Influence of the helical rolling and controlled cooling to impact toughness of titanium alloy Ti-6Al-3Mo.pdf Введение Двухфазные (α+β)-титановые сплавы широко используются в различных отраслях промышленности. Добавление легирующих элементов, применение термических и термомеханических обработок позволяет получать изделия разного класса прочности. Большое количество научных работ направлено на исследование процессов фазообразования титановых сплавов и влияния химических элементов на механические свойства с целью создания новых или усовершенствование уже применяемых режимов термообработки и модификации для получения высоких эксплуатационных свойств [1-5]. Для получения высоких прочностных характеристик двухфазных титановых сплавов мартенситного класса традиционно применяют термообработку, состоящую из закалки и последующего отжига [6, 7]. Закалка в воду из однофазного β-состояния приводит к формированию α'-мартенсита, имеющего сложное тонкопластинчатое строение. Мартенситная структура содержит дислокации, двойники и дефекты упаковки [7, 8]. Наличие дефектов и большого количества межфазных границ сдерживают развитие пластической деформации, что приводит к получению крайне хрупкого состояния, не применяемого в производстве. При последующем старении сплава происходит распад α'-мартенсита и формирование пластинчатой структуры в виде ориентированных зерен α-фазы, что повышает пластичность сплава. В зависимости от химического состава титанового сплава встречаются структуры, сочетающие α-фазу в двух видах: в виде первичных тонких α-пластин и в виде вторичных зерен α-фазы, находящихся в β-матрице [9-11]. Кроме термообработки, для получения требуемых механических свойств сплава применяют модификацию поверхности [12], изменение химического состава сплава [13, 14], деформационное воздействие [15, 16] и другие методы обработки [17]. Однако наиболее распространенным методом упрочнения сплавов, для формирования заданной структуры является сочетание термической обработки и механического воздействия [18]. Нагрев титановых сплавов до температуры, близкой к температуре полиморфного превращения, обеспечивает высокую пластичность прутка на этапе деформации, а последующая закалка «сохраняет» сформированную неравновесную структуру. Однако такое состояние отличается высокой твердостью и низкой ударной вязкостью. Для получения структуры сплава, сочетающей в себе как высокую твердость, так и необходимую пластичность ведутся работы по оптимизации процессов прокатки и термической обработки [19]. Наиболее удобным инструментом управления структурой в данном случае является контролируемое охлаждение после поперечно-винтовой прокатки (ПВП) с целью повышения пластичности и ударной вязкости сплава [20, 21]. Внесение дефектов в сплав при прокатке приводит к формированию неравновесной структуры, ее измельчению и упрочнению [22-24], повышению твердости и снижению ударной вязкости. Варьирование скорости охлаждения и процесса рекристаллизации позволяет контролировать характер выделения α-фазы и сформировать структуру, сочетающую в себе как высокую прочность за счет большого количества межфазных границ, так и достаточную пластичность за счет снятия избыточных остаточных напряжений. Чрезмерное повышение уровня деформации сплава приводит к охрупчиванию и снижению ударной вязкости [25], поэтому в настоящей работе предложено снизить уровень механического воздействия (провести один проход ПВП) и использовать его для создания новых центров роста при рекристаллизации, происходящей в процессе прокатки и после нее. Для оценки процессов структурообразования предлагается провести обработку сплава с разной скоростью охлаждения. В качестве исследуемого материала был выбран деформируемый титановый сплав ВТ8, который используется для изготовления деталей газотурбинных авиационных двигателей, испытывающих ударные и вибрационные нагрузки. Для повышения пластичности и ударной вязкости сплава в работе предложен второй вариант обработки, заключающийся в добавлении к первому режиму этапа охлаждения на воздухе после ПВП и перед закалкой в воду. Этот временной промежуток, по мнению авторов, должен снизить наклеп сплава за счет термической релаксации напряжений и дать время для роста зерен первичной α-фазы перед закалкой для предотвращения образования мелкозернистой хрупкой структуры. В результате должна сформироваться более равновесная, по сравнению с первым режимом, структура, в то же время более прочная в сравнении с традиционным отжигом после заводской (производственной) прокатки. Традиционно этап охлаждения на воздухе или операция старения (отжиг) добавляют после закалки в воду для релаксации внутренних напряжений. В настоящей работе предложен оригинальный метод, заключающийся в переносе процесса рекристаллизации сразу после ПВП, а последующая закалка используется для «фиксации» состояния поверхностного слоя и формирования градиентной структуры по сечению прутка. Таким образом, цель данной работы - провести исследование структуры, механических свойств и ударной вязкости деформированного титанового сплава ВТ8 после горячей ПВП и последующего контролируемого охлаждения с различной скоростью. Материал и методика исследований Химический состав (мас.% согласно сертификату поставки) и температура полного полиморфного превращения (Tп.п) сплава ВТ8 представлены в табл. 1. Таблица 1 Химический состав сплава ВТ8, мас.% Сплав Fe C Si Mo N Ti Al Zr V O H Tп.п, С ВТ8 0.22 0.08 0.25 3.2 0.04 89.5 6.1 0.2 - 0.1 0.01 1000 [26] Высокотемпературную поперечно-винтовую прокатку сплава ВТ8 в один проход проводили на трехвалковом министане РСП 14-40 в лаборатории физического материаловедения ИФПМ СО РАН. Перед прокаткой заготовку нагревали в печи до 1000 С. ПВП обеспечивает равномерную пластическую деформацию прутка со всех сторон за счет его вращения в процессе обжатия. Начальный диаметр заготовки составлял ~ 40 мм, после прокатки ~ 35.6 мм. В работе исследовались два режима обработки. Режим I включал в себя выдержку прутка при температуре 1000 С в течение 40 мин, последующую ПВП и закалку в воду (температура поверхности прутка перед погружением в воду составляла 870-900 С, скорость охлаждения ~ 11 С/с). Режим II отличался от первого режима тем, что после прокатки и перед закалкой в воду был введен промежуточный этап охлаждения на воздухе в течение одной минуты со скоростью 1.5 С/с (температура поверхности прутка перед погружением в воду составляла порядка 780 С). Твердость по Виккерсу измеряли на установке ТП-7Р-1 при нагрузке 49 Н. Испытания на статическое растяжение проводили на электромеханической машине Instron 5582 со скоростью перемещения подвижного захвата 0.6 мм/мин. Образцы для растяжения были вырезаны на электроэрозионном станке в форме двойной лопатки с размером рабочей части 2×5×20 мм. Ударную вязкость определяли с помощью автоматизированного копра Instron 450MPX на образцах Шарпи размером 55×10×10 мм с V-образным надрезом глубиной 2 мм. Испытания проводились при комнатной температуре. Образцы были вырезаны из центральной части прутка для исключения краевых эффектов. Измерение температуры прутка перед закалкой выполнены инфракрасным пирометром CEM DT-8838. Исследования структуры образцов проведены с помощью микроскопа Carl Zeiss Axiovert 25 и растрового электронного микроскопа LEO EVO 50 в ЦКП «НАНОТЕХ» ИФПМ СО РАН. Для удобства сравнения оптических фотографий микроструктуры и РЭМ-изображений было проведено инвертирование последних на рис. 1. После преобразования на РЭМ-изображениях α-фаз она стала выглядеть в виде белых участков, а β-фаз - в виде темных. Результаты и их обсуждение Металлография Сплав ВТ8 в исходном состоянии представлен первичными β-зернами, внутри которых наблюдаются α-колонии (рис. 1, a, г). Средний размер первичного β-зерна составляет (260±30) мкм, а толщина пластин α-фазы 0.45±0.05 мкм. В работе исследована структура центральной части прутка. На глубине более 4 мм в поперечном сечении прутка после обработки по режиму I сформировалась структура из крупных вытянутых зерен первичной α-фазы длиной до 30 мкм и дисперсных пластин вторичной α-фазы в β-фазе (рис. 1, б, д). После обработки по режиму II зерна первичной α-фазы близки к глобулярной форме (размер зерна ~ 5 мкм, рис. 1, в, е). По мнению авторов, механическое воздействие приводит к деформированию и частичному разделению пластин α-фазы. При обработке по режиму I α-фаза не успевает в полной мере выделиться в виде равноосных зерен, а большая ее часть выделяется в виде тонких пластин вторичной α-фазы в β-фазе (рис. 1, б, д). Добавление этапа охлаждения на воздухе в режиме II приводит к рекристаллизации и сфероидизации деформированных α-пластин, а также к снижению внутренних напряжений и росту зерен первичной α-фазы. Процесс формирования равноосных зерен α-фазы после пластической деформации описан в работах [27, 28]. Согласно этим работам, остаточные напряжения, внесенные при прокатке в деформированную пластинчатую структуру, при медленном охлаждении инициируют формирование новых границ раздела и фрагментацию пластин, что при рекристаллизации вызывает образование и рост равноосных α-зерен. По этому механизму были сформированы равноосные зерна первичной α-фазы при обработке сплава ВТ8 по режиму II (рис. 1, в, е). Рис. 1. Микроструктура поперечного сечения сплава ВТ8 из центральной части прутка; а, б, в - оптическая микроскопия; г, д, е - растровая электронная микроскопия; а, г - исходное состояние; б, д - после обработки по режиму I; в, е - после обработки по режиму II Твердость Твердость измерялась в образцах, вырезанных из сердцевины прутка (рис. 2, a). Тонкопластинчатая структура вторичной α-фазы характеризуется более высокой твердостью по сравнению с первичной α-фазой. Твердость растет за счет увеличения количества межфазных границ между вторичной α-фазой и β-фазой (рис. 1, д, е). Первичная α-фаза пластичнее вторичной за счет большего объема кристаллитов и возможности движения в них дислокаций и формирования двойников при нагружении. Разница в твердости сплава ВТ8 после обработки по режимам I и II вызвана разным содержанием первичной и вторичной α-фаз. При обработке по режиму II твердость сплава ниже чем в режиме I (рис. 2, а), за счет уменьшения доли тонкопластинчатой вторичной α-фазы и увеличения доли равноосных зерен первичной α-фазы (рис. 1, в, е). Рис. 2. Твердость сплава ВТ8 (a); диаграммы статического растяжения при комнатной температуре (б); диаграммы ударной вязкости (в); диаграммы «нагрузка - прогиб» для сплавов ВТ8 (г); 1 - исходное; 2 - режим I; 3 - режим II Механические свойства Для оценки влияния предложенных режимов обработки на механические свойства сплава ВТ8 проведены испытания на статическое растяжение (табл. 2, рис. 2, б). Обработка приводит к повышению предела прочности на 11% для обоих режимов вследствие формирования структуры, состоящей из тонких пластин вторичной α-фазы в β-фазе, повышающих прочность за счет межфазных границ. Значения предела текучести после обработки по режиму II изменяются незначительно (табл. 2). Это демонстрирует увеличение доли параболического упрочнения и пластичности по сравнению с режимом I, где наблюдается рост этого параметра на 14%. Снижение относительного удлинения и относительного сужения наблюдается для режима обработки I (табл. 2), что вызвано увеличением доли вторичной α-фазы по сравнению с режимом II. После обработки по режиму II доля первичной α-фазы выше (рис. 1, д, е), а параметры деформации возвращаются на уровень образца в исходном состоянии. Таблица 2 Механические свойства сплава ВТ8 после различных видов обработок Состояние σ0.2, МПа σВ, МПа d, % ψ, % Исходное 830±20 980±20 13±2 27.5±1 Режим обработки I 950±20 1095±20 9±1 14±2 Режим обработки II 870±20 1090±20 14±2 27±2 Ударная вязкость Обработка сплава ВТ8 по режиму I приводит к снижению ударной вязкости на 20%, тогда как после обработки по режиму II наблюдается ее повышение на 19% (рис. 2, в). На графиках «нагрузка - прогиб» видно (рис. 2, г), что рост и падение кривых для образцов в разных состояниях идет под одним и тем же наклоном. Разница заключается в высоте и скорости изменения «перегиба» кривых. Кривые нагружения образцов в состоянии поставки и после обработки по режиму II различаются высотой, а именно максимальной нагрузкой, при которой зародилась трещина. Чем выше максимальная нагрузка Pmax (рис. 2, г), тем больше площадь под кривой, по которой оценивается количество энергии, затраченной на зарождение и распространение трещины. Пластинчатая структура сплава в исходном состоянии сдерживает движение микротрещин за счет множественных межфазных границ. Однако при движении магистральной трещины межфазные границы не представляют серьезного препятствия и трещина может распространяться через них, что будет показано ниже в разделе фрактографии (рис. 3, г). В случае обработки сплава по режиму II большое количество протяженных границ равноосных зерен препятствует движению микротрещин, повышая тем самым ударную вязкость сплава. При упирании трещины в первичную α-фазу происходит ее затупление за счет деформации кристалла. Как следствие, после обработки сплава по режиму II требуется дополнительная работа для движения трещины сквозь крупные кристаллы первичной α-фазы и ее возврата на исходную траекторию при движении по их границам. Все это на начальных этапах зарождения и роста трещины должно увеличивать сопротивление образца разрушению, что отражается на повышении максимальной нагрузки Pmax и «замедлении» перегиба в вершине кривой на диаграмме нагружения «нагрузка - прогиб». Максимальная нагрузка (Pmax) сплава ВТ8 выше для режима I, чем для состояния поставки (рис. 2, г), однако из-за высокой твердости и сопровождающей ее хрупкости график после достижения наивысшей точки резко падает, сокращая количество энергии, необходимой для полного разрушения образца. Это вызвано присутствием в микроструктуре большого количества тонких пластин вторичной α-фазы, способствующих быстрому зарождению микротрещин и объединению их в магистральную трещину. Пластины первичной α-фазы встречаются существенно реже. При встрече с ними трещина должна проходить насквозь, так как огибание вытянутых зерен представляется маловероятным. Фрактография образцов после испытаний на ударную вязкость Деформационный рельеф образцов можно разделить на два масштабных уровня: «мезоуровень» (рис. 3, a, б, в) и «микроуровень» (рис. 3, г, д, е). На «мезоуровне» было проведено сравнение характера излома и общее развитие рельефа. На «микроуровне» исследованы ямки излома, их распределение, форма с учетом структуры испытанного образца. Образец сплава ВТ8 в состоянии поставки на «мезоуровне» характеризуется квазихрупким изломом с крупными фрагментами размером порядка 200-300 мкм (рис. 3, a). Встречаются плоские сколы (рис. 3, a, область А) и участки с ямочным изломом. Судя по рельефу, магистральная трещина движется как через первичные β-зерна, так и по их границам. При совпадении траектории движения трещины с плоскостью межфазной границы формируются сколы, в противном случае может формироваться вязкий ямочный рельеф. После обработки по режиму I формируется более гладкий рельеф без крупных сколов (рис. 3, б). Их отсутствие объясняется тем, что в структуре после обработки нет больших колоний пластин, по межфазным границам которых могла двигаться трещина. Обработка образцов по режиму II на данном масштабном уровне приводит к формированию аналогичного рельефа (рис. 3, в). Для выявления различий между двумя видами обработки требуется рассмотрение рельефа на «микроуровне». При увеличении одного из крупных сколов (рис. 3, a, область А) на рис. 3, г видно, что рельеф образца в состоянии поставки представлен вытянутыми микропорами, повторяющими пластинчатую структуру. Различимы монотонно повторяющиеся полосы, демонстрирующие пересечение магистральной трещины с межфазными границами пластин. После обработки по режиму I формируется сотовый рельеф, состоящий из плоских ямок разных размеров (рис. 3, д). Формирование плоских ямок свидетельствует о малой доле локальной пластической деформации при разрушении. В целом, достаточно однородный рельеф не позволяет выделить первичные зерна α-фазы, таким образом, можно сказать, что трещина двигалась сквозь них. Процесс прохождения трещины через первичную α-фазу подробно показан в работе [29]. Образец после обработки по режиму II демонстрирует вязкий излом, состоящий из ямок преимущественно равноосной формы (рис. 3, е). В данном случае множество первичных α-зерен в β-матрице являлись зародышами ямок вязкого излома. Формирование такого рельефа требует дополнительных энергозатрат, что приводит к повышению ударной вязкости сплава (рис. 2, в). Рис. 3. Поверхность разрушения образцов сплава ВТ8 Заключение Проведены исследования эволюции структуры и изменения ударной вязкости деформированного титанового сплава ВТ8 после двух видов обработок, включающих в себя горячую поперечно-винтовую прокатку и различающихся режимами охлаждения. Режим I включал в себя закалку в воду после прокатки, в то время как для режима II был добавлен этап охлаждения на воздухе перед закалкой. Основные выводы по работе: 1. Обработка сплава ВТ8 приводит к формированию структуры, содержащей крупные первичные α-кристаллы совместно с тонкопластинчатой вторичной α-фазой в β-фазе. Основные отличия структуры сплава после разных режимов обработки заключаются в форме первичных α-зерен в центральной части прутка и количестве вторичной α-фазы. 2. Разница в твердости сплава ВТ8 после обработки по режимам I и II вызвана разным содержанием первичной и вторичной α-фаз. 3. Предложенные режимы обработки приводят к повышению предела прочности за счет формирования структуры, состоящей из тонких пластин вторичной α-фазы в β-фазе. Данная структура содержит большое количество межфазных границ, сдерживающих развитие пластической деформации. Для режима II удается повысить значения пластичности путем увеличения доли первичной α-фазы. 4. Наименьшие значения ударной вязкости получены для образцов, обработанных по режиму I. Причиной этого является наличие большой доли тонких пластин вторичной α-фазы в β-фазе, оказывающих низкое сопротивление распространению трещины и являющихся центрами зарождения микротрещин. Повышение ударной вязкости сплава ВТ8 после обработки по режиму II на 19%, в сравнении с исходным состоянием, вызвано формированием структуры, содержащей равноосные кристаллы первичной α-фазы и большой протяженностью их границ. 5. Фрактографический анализ поверхности разрушения образцов после испытаний на ударную вязкость показал, что в результате обработки образцов по режимам I и II на «мезомасштабном» уровне наблюдается снижение количества крупных сколов, а на «микроуровне» после обработки по режиму II формируется вязкий ямочный излом, связанный с увеличением доли первичной α-фазы.

Скачать электронную версию публикации