливать упругие элементы методами холодной штамповки. При необходимости проводят сварку. Далее следует

упрочняющая термическая обработка - старение, придающее изделиям необходимый комплекс свойств [21].

1.4.2. Фазовый состав

Сплавы 36НХТЮ, 36НХТЮ5М и 36НХТЮ8М относятся к системе Fe-№-Сг (Таблица 1.1). Химический состав подобран таким образом, чтобы обеспечить стабильную аустенитную структуру, высокую коррозионную стойкость и добиться существенного упрочнения при старении. Легирование сплава 36НХТЮ молибденом обеспечивает повышение прочности и упругих свойств.

Таблица 1. 1

Химический состав сплавов 36НХТЮ, 36НХТЮ5М, 36НХТЮ8М по ГОСТ

10994-74, %

Сплав № Mo Мп Сг С А1 Ti Si S р Бе

5 2

36НХТЮ о ( ^ 10 о, ^ т О 0, о, ост.

10 00 о т О О

т О 1/1 О О VI V 1

0, 5 т с^ с^

36НХТЮ5М О ю ^ 10 о, со О О, о, ост.

10 о 00 о О т о О

т 4, О 1/1 О VI VI

10 5 т

36НХТЮ8М о 00 ^ О о, со О 0, 0, ост.

10 10 00 о О т О о

т 7, О 1/1 О VI VI

На Рисунке 1.5 представлена диаграмма состояния сплавов системы Fe-№-Сг. В равновесном состоянии структура сплава 36НХТЮ состоит из матричной фазы у-твердого раствора, у'-фазы [(№, Fe)3(Al, ТГ)], а сплав 36НХТЮ8М содержит также фазу Лавеса типа Mg2Zn [21]. Гамма-фаза представляет собой твердый раствор из железа, никеля и хрома с ГЦК-решеткой и периодом а = 0,3576.. .0,3585 нм. Сплав с аустенитной структурой

достаточно пластичен, а наличие крупных пор в кристаллической решетке позволяет растворять большое количество легирующих элементов. Высокое упрочнение достигается главным образом за счет выделения у'-фазы [(№, Бе)з(Т1, А1, Мо)] с ГЦК решеткой при старении. Фаза Лавеса в сплаве 36НХТЮ8М имеет состав [^е, №, Сг}2(Мо, Т^] и гексагональную кристаллическую решетку. В сплавах типа 36НХТЮ в структуре может наблюдаться о-фаза, которая придает сплаву хрупкость, а также гексагональная п-фаза (№3Т1) в виде игл и пластин. В отличие от 36НХТЮ в сплавах, легированных молибденом, п-фаза не обнаруживается, что может быть связано с тем, что молибден тормозит перестройку у'-фазы в п-фазу [21]. Регламентируемое содержание алюминия позволяет избежать образования о-фазы.

Рисунок 1.5. Изотермические разрезы диаграммы Fe-Ni-Cr при температурах: а - 1427 °С, б - 1373 °С, в - 1100 °С, г - 723 °С [22]

1.4.3. Закалка

При нагревании в однофазную область происходит постепенное растворение избыточных фаз. Фаза Лавеса растворяется медленнее при более низких температурах, чем частицы у'-фазы. Если температура закалки составляет 980 °С, то в структуре сплава сохраняются избыточные фазы. В сплаве 36НХТЮ5М фаза Лавеса располагается по границам зерен, а в сплаве 36НХТЮ8М - также и в объеме зерен. При нагреве до 1100 °С у'-фаза полностью отсутствует, но фаза Лавеса все еще сохраняется. При нагреве до 1200 °С и последующей закалке формируется однофазная структура.

В результате растворения избыточных фаз пластичность сплава повышается. Однако после закалки от 1200 °С наблюдается снижение пластичности, вызванное укрупнением зерна.

На Рисунке 1.6. приведена диаграмма рекристаллизации сплава 36НХТЮ8М. Размер зерна в сплаве 36НХТЮ8М после деформации и нагрева до 1000.1200 °С значительно меньше, чем в сплаве 36НХТЮ [23]. Это связано с тем, что в сплаве с молибденом образуется больше центров рекристаллизации, и рекристаллизованные зерна растут медленнее, так как молибден снижает поверхностную энергию. Кроме того, частицы фазы Лавеса, сохраняющиеся нерастворенными при высоких температурах, являются барьерами для роста зерен. В итоге после закалки прочность сплава 36НХТЮ8М выше, чем 36НХТЮ.

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Вай Ян Мин Хтет, 2024 год

СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННЫХ ИСТОЧНИКОВ

1. Pritchard J., Rush S. Vacuum hardening high strength steels: oil versus gas quenching // Heat treating progress. 2007. May/June. P. 19-23.

2. Lior N. The cooling process in gas quenching // Journal of materials processing technology. 2004. № 2. P. 1881-1888.

3. Wang Z., Wang X., Shang X. The effects of nozzle and workpiece placements on cooling rate in the vacuum high-pressure gas quenching furnace based on CFD // Applied mechanics and materials. 2011. Vol. 66. P. 673-676.

4. Heuer V., Faron R.D., Bolton D., Lifshits M., Loeser K. Distortion control of transmission components by optimized high pressure gas quenching // Journal of Materials Engineering and performance. 2013. Vol. 22. P. 1833-1838.

5. Dolan G.P., Flynn R.J., Tanner D.A. Robinson J.S. Quench factor analysis of aluminum alloys using the Jominy end technique // Materals science and technology. 2005. Vol. 6. P. 687-692.

6. Zehtab Yazdi A., Sajjadi S.A., Zebarjad S.M. Moosavi Nezhad S.M. Prediction of hardness at different points of Jominy specimen using quench factor analysis method // Journal of materials processing technology. 2008. Vol. 6. P. 124129.

7. Пучков Ю.А., Яньлун Ван, Березина С.Л., Прудиус С.А., Шмелева В.С., Ампилогов А.Ю. Влияние скорости охлаждения при закалке на структуру и свойства сплава В91Т3 системы Al-Zn-Mg-Cu // Технология металлов. 2010. № 8. С. 15-21.

8. Пучков Ю.А., Березина С.Л. Применение теории закалочного фактора для прогнозирования свойств изделий из термически упрочняемого сплава В91 // Материаловедение и термическая обработка металлов. 2014. № 3. С. 20-25.

9. Пень Х., Ксинджао В., Вейвен Д., Дечань З. Решение задачи определения теплового потока при закалке газом высокого давления методом

конечных элементов // Металловедение и термическая обработка металлов. -2006. № 5. С. 12-17.

10. Cheng H., Xie J., Li J. Determination of surface heat-transfer coefficients of steel cylinder with phase transformation during gas quenching with high pressures // Computational materials science. 2004. Vol. 29. P. 453-458.

11. Xu Z., Su X., Xu Q., Liu B. Numerical simulation on vacuum solution heat treatment and gas quenching process of a low rhenium-containing Ni-based single crystal turbine blade // China foundry. 2016. Vol. 6. P. 402-413.

12. Wang J., Gu J., Shan X., Hao X., Chen N., Zhang W. Numerical simulation of high-pressure gas quenching of H13 steel // Journal of materials processing technology. 2008. Vol. 202. P. 188-194.

13. Берман С.И. Меднобериллиевые сплавы, их свойства, применение и обработка. М.: Металлургия. 1966. 344 с.

14. Материаловедение. Учебник для вузов/ Арзамасов Б.Н., Макарова В.И., Мухин Г.Г. и др-; Под общ. Ред. Аразамасова Б.Н., Мухина Г.Г.. -5.е изд., стереотип. М.:Изд-во МГТУ им. Н.Э. Баумана. 2003. 648 с.: ил.

15. Металловедение, термообработка и рентгенография/ Новиков И.И., Строганов Г.Б., Новиков А.И.. М: МИСИС. 1994: 167 с.

16. Пружинные сплавы цветных металлов / Пастухова Ж.П., Рахштадт А.Г., М.: Металлугия. 1983. с. 24-52.

17. Зисельман В.Л., Кудин М.В., Лаврищев Ю.Д. Бериллиевые бронзы. Проблемы и перспективы // Национальная металлургия. 2002. № 4. С. 21-25.

18. Смирягин А.П. Промышленные цветные металлы и сплавы. М.: Металлургиздат. 1956. 560 с.

19. Кузьмина Е.В., Железняк Л.М., Цыплухина А.Ю. Использование уникальных свойств бериллиевых бронз для машиностроительной продукции // Металлургия машиностроения. 2015. № 3. С. 36-39.

20. Зисельман В.Л., Кудин М.В., Лаврищев Ю.Д. Бериллиевые бронзы. Проблемы и перспективы // Национальная металлургия. 2002. № 4. С. 21-25.

21. Рахштадт А.Г. Пружинные стали и сплавы. М.: Металлургия. 1971. 496 с.

22. Банных О. А., Будберг П.Б., Алисова С. П. Диаграммы состояния двойных и многокомпонентных систем на основе железа. - М.: Металлургия. 1986. 440 с.

23. Карпов А.Г. Современные пружинные сплавы, их обработка и испытания. Л.: ЛДНТП. 1967. 130 с

24. В. И. Красных, А. С. Жданова, Т. В. Гаранжа. Прецизионные сплавы с заданными свойствами упругости: необходимость новой жизни // Сталь. 2015. № 7. С. 60-66.

25. А.Г. Рахштадт, О.М. Ховова. Новые процессы старения сплавов (пути улучшения свойств стареющих сплавов): уч. пособие. М: Машиностроение. 1988. 55 с.

26. Ховова О. М., Жигалина О. М., Думанский И. О. Влияние скорости электроконтактного нагрева на структурное состояние сплава 36НХТЮМ8 // Металловедение и термическая обработка металлов. 1998. № 9. С. 16-20.

27. Ховова О. М., Жигалина О. М., Думанский И. О., Лешковцев В. Г. Особенности растворения фазы Лавеса в условиях скоростного электроконтактного нагрева при закалке // Металловедение и термическая обработка металлов. 2000. № 6. С. 13-19.

28. Осинская Ю.В., Покоев А.В. Старение бериллиевой бронзы в импульсном магнитном поле // Физика металлов и металловедение. 2008. № 4. С. 385-390.

29. Ахметжанов Б.К., Скаков М.К., Алонцева Д.Л., Туякбаев Б.Т. Исследование влияния высокоэнергетического воздействия на структуру и свойства дисперсионно-твердеющего сплава 36НХТЮ // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. 2004. № 1. С. 104-107.

30. Говядинов С. А. Влияние термического, деформационного и термодеформационного упрочнения бериллиевой бронзы БрБ2 на ее параметры упругости// Технология металлов. 2005. № 9. С. 43 46.

31. Шевченко С.Ю. Разработка расчетно-экспериментального метода анализа и контроля охлаждающей способности закалочных сред с использованием датчика градиентного типа: дис. ... канд. техн. наук. Москва, 2005.

32. Будрин Д. В., Суханов Е. Л., Кондратов В. М. Применение термозонда призматической формы для определения охлаждающей способности закалочных сред // Известия ВУЗов. Черная металлургия. 1966. № 2. С.134-139.

33. Шевченко С.Ю. Определение коэффициентов теплоотдачи закалочных сред с использованием призматического датчика // Технология металлов. 2009. № 5. С. 39-42.

34. Попова Л.Е., Попов А.А. Диаграммы превращения аустенита в сталях и бета-раствора в сплавах титана // Справочник термиста. М.: Металлургия, 1991. 503 с.

35. Серегин Г.В., Муравьев В.В. Влияние деформации прокаткой на механические свойства сплава 36НХТЮ // Металловедение и термическая обработка металлов. 1989. № 10. С. 44-46.

36. Смирягин А.П., Промышленные цветные металлы и сплавы / 2-е изд., перераб. и доп. М.: Государственное научно техническое издательство литературы по черной и цветной металлургии, 1956. 560 с.

37. Закалочные среды: Справ. изд. Люты В. Под ред. Масленкова С.Б., Пер. с польс. Челябинск: Металлургия, Челябинское отделение. 1990. 192 с.

38. Atraszkiewicz R., Januszewicz B., Kaczmarek L., Stachurski W., Dybowski K., Rzepkowski A. High pressure gas quenching: distortion analysis in gear after heat treatment // Materials science and engineering. 2012. Vol. 558A. P. 550-557.

39. Li Z., Grandhi R.V., Shivpuri R. Optimum design of heat transfer coefficient during gas quenching using the response surface method // International journal of machine tools & manufacture. 2002. Vol. 42. P. 548-558.

40. Kazuhiko K. Vacuum quenching furnace using high pressure gas quenching // Ishikawajima-Harima Engineering Review. 2005. Vol. 45. № 1. P. 914.

41. Арзамасов Б. Н., Соловьева Т. В., Герасимов С. А. и др. Справочник по конструкционным материалам: Справочник. Под ред. Б. Н. Арзамасова, Т.

B. Соловьевой. М.: Издательство МГТУ им. Н. Э. Баумана, 2005. 640 с.

42. Банных О. А., Будберг П.Б., Алисова С. П. Диаграммы состояния двойных и многокомпонентных систем на основе железа. М.: Металлургия. 1986. 440 с.

43. Дьюлис Дж. - Высоколегированные стали. М.: Металлургия. 1969. -

C. 330-375.

44. Суховаров В. Ф., Бушнев Л. С., Караваева В. В. и др. Физика металлов и металловедение. 1972. т.34, вып. 1. С. 103-106.

45. Золоторевский С. М. Механические свойства металлов: Учебник для вузов. 2-е изд. М.: Металлургия, 1983. 352 с.

46. Микроанализ металлов и сплавов. Источник: https://www.bibliofond.ru/view.aspx?id=553568

47. Электропечь вакуумная - газовая закалка. Источник: http://nittin.ru/elektropech-vakuumnaya-zakalka-gazovaya

48. ГОСТ 11701 -84. Металлы. Методы испытаний на растяжение тонких листов и лент. М.: Министерство черной металлургии СССР. 1986. 16 с.

49. Закалочные среды: Справ. изд. Люты В. Под ред. Масленкова С.Б., Пер. с польского. - Челябинск: Металлургия, Челябинское отделение. 1990. 192 с.

50. Лахтин Ю.М., Коган Я.Д. Структура и прочность азотированных сплавов. М.: Металлургия. 1982. 176 с.

51. Рахштадт А.Г. Пружинные стали и сплавы. М.: Металлургия. 1971. -496 с.

52. Чуистов К.В. Модулированные структуры. Киев: Наукова думка. 1975. 232 с.

53. Prikhodko S.V., Carnes J.D., Isaak D.G. et al. Temperature and Composition Dependence of the Elastic Constants of Ni3Al // Metallurgical And Materials Transactions. Vol. 30a. September 1999. P. 2403-2409.

54. Келли А., Никлсон Р. Дисперсионное твердение (пер. с англ.). М.: Металлургия. 1965. 300 с.

55. Суховаров В.Ф. Прерывистое выделение фаз в сплавах. Новосибирск: Наука. 1983. 168 с.

56. Johnson K.L. One Hundred Years of Hertz Contact // Proceedings of the Institution of Mechanical Engineers. 1982. Vol. 196. Issue 1. P. 363-378.