Influence of titanium alloy VT8 cooling regime after high-temperature cross-screw rolling on the structure and mechanica.pdf Введение Широкое применение титановых сплавов в различных отраслях промышленности объясняется сочетанием в них таких характеристик, как коррозионная стойкость, удельная прочность, низкая теплопроводность и малый коэффициент линейного расширения. Титановые сплавы являются одними из передовых конструкционных материалов, что подтверждается их использованием в авиастроении, где существуют повышенные требования к прочности и качеству изделий [1]. Интенсивное техническое развитие промышленности и машиностроения происходит не только за счет усовершенствования конструкторских решений, внедрения автоматизации и машинного обучения, но и за счет использования более прочных и надежных сплавов, получение которых возможно с помощью создания сложной, в некоторых случаях, неоднородной внутренней структуры [2, 3]. Существенное повышение механических характеристик титановых сплавов возможно достичь с помощью термообработки, легирования, применения различных видов пластической деформации. Упрочнение сплава часто приводит к повышению твердости, временного сопротивления нагрузки, но также сопровождается охрупчиванием и снижением ударной вязкости, что заметно ограничивает его использования на практике. В связи с этим активно ведутся исследования, направленные на повышение комплекса механических свойств в металлах и сплавах с помощью термомеханической обработки, в том числе с использованием различных методов прокатки [4, 5] для получения «компромиссной» структуры, сочетающей в себе как высокие значения прочности, так и сохраняющей механизмы пластической деформации. Одним из перспективных методов управления структурой и механическими свойствами титановых сплавов для получения сложной внутренней структуры является поперечно-винтовая прокатка (ПВП) [6, 7]. На данный момент с помощью ПВП коллективом авторов [8] достигнуто повышение механических свойств при статическом растяжении и усталостной долговечности титанового сплава ВТ22. Показано, что в результате ПВП происходит формирование ультрамелкозернистой структуры с выделением α''-фазы. Однако такая структура в условиях ударных нагрузок сопровождается хрупким разрушением и снижением ударной вязкости. Для сохранения механизмов пластической деформации в условиях ударного нагружения необходимо снизить упрочнение сплава после прокатки и предотвратить формирование ультрамелкозернистой структуры. Основным инструментом для получения оптимального уровня деформационного упрочнения, соотношения и размера α- и β-фаз является контролируемое охлаждение после прокатки. Для этого в настоящей работе было предложено добавление этапа охлаждения на воздухе после поперечно-винтовой прокатки непосредственно перед закалкой в воду. Такая пауза, по мнению авторов, должна снизить наклеп за счет термической релаксации напряжений и дать время для роста α+β-фаз перед закалкой для предотвращения формирования мелкозернистой структуры. В связи с этим цель работы - исследование влияния промежуточного этапа охлаждения после поперечно-винтовой прокатки и перед закалкой на структуру и ударную вязкость титанового сплава ВТ8, а также его сравнение с состоянием поставки и традиционной закалкой в воду после прокатки. Материал и методика исследований Исследуемый сплав ВТ8 в состоянии поставки имел следующий химический состав: Ti - 89.5, Al - 6.1, Mo - 3.2, Si - 0.25, Fe - 0.22, Zr - 0.2 (вес. %). Высокотемпературную поперечно-винтовую прокатку в один проход проводили на трехвалковом министане РСП 14-40 в лаборатории физического материаловедения ИФПМ СО РАН. Угловая скорость вращения валков 3.7 с-1, скорость подачи заготовки 10 мм/с. Начальный диаметр (D) заготовки составлял ~ 40 мм, финальный (d) ~ 35.6 мм. Степень истинной логарифмической деформации сплава (ε = ln(D/d)) после одного прохода прокатки была ~ 0.1. Перед прокаткой заготовку нагревали в печи до 1000 С с целью приближения к температуре полного полиморфного превращения в β-фазу [9]. В работе исследуются два режима обработки. Режим I включал в себя нагрев прутка до температуры 1000 С, последующую поперечно-винтовую прокатку и закалку в воду (скорость охлаждения ~ 11 С/с [10]). Режим II отличался от первого режима тем, что после прокатки и перед закалкой в воду был введен промежуточный этап охлаждения на воздухе в течение 1 мин со скоростью 1.5 С/с для релаксации внутренних напряжений. Твердость и микротвердость по Виккерсу измеряли на установках ТП-7Р-1 (49 Н) и ПМТ-3 (0.9 Н) соответственно. Ударную вязкость определяли на автоматизированном копре Instron 450MPX на образцах Шарпи размером 55×10×10 мм с V-образным надрезом глубиной 2 мм. Образцы вырезались из центральной части прутка. Испытания были проведены при температурах +20 и -70 ºС. Охлаждение образцов осуществляли на установке Lauda rp 870 в течение 10 мин непосредственно перед нагружением. Время между извлечением образца из охлаждающей камеры и проведением испытания не превышало 5 с. Измерение температуры прутка перед закалкой проводили инфракрасным пирометром CEM DT-8838. Исследования структуры и изломов разрушенных образцов выполняли с помощью микроскопа Carl Zeiss Axiovert 25, дифрактометра ДРОН-4 и растрового электронного микроскопа (РЭМ) LEO EVO 50 в ЦКП «НАНОТЕХ» ИФПМ СО РАН (ЦКП ТНЦ СО РАН). Исследование структуры В результате металлографических исследований установлено, что сплав ВТ8 в состоянии поставки имеет равноосную зеренную структуру, состоящую из первичных β-зерен, внутри которых наблюдается пластинчатая α-фаза (рис. 1, а-г). Средний размер зерен находится в пределах 260 мкм. Толщина ламели составляет 0.5-1.0 мкм. Поперечное сечение прутков титанового сплава после прокатки условно можно разделить на три зоны, различающиеся структурно-фазовым состоянием (рис. 1, д-м). Как видно из рис. 1, д, и, зона 1 представляет собой ламеллярную структуру α-Ti (толщина ламели ≈ (1±0.2) мкм, размер колоний ~ 22 мкм) с прослойками β-фазы. В отличие от режима I и состояния поставки, ламеллярная структура режима II заметно искривляется, что вызвано не деформационным воздействием в процессе прокатки, а характером выделения α-фазы. На глубине более 500 мкм (рис. 1, е, к, зона 2) картина становится менее упорядоченной с сохранением слоистой β-матрицы. При этом для режима II, по сравнению с первым, ламеллярная структура α-фазы начинает постепенно трансформироваться: уменьшается длина ламелей, формируются маленькие равноосные частицы. Ближе к центру прутка на глубине более 4 мм (зона 3) для обоих режимов обработки формируется бимодальная структура, состоящая из крупных частичек α-фазы в среде β-матрицы (рис. 1, ж, з, л, м). Образцы после прокатки по режиму II имеют более однородную микроструктуру с равномерным распределением частиц α-фазы (размер частицы ~ 5 мкм, рис. 1, л, м), тогда как после режима I формируются вытянутые α-кристаллы длиной до 30 мкм, сохраняющие форму ламелей (рис. 1, ж, з). Структура β-матрицы в зоне 3 также различается, для режима I она состоит из тонких прямых ламелей, детектируемых только в РЭМ-изображении (рис. 1, з). Для режима II ламели в среде β-матрицы изгибаются, имеют разную длину и толщину. (рис. 1, м). Рис. 1. Микроструктура образцов сплава ВТ8: а, б, в, г - состояние поставки; д, е, ж, з - режим I; и, к, л, м - режим II; а, б, в, д, е, ж, и, к, л - оптическая микроскопия; г, з, м - РЭМ По данным рентгеноструктурных исследований, количество β-фазы в образцах в состоянии поставки составляет 8%. Образцы после ПВП и термообработки (режимы I и II) показывают неоднородное содержание β-фазы по сечению прутка: ближе к поверхности ее количество доходит до 12-13%, а в центральной части - 3-4%. По мнению авторов, такая неоднородность объясняется тем, что в процессе поперечно-винтовой прокатки под действием сжимающих напряжений в поверхностном слое прутка возникает перераспределение β-стабилизирующего элемента - молибдена, в то время как в центре прутка происходит классическое превращение высокотемпературной β-фазы при закалке. Результаты механических испытаний Влияние ПВП на твердость и микротвердость сплава ВТ8 Проведено измерение твердости сплава в состоянии поставки и после ПВП по двум режимам обработки образцов (рис. 2, а), вырезанных из зоны 3 (рис. 1). В процессе прокатки заготовки поверхностный слой испытал максимальную степень деформации, что отразилось на различии в значениях твердости поверхностного слоя прутка и его сердцевины для обоих режимов обработки. На твердость также повлияла сформированная структура, образовавшаяся на разной глубине. Ламеллярная α-структура в поверхностном слое характеризуется повышенными значениями твердости (на 10% больше для режима I и на 5% для режима II) по сравнению с состоянием поставки. Значения твердости в сердцевине прутков после термомеханической обработки остаются на уровне образца в состоянии поставки. Твердость сплава после обработки по режиму II ниже по сравнению с твердостью прутка после прокатки по режиму I как в центре, так и в сердцевине. Авторы считают, что это различие связано с большой долей β-матрицы для режима I, сдерживающей пластическую деформацию, в то время как для образцов после обработки по режиму II кристаллы α-фазы распределены однороднее с многообразием форм и размеров, что должно обеспечивать более эффективную пластическую деформацию и низкую твердость. Таким образом, в прутке после прокатки формируется структура, характеризуемая неоднородным распределением твердости по сечению. Для более подробного анализа влияния термомеханического воздействия на сплав было проведено измерение значений микротвердости в продольном сечении. Рис. 2. Измерение твердости сплава ВТ8 (а) и микротвердости (б) в состоянии поставки (1); после ПВП по режиму I (2) в приповерхностном слое (4) и в центре (5); по режиму II (3) в приповерхностном слое (6) и центре (7) Измерение микротвердости проводили от поверхностного слоя к сердцевине прутка (рис. 2, б). Наиболее высокие значения Hµ наблюдаются в поверхностном слое глубиной до 150 мкм для обоих режимов прокатки. Далее происходит плавное снижение микротведости, а ее значения в центре прутка приближаются по уровню к значениям образца в состоянии поставки. Можно предположить, что поверхностное упрочнение глубиной до 150 мкм, прежде всего, связано с влиянием интенсивной пластической деформации на материал при поперечно-винтовой прокатке, так как глубина упрочненного слоя для обоих режимов обработки совпадает. Влияние же термического воздействия в большей степени проявляется в нижележащих слоях и сердцевине путем формирования разной формы кристаллов α-фазы. Испытания на ударную вязкость Ударная вязкость сплава ВТ8 в состоянии поставки близка к справочным значениям (рис. 3, а). Снижение температуры испытания приводит к падению значений ударной вязкости на треть. После обработки по режиму I ударная вязкость при комнатной температуре снижается, а вместе с ней пропорционально уменьшается энергия, потраченная на зарождение (Ai, рис. 3, б) и распространение трещины (Ap, рис. 3, в). Обработка по режиму II ведет к небольшому повышению ударной вязкости и пропорциональному увеличению энергии зарождения и распространения трещины. Отрицательные температуры испытания приводят к снижению ударной вязкости, уменьшению энергии, затраченной на зарождения и распространения трещины, для всех типов образцов. Наиболее существенное падение ударной вязкости происходит для образцов после термомеханической обработки по режиму II, однако ее значение остается выше для образцов в состоянии поставки и после обработки по режиму I (рис. 3, а). Понижение температуры испытания традиционно приводит к уменьшению подвижности атомов в кристаллической решетке и, как следствие, к снижению пластичности и повышению твердости. Так как механизмы пластической деформации протекают активнее в образце после обработки по режиму II, то и наибольшее падение ударной вязкости при охлаждении наблюдается в нем же. При подробном рассмотрении диаграммы «нагрузка-прогиб» для образцов в различных состояниях видно (рис. 3, д-е), что рост и падение кривых идет под одним и тем же наклоном, разница заключается в высоте кривых. Чем выше максимальная нагрузка Pmax (рис. 3, г), тем больше площадь под кривой и тем больше уровень энергии, затраченной на зарождение и распространение трещины, а значит, и сама ударная вязкость. Таким образом, можно сделать вывод, что на изменение ударной вязкости, в первую очередь, влияет уровень максимальной нагрузки, которую необходимо приложить для зарождения трещины. Этот параметр зависит от внутренней структуры сплава. По мнению авторов, большое количество кристаллов α-фазы в β-матрице в образцах после обработки по режиму II образуют протяженные границы, препятствующие движению микротрещин и формированию магистральной трещины. Образцы сплава после обработки по режиму I преимущественно состоят из тонких параллельных ламелей β-матрицы, способствующих быстрому зарождению трещины. После ее зарождения кривые нагружения снижаются подобным образом для всех типов образцов. Рис. 3. Диаграмма ударной вязкости в зависимости от температуры нагружения (а); работа, потраченная на зарождение трещины (б); работа, потраченная на распространение трещины (в); максимальная нагрузка (г); графики нагрузка-прогиб; 1 - состояние поставки; 2 - после ПВП по режиму I; 3 - после ПВП по режиму II (д-е) Ввиду достаточно хрупкого разрушения титанового сплава макростроение излома на РЭМ-фотографиях не имеет выраженных зон, характеризующих зарождение, рост магистральной трещины и этап долома (рис. 4). В образцах отсутствовала пластическая деформация в виде утяжки, а рельеф излома по всему сечению был достаточно однородным. Микрорельеф излома для всех типов образцов имеет следы вязко-хрупкого разрушения. С одной стороны, встречаются фасетки скола, вызванные движением трещины как по границам зерен, так и по прослойкам α-фазы, проходящей через зерно, с другой стороны, есть фрагменты с ямочным изломом. При комнатной температуре у образца в состоянии поставки видны большие фасетки скола (рис. 4, а), а сам рельеф выглядит более крупным по сравнению с образцами после обработки (рис. 4, б, в). Для последних в изломе встречаются поры и трещины. Снижение температуры испытания приводит к их увеличению, в то время как образец в состоянии поставки демонстрирует более крупные фрагменты сколов (рис. 4, г-е). Рис. 4. Излом образцов сплава ВТ8 после испытаний на ударную вязкость Схожий микрорельеф разрушения образцов после прокатки по разным режимам обработки говорит о том, что после зарождения магистральной трещины образцы разрушались подобным образом и причина изменения значений ударной вязкости по сравнению с состоянием поставки связана с сопротивлением сплава ударному воздействию на этапе упругого нагружения. Заключение В работе рассмотрен сплав ВТ8 в состоянии поставки и после двух режимов термомеханической обработки. Режим I, включающий в себя высокотемпературную поперечно-винтовую прокатку и закалку в воду, и режим II, дополненный промежуточным этап охлаждения на воздухе после прокатки и перед закалкой. Сплав в состоянии поставки характеризуется структурой, состоящей из первичных β-зерен с прослойками α-фазы. Обработка материала по двум режимам приводит к формированию бимодальной структуры, выделению α-кристаллов в β-матрице. Основные отличия структуры сплава после разных режимов обработки заключаются в формировании в центральной части прутка α-частиц различной формы. Так, для режима I α-частицы принимают форму вытянутых ламелей ввиду высокой скорости охлаждения, в то время как для режима II α-кристаллы имеют форму равноосных частиц в результате дополнительного этапа охлаждения на воздухе. Поверхностный слой, испытавший в процессе прокатки максимальную степень деформации, а при закалке более высокую скорость охлаждения по сравнению с сердцевиной прутка, демонстрирует структуру с повышенной твердостью. Наибольшее упрочнение материала происходит на глубине до 150 мкм. Для образцов в состоянии поставки наличие больших первичных β-зерен приводит к формированию крупного и хрупкого рельефа в условиях ударного изгиба. Прокатка по режиму I при наиболее высоких значениях твердости характеризуется наименьшими значениями ударной вязкости. Причиной этого является сформированная β-матрица с выделением длинных ламелей α-фазы, сдерживающих пластическую деформацию. Высокие значения ударной вязкости сплава ВТ8 после обработки по режиму II по сравнению с режимом I и состоянием поставки объясняются формированием однородной структуры с выделением множества кристаллов α-Ti и увеличением протяженности их границ. Наличие протяженных границ приводит к повышению нагрузки, требуемой для зарождения трещины, и увеличению ударной вязкости. Отрицательная температура испытаний снижает значения ударной вязкости для всех состояний сплава по причине блокирования механизмов пластической деформации.

Скачать электронную версию публикации