Full Text

Благодаря сочетанию высоких показателей удельной прочности сопротивления усталости, вязкости разрушения, коррозионно-механической стойкости, широкому температурному диапазону эксплуатации титановые сплавы находят все более широкое применение в авиационно-космической технике, судостроении, химическом машиностроении и медицине. К достоинствам данных материалов можно отнести пониженную массу изделий и конструкций и повышенную надежность работы в сложных эксплуатационных условиях. Так, титановые сплавы могут эффективно применяться для изготовления высоконагруженных деталей и узлов конструкций, в том числе для работы в условиях фрикционного и кавитационного воздействия [1-3]. Известно [3-5], что механические свойства титановых сплавов определяются содержанием легирующих элементов и их фазовым составом. При этом наиболее высокой прочностью, соизмеримой по уровню с легированными конструкционными сталями (σВ = 1450…1600 МПа), при удовлетворительных характеристиках пластичности обладают двухфазные (α + β)-титановые сплавы [2, 6]. Отечественные сплавы данного структурного класса группы превосходят упрочняемые закалкой и старением (α + β) и β зарубежные титановые сплавы IMI318, IMI680, Бета III, ЕTimetal 21S (σВ = 945…1390 МПа) и содержат меньшее количество дорогостоящих легирующих элементов [7-9]. Установлено [10-12], что ряд титановых сплавов относится к метастабильным вследствие возможности распада β-фазы под напряжением или при нагреве. Индуцированное упругими напряжениями мартенситное βм→αʺ способствует реализации в метастабильных титановых сплавах эффектов двойной текучести и сверхупругости [13, 14]. Одним из востребованных материалов в современном отечественном авиастроении является двухфазный (α + β)-сплав мартенситного класса ВТ23, применяемый как в отожженном состоянии, так и после упрочняющей термической обработки (закалка с последующим старением) [15]. Согласно данным работы [16], соотношение фиксируемых метастабильных фаз βм, αʺ в значительной мере зависит от температуры нагрева под закалку, времени выдержки и скорости охлаждения. Изменение фазового состава сплава в зависимости от режима закалки, в свою очередь, оказывает существенное влияние на уровень механических свойств титановых сплавов при последующем старении. Ранние исследования двухфазных титановых сплавов выявили взаимосвязь между фазовым составом после закалки и механическими и физическими характеристиками [17, 18]. На уровень прочностных и пластических свойств, кроме фазового состава, большое влияние оказывает количество и морфология выделяющихся при старении упрочняющих фаз и в первую очередь α-фазы [19]. В работе [20] для двухфазных титановых сплавов была выявлена взаимосвязь между временным сопротивлением, относительным удлинением и сужением, а также такими параметрами структуры, как размер пластин α-фазы и их колоний. Ранее авторами работы [21] установлено влияние регулируемой температурой закалки стабильности β-фазы индуцированного (βм→αʺ)-превращения на механические характеристики двухфазного сплава ВТ23. Учитывая сложный характер развития фазовых превращений в комплексно легированном сплаве ВТ23 в процессе термической обработки, можно предположить, что проведение последующего старения позволит существенно повысить его прочностные свойства до уровня требований современной авиакосмической техники при сохранении достаточной пластичности. В связи с этим целью настоящей работы было изучение качественного и количественного фазового состава и механических характеристик при испытаниях на растяжение и ударный изгиб, а также анализ микростроения поверхности изломов ударных образцов двухфазного (α + β)-метастабильного титанового сплава после различных режимов закалки и упрочняющего старения. В качестве материала исследований были использованы предварительно отожженные при температуре 750 °С прутки титанового сплава ВТ23 производства корпорации «ВСМПО-АВИСМА», химический состав которого, определенный с помощью рентгено-флуоресцентного спектрометра NITON XL 2 980 GOLDD (табл. 1), соответствовал ОСТ1-90013-81[1]. Таблица 1 Химический состав сплава ВТ23 Ti V Al Mo Cr Fe Si Zr 85,87 4,78 4,855 1,865 1,305 0,80 0,15 0,025 Заготовки нагревались до температур 800 и 860 °С в печи и закаливались в воду. Затем проводилось старение части образцов при температуре 500 °С в течение 8 ч. Рентгенофазовый анализ образцов выполнен на дифрактометре ДРОН-3 в кобальтовом Kα-излучении в диапазоне углов 25°-100° с шагом 0,05, при комнатной температуре для определения фазового состава образцов после закалки и старения. Металлографические исследования проводились на оптическом микроскопе NEOPHOT-21 после травления в реактиве «20 мл HF + 20 мл HNO3 + + 60 мл воды» погружением на 15 с. Фрактографический и микрорентгеноспектральный анализ изломов и полированной поверхности образцов сплава проводился на растровом электронном микроскопе TESCAN VEGA II XMU при величине ускоряющего напряжения 15 и 30 кВ соответственно. Для получения картин дифракции обратно отраженных электронов (EBSD) использовался программный комплекс Aztec с приставкой Oxford NKLNordlysF+. Прецизионные испытания на одноосное растяжение проводились при комнатной температуре на универсальной испытательной машине INSTRON 8801 на стандартных образцах диаметром 4 мм, тип IV, по ГОСТ 1497-84 с использованием экстензометра (датчика деформации), номер по каталогу 2620-601, фирмы INSTRON. Определение значения триггерного напряжения при испытаниях на растяжение образцов после закалки от 860 °С с метастабильной β-фазой проводилось по методике, описанной в работе [22]. Величина триггерного напряжения (σtrigger) определялась как точка пересечения касательной к кривой нагружения в упругой области на стадии I и касательной к кривой нагружения образца на стадии II, соответствующей развитию инициированного напряжением (βм→αʺ)-мартенситного превращения (рис. 1). Испытания на ударный изгиб проводили при температуре 20 °С на стандартных образцах c V-образным надрезом, тип 11, по ГОСТ 9454 с использованием инструментированного маятникового копра Tinius Olsen IT542M. Значения механических характеристик усреднялись по результатам испытаний не менее трех идентичных образцов. Разброс экспериментальных данных не превышал 5 %. При проведении исследований использовалось оборудование ЦКП «Пластометрия» ИМАШ УрО РАН. Согласно источнику [21], титановый сплав ВТ23 после закалки от температур 800 и 860 °С состоит из трех фаз: β-фаза с ОЦК-решеткой, α-фаза с ГЦК-решеткой и мартенситная αʺ-фаза с орторомбической решеткой. На дифрактограмме образцов после старения (рис. 2) зафиксированы также три фазы. В образце, предварительно закаленном от температуры 860 °С, интенсивность рефлексов α-фазы выше, чем у образца, закаленного от температуры 800 °С. Сплав ВТ23 после отжига при температуре 750 °С имел (α + β)-структуру «корзиночного плетения» (рис. 3), типичную для отожженных двухфазных титановых сплавов [20]: пачки пластин α-фазы (белый цвет) расположены в β-матрице (черный цвет) под углом друг к другу, размер β-зерна - 200-500 мкм, толщина α-пластин составляет 1-3 мкм, длина 5-25 мкм Рис. 1. Методика определения величины триггерного напряжения в метастабильных титановых сплавах [22] Рис. 2. Дифрактограммы образцов сплава ВТ23 после закалки от температур 800 и 860 °С и последующего старения Рис. 3. Микроструктура сплава ВТ23 в состоянии поставки По результатам проведенного металлографического анализа и данным работы [21] в структуре исследованного сплава ВТ23 после закалки от 800 °С присутствуют три фазы: мартенситная α''-фаза, β-фаза и остаточная первичная α-фаза (рис. 4, а). При этом первичная α-фаза находится в виде оставшихся от отожженного состояния участков так называемого корзиночного плетения и участков сетки вокруг первичных β-зерен. Структура сплава после закалки от температуры 860 °С (рис. 4, б) содержит мартенситную α''-фазу, βм-фазу и остаточную первичную α-фазу. После закалки и последующего старения структура сплава содержит матричную β-фазу и равномерно распределенные в ней глобулярные вытянутые частицы α-фазы. При этом в состаренных образцах после предварительной закалки от температуры 800 °С (рис. 4, в) ширина частиц α-фазы составляет 1-2 мкм, длина 2-10 мкм. После закалки от более высокой температуры 860 °С (рис. 4, г) длина частиц не меняется, а ширина уменьшается в 2 раза, до 0,5-1 мкм. Микрорентгеноспектральный анализ (рис. 5) подтвердил наличие в титановом сплаве ВТ23 трехфазного состава после закалки от температур 800 и 860 °С, а также старения. После старения при температуре 500 °С вытянутые частицы α-фазы (см. рис. 4, в, г) на снимках разделены малоугловыми и высокоугловыми границами. а б в г Рис. 4. Микроструктура сплава ВТ23: а - закалка 800 °С, б - закалка 860 °С, в - закалка 800 °С + старение 500 °С, г - закалка 860 °С + старение 500 °С а б в г Рис. 5. EBSD-карты фаз сплава ВТ23 (α-фаза - красный цвет, β-фаза - желтый цвет, αʺ-фаза - синий цвет): а - закалка 800 °С, б - закалка 860 °С, в - закалка 800 °С + старение 500 °С, г - закалка 860 °С + старение 500 °С Рис. 6. Общая схема фазовых превращений при термической обработке сплава ВТ23 Таблица 2 Результаты испытаний на растяжение и ударный изгиб* σ0,2, МПа σВ, МПа δ, % KCV, кДж/м2 Закалка от 800 °С / старение 500 °С 870/1130 990/1150 17/5 190/150 Закалка от 860 °С / старение 500 °С 970**/1410 1050/1575 11/1,5 220/35 Примечание: * В числителе приведены значения после закалки, а в знаменателе - после дополнительного старения. ** Приведенное значение условного предела текучести было зафиксировано в сплаве ВТ23 после закалки от 860 °С, уже претерпевшем мартенситное (βм→αʺ)-превращение при достижении триггерного напряжения, определенного по результатам прецизионных механических испытаний и соответствующего величине σtrigger = 350 МПа. На основе обобщения полученных результатов количественного EBSD-анализа с привлечением литературных данных [8, 10, 11, 16] была предложена единая схема фазовых превращений, последовательно развивающихся в сплаве ВТ23 после исходного отжига, закалки от температур 800 и 860 °С и упрочняющего старения при 500 °С (рис. 6). Согласно данной схеме, при нагреве под закалку образцов происходит частичное растворение α-фазы в β-матрице с сохранением исходных пластин α-фазы. При закалке сплава в воду происходит распад β-фазы: βм →α'' с частичным сохранением исходной β-фазы. При повышении температуры закалки до 860 °С количество β-фазы снижается с 50 до 8 %, однако она приобретает метастабильное состояние [21] вследствие диффузионного перераспределения легирующих элементов. Количество α''-мартенсита при закалке от температуры 860 °С было выше в 4 раза по сравнению с образцом, закаленным от температуры 800 °С. Согласно источнику [8], присутствие в структуре сплава α''-мартенсита обеспечивает более однородное распределение частиц α-фазы при последующем старении. Процессы при старении связаны с распадом метастабильных βм- и α''-фаз, зафиксированных закалкой [23]. Так, в образце, закаленном от температуры 860 °С, с метастабильной β-фазой в результате развития диффузионных процессов при старении сначала происходит субмикрорасслоение пересыщенного твердого β-раствора, и в нем появляется концентрационная субмикронеоднородность [24]. Далее происходит распад β-фазы с выделением дисперсных α-частиц по границам субзерен или внутри зерен. В процессе старения закаленных образцов от температуры 800 и 860 °С развивается обратное (α''→β+β1)-мартенситное превращение. В результате такого превращения β-фаза расслаивается на β-матрицу и β1-рассеянное когерентное выделение, которое в дальнейшем превращается в α-фазу по реакции β1→α. В образцах, закаленных от температуры 860 °С, βм-фаза превращается в α-фазу. Таким образом, сплав ВТ23 после закалки от выбранных температур и последующего старения состоит из следующих фаз: α'' (в небольшом количестве), β и α. Как видно из табл. 2, повышение температуры закалки приводит к росту значений прочностных свойств сплава при заметном снижении величины относительного удлинения. Наблюдаемый рост условного предела текучести от 870 до 970 МПа с ростом температуры а б Рис. 7. Фрактограммы образцов сплава ВТ23 после испытаний на ударный изгиб: а - закалка 800 °С; б - закалка 860 °С нагрева под закалку (см. табл. 2) связан с изменением фазового состава сплава. При нагреве под закалку до 860 °С, по сравнению с нагревом до температуры 800 °С, происходит более полное растворение первичной α-фазы в β-матрице, насыщение β-фазы стабилизаторами и выравнивание ее по химическому составу. Это обеспечивает при последующем старении более однородную глобулярную структуру и усиливает эффект упрочнения [24]. Как отмечалось в работах [18, 21], при закалке от более высокой температуры 860 °С снижается легированность β-фазы по β-стабилизаторам в результате перераспределения легирующих элементов между образовавшейся мартенситной фазой αʺ и остаточной β-фазой. Вследствие этого остаточная β-фаза после закалки становится метастабильной по отношению к деформационно-индуцированному мартенситному превращению βм→αʺ и процессам диффузионного распада при нагреве и охлаждении. Последующая упрочняющая термическая обработка увеличивает значение условного предела текучести с 1130 до 1410 МПа, при увеличении температуры закалки с 800 до 860 °С соответственно, благодаря формированию однородной глобулярной волокнистой структуры α-фазы после старения. Установлено, что временное сопротивление разрыву с повышением температуры закалки увеличивается не очень значительно - с 990 до 1050 МПа, а после старения наблюдается более интенсивный прирост прочности образцов от значений σВ = 1150 МПа до σВ = 1575 МПа (см. табл. 2) с повышением температуры закалки. Такой рост временного сопротивления разрыву объясняется повышенным содержанием большого количества мелкодисперсных частиц α-фазы, сформировавшихся в результате распада αʺ-мартенсита и βм-фазы при старении сплава, предварительно закаленного от более высокой температуры. Относительное удлинение с повышением температуры закалки снижается с 17 до 11 %, что связано с более низким содержанием исходной α-фазы. Последующее старение снижает значения δ с 5 до 1,5 % в результате выделения мелкодисперсной α-фазы. Из сравнения значений ударной вязкости (см. табл. 2) видно, что повышение температуры закалки увеличивает этот показатель с 190 до 220 кДж/м2, а последующее старение, наоборот, снижает его с 150 до 35 кДж/м2. Противоположный характер изменения относительного удлинения и ударной вязкости с повышением температуры закалки, вероятно, определяется различием в развитии деформационно-индуцированного мартенситного (β→αʺ)-превращения в сплаве при статическом и динамическом нагружении. При этом снижение ударной вязкости состаренного сплава с повышением температуры предварительной закалки до 860 °С связано с достижением более высоких прочностных свойств вследствие диспергирования α-фазы. Разрушение ударных образцов, закаленных от температуры 800 °С, происходит по механизму образования, роста и слияния микропор по границам α-пластин (рис. 7, а). С повышением температуры закалки поверхность разрушения достаточно точно повторяет металлографическую структуру сплава (рис. 4, б). На рис. 7, б отчетливо видны бесструктурные полосы толщиной 1 мкм, которые чередуются с вязкими участками, что говорит о реализации процесса разрушения по границам пакетов αʺ-мартенсита. Поверхность излома образца после закалки от температуры 800 °С и последующего старения состоит из вязких ямок, размер которых составляет 4-5 мкм, что в 2-4 раза больше ширины α-зерна (рис. 8, а). Ямки имеют меньшую глубину по сравнению с закаленным состоянием (см. рис. 7, а) вследствие снижения энергоемкости вязкого разрушения. Следы пластической деформации на стенках ямок выражены слабее, чем в закаленном а б Рис. 8. Фрактограммы образцов сплава ВТ23 после испытаний на ударный изгиб: а - закалка 800 °С + старение 500 °С; б - закалка 860 °С + старение 500 °С состоянии. Поверхность разрушения образца после закалки от температуры 860 °С и старения содержит небольшие участки, представляющие собой параллельные вытянутые гребни (рис. 8, б). Поскольку содержание αʺ-мартенсита в сплаве при данном виде обработки было выше, чем после предварительной закалки от 800 °С (см. рис. 6), распространение трещины осуществлялось как по α-частицам, так и по границам пакетов αʺ-мартенсита. Таким образом, на основании проведенных исследований установлено, что закалка от температур вблизи границы с однофазной β-областью создает возможность формирования в сплаве ВТ23 метастабильных состояний (только αʺ-фазы при закалке от температуры 800 °С; βм и αʺ при закалке от температуры 860 °С), оказывающих существенное влияние на уровень механических свойств после закалки и последующего старения. Закалка сплава ВТ23 от температуры 800 °С существенно меняет структуру сплава и приводит к формированию мартенситной αʺ-фазы с сохранением некоторого количества исходных α- и β-фаз. Повышение температуры закалки с 800 до 860 °С вызывает уменьшение количества исходных α- и β-фаз, а также способствует дестабилизации β-фазы по отношению к фазовым превращениям при деформации и упрочняющем старении вследствие перераспределения легирующих элементов при нагреве. Последующее старение сплава при температуре 500 °С вызывает распад αʺ-фазы с образованием мелкодисперсной α-фазы в β-матрице с сохранением незначительного количества исходных α-, β-фаз, а также мартенситной αʺ-фазы, образовавшейся при закалке. Применение метода EBSD позволило выявить последовательность развития фазовых превращений при закалке и старении сплава, а также количественно оценить фазовый состав сплава. В сплаве со структурой метастабильной βм-фазы после закалки от 860 °С определено значение триггерного напряжения (σtrigger = 350 МПа) начала мартенситного βм→αʺ-превращения в условиях механического нагружения. Повышение температуры закалки от 800 до 860 °С, вызывающее дестабилизацию β-фазы, приводит к заметному росту прочностных свойств и ударной вязкости сплава при снижении относительного удлинения. Максимальный прирост прочностных свойств сплава после дополнительного старения (Δσ0,2 = 440 МПа и ΔσВ = 525 МПа) наблюдался на образцах, закаленных от температуры 860 С. При этом в состаренном сплаве ВТ23 после закалки от температуры 860 °С достигается высокопрочное для титановых сплавов состояние (σ0,2 = 1470 МПа и σВ = 1575 МПа), что связано с более равномерным распределением упрочняющей α-фазы в β-матрице. Авторы выражают большую благодарность канд. техн. наук Д.И. Вичужанину и канд. физ.-мат. наук А.М. Пацелову за помощь в проведении механических испытаний и рентгеноструктурного анализа.

About the authors

V. E Veselova

Institute of Engineering Science, Ural Branch of the Russian Academy of Sciences

S. V Gladkovsky

Institute of Engineering Science, Ural Branch of the Russian Academy of Sciences

N. I Kovalev

The Central Aerohydrodynamic Institute named after N.E. Zhukovsky

References

Statistics

Views

Abstract - 76

PDF (Russian) - 31

Refbacks

• There are currently no refbacks.