Effect of aging temperature on the structure and hardness of the alloy 40HNU-VI

Abstract

Introduced the results of the study on the changes of the microstructure and hardness 40HNU-VI alloy, hardened in 1160-1140 ºС, depending on the aging temperature at the same holding time 5 hours.

Full Text

Одним из основных материалов, применяемых для изготовления деталей прецизионных подшипников ОАО «Завод приборных подшипников» (ОАО «ЗАП»), является немагнитный коррозионно-стойкий хромистый сплав на никелевой основе 40ХНЮ-ВИ (ЭП793-ВИ) [1]. После закалки и дисперсионного твердения этот сплав не уступает по прочностным характеристикам широко распространенной стали 110Х18М-ШД и одновременно имеет такие особые свойства, как низкая магнитная проницаемость (1,00005) и высокая коррозионная стойкость в агрессивных средах. Первый этап термической обработки деталей из сплава 40ХНЮ-ВИ состоит из нагрева под закалку на температуру 1140-1160 ºС с последующим охлаждением в воду с температурой не выше 30 ºС. Цель закалки – получение однородного, пересыщенного легирующими элементами γ-твердого раствора, из которого при последующем дисперсионном твердении будет происходить равномерное выделение упрочняющих фаз. Второй этап термической обработки – это проведение дисперсионного твердения в течение 5-30 часов в электропечи при температуре 550±10 ºС с охлаждением на воздухе. Дисперсионное твердение необходимо для получения равномерной упрочненной структуры с твердостью не ниже 58 HRC. Но практика показывает, что за 5 часов дисперсионного твердения не удается достичь равномерной упрочненной микроструктуры. Поэтому приходится проводить до шести циклов, т. е. до 30 часов дисперсионного твердения, что повышает себестоимость и без того дорогих подшипников, изготовленных из этого сплава. Кроме того, даже 30 часов дисперсионного твердения не гарантируют равномерного требуемого упрочнения. Цель работы – установить возможность и целесообразность проведения дисперсионного твердения этого сплава при температурах выше 550 ºС (данная температура установлена в технической документации на термообработку в ОАО «ЗАП»). Для проведения дисперсионного твердения использовались цилиндрические образцы диаметром 2,0 мм и длиной 10 мм из сплава 40ХНЮ-ВИ плавки № 07346 по ТУ 14-1-2505-78, прошедшие закалку при 1140-1160 ºС. Химический состав сплава следующий: 39,0-41,0 % Сr; 3,3-3,8 % Al; не более 0,03 % С; не более 0,6 % Fe; Ni – основа. Размер аустенитного зерна не превышал балл 8 по шкале 1 ГОСТ 5639. Дисперсионное твердение проводилось в лабораторной камерной печи без защитной атмосферы при температурах 500-800 ºС с интервалом в 50 ºС с выдержкой 5 часов и охлаждением образцов на воздухе. Замер твердости производился на микротвердомере Future-TechFM-300 при нагрузке 1000 г с временем выдержки под нагрузкой 10 секунд. Исследование и съемка микроструктуры проводились при увеличении 500 крат на вышеназванном твердомере с помощью персонального компьютера и специального программного обеспечения для анализа структур ThixometPRO. Травление на выявление микроструктуры сплава проводилось реактивом Марбле. Распределение химических элементов по сечению образцов исследовалось с помощью электронного микроскопа JeolJSM-6390A с приставкой для химического анализа JeolJED-2200. Согласно диаграммам состояния, приведенным на рис. 1 [2], и фото рис. 2а, микроструктура сплава 40ХНЮ-ВИ в закаленном состоянии состоит из γ-твердого раствора и округлых включений избыточной α-Cr-фазы. Гамма-твердый раствор представляет собой матрицу сплава – твердый раствор на основе никеля, хрома и алюминия с ГЦК-кристаллической решеткой с параметром a = 3,573-3,604Å (зависит от термической обработки). Альфа-хром-фаза является твердым раствором на основе хрома, никеля и алюминия с ОЦК-решеткой и параметром а = 2,883-2,884Å [3]. а б Р и с. 1. Двойные диаграммы состояния: а – Ni-Cr; б – Ni-Al По данным [3], с температуры дисперсионного твердения более 450º С в микроструктуре сплава начинается процесс прерывистого распада γ-твердого раствора с выделением по границам зерен ячеек слоистой α-Cr-фазы с последующим их внедрением в глубинные объемы зерна посредством миграции границ ячейки. Данная фаза является упорядоченной и отвечает формуле Ni2Cr (так называемое К состояние) [4]. Начало выделения α-Cr фазы можно наблюдать на рис. 2б и 2в, иллюстрирующих микроструктуру сплава, состаренного при температурах 500 и 550 ºС в течение 5 часов сответственно. При температурах старения выше 550 ºС одновременно с α-Cr-фазой начинается выделение γ'-фазы. Последняя представляет собой интерметаллидное соединение типа Ni3Al с ГЦК-решеткой с параметром а = 3,569-3,572Å (также меняется в зависимости от температурных параметров старения). Фаза γ' довольно пластична, поэтому при увеличении ее содержания в сплаве не происходит катастрофического охрупчивания, как при введении карбидов, но пластичность никеля при этом все же снижается [2]. Механизм упрочнения сплава γ'-фазой связан с образованием антифазных границ в процессе прохождения дислокаций через частицу при ее перерезании. Максимальная длительная прочность сплава достигается при минимальном несоответствии параметров кристаллических решеток γ-твердого раствора и γ'-фазы (Δа = aγ - aγ') [4]. Форма выделений γ'-фазы зависит от несоответствия параметров решетки с γ-твердым раствором, а именно: они имеют сферическую форму при несоответствии решеток 0-0,2 %; кубическую – при несоответствии 0,5-1,1 % и пластинчатую – при 1,25 % и более [2]. Количество γ'-фазы в сплаве возрастает с увеличением содержания алюминия и составляет: ~5 % при 0,6 % Al; ~25 % при 1,7 % Al; ~42 % при 4 % Al. С увеличением количества γ'-фазы увеличивается жаропрочность сплава [4]. Фото структуры сплава, приобретенной после закалки и старения в течение 5 часов при температурах 500; 550; 600; 650; 750 ºС, представлены на рис. 2. Микроструктура сплава после дисперсионного твердения при 700 и 800 ºС не представлена из-за внешней схожести со структурами, полученными при 650 и 750 ºС соответственно. а б в г д е Р и с. 2. Микроструктуры сплава 40ХНЮ-ВИ: а – в закаленном состоянии; после дисперсионного твердения при температуре, ºС: б – 500; в – 550; г – 600; д – 650; е – 750, х500 С повышением температуры старения выше 800 ºС обнаружено выделение только α-Cr-фазы по основному прерывистому механизму [3]. В областях средних (550-700 ºС) и до высоких (до 950 ºС) температур старения зафиксировано выделение γ' и α-Cr-фаз по непрерывному механизму в областях, не подвергшихся упрочнению по прерывистому механизму [3]. Основной особенностью прерывистого распада является резкое скачкообразное возрастание в узкой зоне на границе ячейки и исходного γ-твердого раствора концентраций растворенных элементов от исходной в γ-твердом растворе до концентраций γ' или выделения α-Cr-фазы внутри ячейки. Процесс локализован и начинается, как правило, от границ зерен. Распад развивается за счет образования и роста в приграничных областях зерен исходного пересыщенного аустенита ячеек двухфазной смеси γ' и α-Cr фазы. В случае протекания по непрерывному механизму концентрация элементов в приграничных зонах фаз меняется плавно. На рис. 2б, 2в и 2г по объемам выделившейся темнотравящейся фазы видна заметная разница в скоростях распада твердого раствора основы с образованием ячеек α-Cr-фазы у границ зерен, что объясняется разницей температуры старения. Ввиду весьма малых размеров γ'-фаза на фото не видна. В результате старения образуется специфическая структура, состоящая из пластин α-Cr-фазы, прослоек γ' фазы и γ-твердого раствора матрицы сплава [3, 4]. На рис. 2г видно, что большая часть сплава претерпела распад твердого раствора, но все еще имеются светлые участки, не подвергшиеся превращению. Это может быть объяснено разницей в распределении химических элементов по сечению исходного прутка, возникшей в результате ликвации при заливке сплава, что подтверждается данными точечного поэлементного анализа (табл. 1). Видно, что концентрация Al меняется от 1,29 до 4,26 %, Cr – от 37,62 до 57,45 % в прутке одной плавки, причем общее количественное содержание химических элементов соответствует требованиям технической документации. Судя по всему, области с повышенным содержанием Cr требуют более высокой температуры для инициализации процесса распада твердого раствора. Следовательно, для более равномерного превращения без операции повторной закалки необходима повышенная температура или более длительная выдержка. Таблица 1 Распределение химических элементов в твердом растворе образцов из сплава 40ХНЮ-ВИ Точка № Содержание элемента Al Cr Ni Образец № 1 1 2,52 42,27 Ост. 2 1,46 57,45 Ост. 3 2,44 44,19 Ост. 4 2,77 37,93 Ост. 5 2,66 37,91 Ост. 6 2,84 38,05 Ост. Образец № 2 1 4,26 41,04 Ост. 2 3,31 42,40 Ост. 3 2,7 40,18 Ост. 4 2,74 39,27 Ост. 5 2,63 43,90 Ост. 6 2,33 42,91 Ост. Образец № 3 1 2,53 41,63 Ост. 2 2,41 40,44 Ост. 3 2,41 40,77 Ост. 4 1,29 54,08 Ост. 5 2,71 37,62 Ост. 6 2,63 41,87 Ост. Согласно [5], теоретически можно предположить наличие локальных образований в структуре никелевого сплава топологически плотно упакованных фаз (т.п.у. фаз) типа σ и μ, отвечающих соединению с формулой FeCr. Существует зависимость между средним количеством электронных дырок для сплава и возможностью образования т.п.у. фаз, а именно: , (1) где – среднее количество электронных дырок для сплава; mi – атомная доля элемента; Nv – количество электронных дырок для данного элемента (4,66 для Cr; 0,61 для Ni; 2,22 для Fe); n – число элементов в матрице. Было показано, что в никелевых сплавах σ-фаза образуется при ≥2,49 и ≥2,38 для μ-фазы. Исходя из формулы (1), для случая рассматриваемого сплава σ- и μ-фазы будут образовываться в областях, обогащенных хромом. Сигма-фаза (σ-фаза) образуется при весьма длительном нагреве в интервале температур 600-800 ºС (существует возможность образования и при температурах около 500 ºС) на межзеренных границах [4]. В этой области температур σ-фаза неферромагнитна. Вследствие своей высокой твердости и хрупкости σ-фаза является нежелательной структурной составляющей, так как ухудшает технологичность и жаропрочность [2]. Хрупкость сигма-фазы настолько велика, что шлифы при изготовлении легко выкрашиваются и растрескиваются. Данная фаза была открыта Гриффитсом и названа им Brittleconstituent, что можно перевести как «хрупкая составляющая» [6].Она имеет тетрагональную решетку с 30 атомами на ячейку и с параметрами а = 8,800Å, с = 4,544Å [6]. Большая разница в параметрах кристаллических решеток σ-фазы и твердого раствора основы способствует образованию напряженных участков, что, в свою очередь, приводит к повышению твердости. Сигма-фаза может растворять некоторое количество атомов никеля. Наиболее равномерная структура получена при температурах дисперсионного твердения 650-800 ºС, но на фото 2е (сответствующем старению при 800 ºС) видно, что в этом случае начинает появляться неравномерность в фоне травления в виде более светлых участков. Это можно объяснить началом процессов разрушения специфической трехслойной структуры с одновременным выделением слоистой α-Cr фазы. Расстояние между слоями вновь выделившейся α-Cr фазы непрерывно растет и достигает 3000Å. Наблюдается отложение γ'-фазы по границам слоистой α-Cr-фазы. Отмечено изменение формы частиц γ'-фазы до кубической, развитие процесса укрупнения зернистости структуры [3]. Как видно из рис. 2, форма и количество избыточной α-Cr-фазы в микроструктуре после дисперсионного твердения сплава остаются относительно одинаковыми. Но при температуре 800 ºС (см. рис. 2е) наблюдается изменение формы включений от более округлой к вытянутой, овальной. Также в структуре можно встретить единичные довольно крупные, до 20 мкм, сложные частицы α-Cr-фазы округлой формы с выделением внутри другой фазы. После проведения опытов с варьированием температуры дисперсионного твердения при выдержке в 5 часов была замерена твердость образцов. Результаты представлены в табл. 2 и на рис. 3. Таблица 2 Изменение твердости в зависимости от температуры дисперсионного твердения при выдержке 5 часов Средняя твердость Температура старения, ºС Закаленное состояние 500 550 600 650 700 750 800 HV 318 356 442 640 669 610 576 527 HRC 34 38 46 58 59,5 57 55 52 Р и с. 3. График зависимости твердости от температуры дисперсионного твердения с выдержкой 5 часов При изготовлении подшипников твердость деталей из сплава 40ХНЮ-ВИ, согласно действующей технической документации, должна быть не ниже 58 HRC или 640 HV. На рис. 3 видно, что требуемая твердость достигается при температуре старения 600 ºС и достигает максимального значения при 650 ºС. При температуре старения выше 650 ºС сплав начинает разупрочняться, и при температуре ≈680 ºС твердость образцов уже не соответствует требованиям технической документации. Таким образом, оптимальном режимом дисперсионного твердения для прутков Ø2,0 мм плавки № 07346, закаленных при 1150±10 ºС, является нагрев при температуре 600 ºС с последующей выдержкой не менее 10 часов или нагрев до 650 ºС с выдержкой 5 часов. Более продолжительная выдержка при 600 ºС необходима для получения однородной структуры упрочненного твердого раствора без зон с пониженной твердостью. По результатам работы можно сделать следующие выводы: 1. Построен график зависимости твердости сплава от температуры дисперсионного твердения при выдержке 5 часов. 2. Получены снимки микроструктур сплава 40ХНЮ-ВИ в состоянии поставки, а также состаренного при различных температурах. 3. Подтверждено предположение о химической неоднородности сплава как причине неравномерного протекания процесса дисперсионного твердения. 4. Определена оптимальная температура старения. 5. Выдвинуто предположение о существовании в микроструктуре состаренного сплава локальных образований хрупких σ- и μ-фаз. Исследования выполнялись в ЦКП «Исследование физико-химических свойств веществ и материалов» ФГБОУ ВПО «Самарский государственный технический университет».