Исследование влияния режимов термической обработки на свойства сплава 56ДГНХ

Введение

Сплавы тройной системы Cu – Ni – Mn находят применение в часовом производстве при изготовлении высокоточных малоразмерных деталей, используются в качестве высокотемпературных припоев для спайки деталей, имеющих большой температурный коэффициент линейного расширения (ТКЛР), например, со стеклами; применяются в качестве стоматологических материалов для коронок и мостов благодаря близости ТКЛР к таковому у тканей зубов. Для применения в некоторых из этих областей они должны обладать достаточно высокой твердостью [1].

Несмотря на наличие результатов исследований тройной системы Cu – Ni – Mn, часть сплавов этой системы достаточно мало изучена. В настоящий момент они являются перспективными для применения в областях точной механики, электроники и медицины благодаря хорошей коррозионной стойкости, стабильности ТКЛР, достаточной упругости и ценным эстетическим качествам.

Целью данной работы является исследование влияния различных режимов термообработки на механические свойства сплава 56ДГНХ.

Сплавы системы Cu – Ni – Mn могут существовать в двух состояниях – метастабильном и стабильном [2; 3]. После быстрого охлаждения от температур не выше 910 °С они имеют структуру пересыщенного твердого раствора никеля и марганца в меди и являются метастабильными. Нагрев метастабильного состояния позволяет получать стабильную двухфазную структуру, состоящую из твердого раствора никеля и марганца в решетке меди и θ-фазы, представляющей собой гомогенный упорядоченный твердый раствор, который может быть выражен обобщенной формулой MnNi [4; 5].

На рис. 1 изображен участок изотермического разреза диаграммы состояния тройной системы Cu – Ni – Mn при 450 °C. Линия равенства массовых долей никеля и марганца является одновременно линией минимальной растворимости меди в соединении MnNi. В сплавах составов, лежащих на этой линии, количество θ-фазы максимально. Исходя из этого в качестве технически перспективных используют сплавы с равными содержаниями никеля и марганца, в частности, 60 % Cu – 20 % Ni – 20 % Mn [6; 7].

Важным фактором, влияющим на конструктивную прочность сплава 56ДГНХ (т. е. благоприятное сочетание характеристик прочности, пластичности, твердости), является структура θ-фазы, которая в зависимости от температуры, при которой она появляется, может образовываться либо по механизму прерывистого распада, либо по механизму непрерывного распада пересыщенного твердого раствора [8]. Непрерывный распад создает мелкодисперсную структуру, однородно распределенную по телу исходного зерна меди, в то время как прерывистый распад способствует нарастанию областей с выделившейся θ-фазой от границ зерен, что снижает механические характеристики сплава 56ДГНХ [9 – 12].

Все процессы, основанные на явлении диффузионного распада твердого раствора, определяются скоростью этого фазового превращения. «Правильное» легирование позволяет ускорять эти процессы, не ухудшая структурных характеристик выделяющихся частиц. Добавочное легирование системы Cu – Ni – Mn хромом в количестве 1,8 – 2,2 мас. %, как показывают данные калориметрических исследований [13], позволяет достичь наибольшей скорости начала распада пересыщенного твердого раствора и способствует проявлению механизма непрерывного распада. В процессе непрерывного распада уже на начальной стадии процесса в теле зерна образуется большое количество частиц MnNi размером свыше 5 нм, которые способны эффективно блокировать рост областей прерывистого распада от границ зерен [14; 15]. Необходимо также отметить, что вне зависимости от типа происходящего распада, равновесное состояние не достигается полностью даже длительными, более 100 ч, выдержками при старении [13; 16].

Целью данной работы является определение параметров процесса старения сплава 56ДГНХ для получения максимальной твердости в условиях протекания непрерывного распада твердого раствора данного сплава.

Методика эксперимента

В работе исследовались образцы сплава 56ДГНХ, его химический состав представлен в таблице. Сплав получали индукционной плавкой в защитной атмосфере. Гомогенизационным отжигам материал не подвергали. Прутки диаметром ~40 мм получали горячей ковкой слитка.

Образцы для исследований имели размеры приблизительно 5×5×7 мм. Их термическая обработка была двухстадийной и состояла из закалки и старения, ее проводили в вакууме в откачиваемой кварцевой ампуле. Закалку осуществляли от температур 700 – 800 °C с выдержкой в течение 30 мин в вакууме ~10^–2 мм рт. ст. Охлаждение образцов заключалось в том, что ампула с ними вынималась из печи и далее охлаждалась без напуска воздуха. При такой методике образцы остывали от температуры нагрева до температуры ~150 ºС за 2,5 мин. Дальнейшее охлаждение проводили на воздухе. Эффект закалки на однородный твердый раствор при данной технологии подтверждался низкой твердостью образцов и структурой, соответствующей твердому раствору в виде примерно равноосных зерен размерами 25 – 45 мкм с некоторым количеством двойников отжига, а также результатами рентгенофазового анализа. Распад полученного метастабильного пересыщенного состояния осуществляли с помощью термической операции старения. Старение проводили в муфельной печи на воздухе в течение 2, 7, 10, 12 и 25 ч и температурах от 375 до 525 °C. Охлаждение после старения – на воздухе. Для каждого режима старения исследовали три образца.

Измерение микротвердости и анализ микроструктуры металлографическим методом осуществляли на сечениях, отстоящих от поверхности образцов не менее, чем на 1 мм. Травление шлифов, полученных с применением стандартных методик подготовки поверхностей, проводили реактивом «царская водка» [17] в течение 30 – 60 с. Микротвердость НV в кгс/мм² измеряли на приборе ПМТ-3 по методу Виккерса при нагрузке 500 г. Колебания значений микротвердости от образца к образцу (до 90 HV), связанные с ликвационной неоднородностью, значительно превосходили ошибку измерения микротвердости на отдельно взятом образце (максимум 11 HV). Поэтому далее на графиках приводятся средние значения микротвердости, полученные для каждого образца, без указания разброса результатов измерений.

Фазовый состав сплава исследовали методом рентгеновского фазового анализа на дифрактометре ДРОН-3М в СоK_α-излучении.

Результаты исследования

Микротвердость образцов сплава 56ДГНХ после закалки невысока и составляет HV 0,5 = 100 – 130 кгс/мм². В структуре при этом отсутствуют какие-либо включения второй фазы (рис. 2, а).

В процессе старения изменение микротвердости многостадийно: ее рост при небольших выдержках сменяется последующим снижением при увеличении выдержки с отчетливо выраженным максимумом либо «плато» между этими двумя частями графика.

На рис. 3 приведены данные о величине микротвердости после различных режимов термообработки.

Анализ представленных зависимостей показывает следующее.

Максимальная микротвердость сплава 56ДГНХ, достигнутая в результате старения, составляет HV 0,5 = 456 кгс/мм², что выше исходной в 3,5 – 4,5 раза.

При температурах закалки 700 – 750 °С микротвердость сплава, достигаемая после старения, максимальна. Повышение температуры закалки до 800 °С приводит к снижению максимальной микротвердости (рис. 3, а), поэтому оптимальной температурой закалки следует считать 750 °С.

Максимум микротвердости наблюдается при температурах старения 475 – 500 °С (для длительности старения от 7 до 12 ч). Именно этот интервал температур и времени должен использоваться для проведения старения.

При изменении времени старения характер изменения микротвердости одинаков для всех температур старения, но уровень достигаемого упрочнения различен. Однотипность зависимостей состоит в том, что до некоторого момента времени микротвердость растет со временем старения, а при более длительных выдержках начинается ее снижение, причем интенсивность снижения тем больше, чем выше температура старения. Время старения, после которого начинается снижение микротвердости, уменьшается с ростом температуры старения (рис. 3, б). Оптимальным режимом, позволяющим получать максимальный прирост микротвердости на сплаве 56ДГНХ в результате операции старения, следует считать нагрев до температуры 475 °С с выдержкой 10 ч. Микротвердость сплава 56ДГНХ при этом повышается до HV 0,5 = 450 кгс/мм².

Фазовый и структурный анализ сплава 56ДГНХ в различных состояниях показал следующее. В состоянии после закалки на рентгенограммах присутствуют только линии твердого раствора на основе меди с ГЦК решеткой. На дифракционных отражениях даже с большими индексами (например, (220)) эффекты от наличия изоморфных матрице областей с близким параметром решетки не наблюдаются (рис. 4, а). Этим доказывается однородность закаленного твердого раствора. Для этого состояния твердого раствора отмечено незначительное смещение линий от табличных значений, характерных для чистой меди, что вызвано искажениями решетки, обусловленными большой концентрацией никеля и марганца в твердом растворе.

Сутью старения является процесс образования частиц соединения MnNi, в результате чего концентрация легирующих элементов (Mn, Ni, Cr) в твердом растворе понижается. Ранние стадии этого процесса не обнаруживаются рентгеноструктурным анализом, поскольку количество выделяющейся упрочняющей фазы еще мало, а периоды кристаллических решеток твердого раствора на основе меди и соединения MnNi близки. Однако этот процесс можно зафиксировать металлографически, поскольку если это фазовое превращение идет по механизму прерывистого распада, то по границам исходных зерен α-твердого раствора, существующих в сплаве после закалки, начинают образовываться темные каемки второй фазы (MnNi, рис. 2, б). При достаточно большом количестве образовавшейся фазы MnNi на ее появление указывает изменение формы дифракционных линий [18] на рентгенограммах (рис. 4, б, в).

Отсутствие этого эффекта для первых линий с малыми индексами объясняется близостью периодов решеток тетрагональной θ-фазы и меди. Наблюдаемое смещение основной линии (220) от угла 2θ = 87,5° (рис. 4, а) в сторону бόльших углов (почти до угла 2θ = 90°, рис. 4, б) свидетельствует о приближении периода решетки твердого раствора к значениям, характерным для равновесных периодов решетки чистой меди (табличное 2θ = 88°54′).

В соответствии с общей теорией распада пересыщенных твердых растворов двухстадийный характер изменения твердости от времени старения объясняется особенностями структурно-кристаллического строения сплава [10; 19; 20], а именно:

– на стадии роста твердости количество выделяющейся фазы MnNi мало, но их связь с матрицей когерентна и твердость растет по мере увеличения количества фазы MnNi со временем старения;

– по мере увеличения количества частиц они начинают терять когерентность с матрицей, но их растущее количество позволяет добиваться максимального упрочнения;

– в процессе последующего роста размеров частиц во времени и потери когерентности их с матрицей эффективность упрочнения от них снижается из-за увеличения расстояния между частицами, несмотря на продолжающийся рост их объемной доли.

С изменением температуры старения описанная последовательность явлений носит «волнообразный» характер: при высоких температурах частицы растут быстро и быстро теряют когерентность с матрицей. Максимум твердости достигается очень скоро, но общий уровень упрочнения не самый высокий. При низких температурах старения процессы выделения частиц идут медленно и количество частиц MnNi нарастает тоже медленно. Также медленно происходит и потеря когерентности – максимум твердости смещается к бόльшим временам, а общее упрочнение стремится к максимальным значениям. С учетом проведенного анализа оптимальными являются режимы старения, обеспечивающие возможно более долгое сосуществование когерентных друг другу объемов твердого α-раствора на основе меди и выделяющихся упрочняющих частиц MnNi-фазы. Это достигается при температурах старения 475 – 500 °С.

Выводы

В закаленном состоянии микротвердость образцов 56ДГНХ составляет от 100 до 130 кгс/мм² и характерна для микротвердости однородного раствора на основе меди.

С ростом температуры старения сплава 56ДГНХ от 375 до 475 °C наблюдается монотонный рост микротвердости от HV 0,5 = 156 – 190 кгс/мм² до HV 0,5 = 440 – 456 кгс/мм², при этом чем выше температура, тем быстрее микротвердость достигает максимального значения, однако предельный уровень этой величины разный при различных температурах старения.

При температурах от 500 до 525 °C имеет место резкий спад максимальной полученной микротвердости до HV 0,5 = 250 – 290 кгс/мм² – происходит перестаривание сплавов. Зависимость микротвердости от времени старения в виде кривой с максимумом характерна для всех температур нагрева под закалку и всех температур старения.

Оптимальной для данного сплава следует считать двухстадийную термическую обработку, состоящую из закалки с нагревом до температуры 750 °С, выдержки 30 мин, охлаждения со скоростью не ниже 300 °C/мин и старения в виде повторного нагрева на температуру 475 °С, выдержки 10 ч и охлаждения на воздухе. Микротвердость после такой обработки достигает значений HV 0,5 = 450 кгс/мм².