^ ПРОЧНОСТЬ
И ПЛАСТИЧНОСТЬ
УДК 669.29571:539.4.015
МИКРОСТРУКТУРА И ТЕХНОЛОГИЧЕСКАЯ ПЛАСТИЧНОСТЬ ЛИТЫХ ИНТЕРМЕТАЛЛИДНЫХ СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ у-ТШ
© 2010 г. В. Имаев, Т. Хисматуллин, Р. Имаев
Институт проблем сверхпластичности металлов РАН, 450001 Уфа, ул. Ст. Халтурина, 39
Поступила в редакцию 23.04.2009 г.
Проведена оценка технологической пластичности бинарных и легированных у-алюминидов титана путем проведения испытаний на сжатие при Т = 1000°С. Технологическая пластичность возрастает с уменьшением размера зерен/колоний и увеличением количества в-стабилизирующих элементов в сплавах. Наилучшими технологическими свойствами обладают сплавы, затвердевающие полностью через в-фазу, содержащие в-стабилизирующие добавки ниобия, молибдена, а также микродобавки бора, характеризующиеся малым размером кристаллитов в литом состоянии, в которых с помощью термической обработки удается существенно уменьшить долю пластинчатой составляющей и увеличить содержание в(В2)-фазы. Для наиболее технологичного сплава проведены испытания на растяжение в литом состоянии. В интервале температур Т = 900—1100°С были достигнуты сверхпластические удлинения.
РАСЯ 81.40.Np, 81.40.-z
Ключевые слова: алюминиды титана, микроструктура, механические свойства, технологическая пластичность.
ВВЕДЕНИЕ
Легкие интерметаллидные сплавы на основе фазы у-ИА1, а также содержащие фазу а2-Т13А1 (далее (у + а2)-сплавы) имеют значительный потенциал для применения в качестве высокотемпературных конструкционных материалов. Основными препятствиями к широкому применению этих материалов являются низкие технологические свойства, прежде всего, низкая пластичность при комнатной/повышенных температурах и высокий разброс механических свойств. Фундаментально это обусловлено направленным типом межатомной связи с сильной ковалентной составляющей, что характерно для обеих интерметаллидных фаз [1]. Дополнительной причиной низкой технологической пластичности в случае слитков является грубозернистая, часто химически неоднородная структура с острой текстурой [2, 3], в улучшении которой заключена практическая возможность повышения технологических свойств (у + а2)-спла-вов. Повышение технологической пластичности возможно через измельчение исходной структуры слитка. Для этого слитки (у + а2)-сплавов обычно подвергают горячей экструзии или штамповке в оболочке при температурах (а + у)/а-фазовой области (Т = 1150—1350°С) [3, 4]. Однако горячая деформация не устраняет химическую неоднородность и текстуру, а высокие температуры обусловливают высокую трудоемкость и стоимость такой
обработки. Поэтому одной из актуальных задач является разработка (у + а2)-сплавов с мелкозернистой и однородной структурой уже в литом состоянии, которая бы обеспечила качественное улучшение технологической пластичности.
В работах [5—7] была предложена концепция легирования (у + а2)-сплавов, основанная на использовании определенным образом легированных сплавов, затвердевающих полностью через р-фазу, позволяющая получать литой материал, характеризующийся химически однородной мелкозернистой микроструктурой (^ < 50 мкм) и отсутствием выраженной текстуры. Следует ожидать, что наличие относительно мелкозернистой структуры в слитках (у+а2)-спла-вов позволит повысить их технологическую пластичность и использовать пониженные температуры деформационной обработки. Еще один ресурс повышения технологической пластичности (у + а2)-сплавов заключается в использовании сплавов с повышенным содержанием пластичной при повышенных температурах р(В2)-фазы [7, 8].
Целью данной работы явилось изучение влияния состава сплавов на основе интерметаллидных фаз у + а2 на микроструктуру и технологическую пластичность при Т = 1000°С, а также выбор спла-ва(ов), наиболее пригодных для деформационной обработки в литом состоянии. Температура деформации была выбрана, как максимально приемле-
Химический состав и характеристики исходной микроструктуры бинарных и новых у-сплавов после литья и термической обработки (гп и гу, гув — удельная объемная доля соответственно колоний пластин, равноосных у- и у, в-зерен)
Сплавы, ат. % Средний размер колоний, мкм Морфология микроструктуры Максимальное напряжение, МРа
Т1—50А1 100 Почти у, гп < 10% 300
Т1—49А1 50 Почти у, гп < 10% 260
Т1—48А1 50 Дуплексная, гп « 30% 260
Т1—47А1 200 Дуплексная, гу « 25% 370
Т1-46А1 310 Почти пластинчатая, гу < 5% 360
Т1—45А1 530 Полностью пластинчатая 420
Т1—44А1 600 Полностью пластинчатая 423
Влияние А1
Т1-46А1-5№-0.2В 550 Полностью пластинчатая 325
Т1-45А1-5№-0.2В 50 Полностью пластинчатая 388
Т1-44А1-5№-0.2В 20 Полностью пластинчатая 371
Т1-42А1-5№-0.2В 8 Почти пластинчатая, гу < 5% 238
Влияние №
Т1—44А1—0.2В 50 Полностью пластинчатая 384
Т1-44А1-5№-0.2В 20 Полностью пластинчатая 371
П-44А1-10МЪ-0.2В 15 Почти пластинчатая, гу р < 5% 301
Влияние других легирующих элементов
Т1-45А1-6(№, Мо)-0.2В 35 Почти пластинчатая, гу р « 15% 225
Т1-43А1-6(№, Мо, W)-0.2B-0.3C 20 Полностью пластинчатая 356
Т1-43А1-6(№, Мо)-0.2В 8 Равноосная, гп < 15% 186
Т1-43А1-7(№, Мо)-0.2В 5 Равноосная, гп < 15% 225
мая для штампового инструмента, изготовленного из жаропрочного никелевого сплава.
МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА
Слитки весом 30 г с различным содержанием алюминия, ниобия (0, 5, 10 ат. %, здесь и далее в атомных процентах), бора (0 и 0.2%) и других легирующих элементов (молибден, вольфрам, углерод) выплавлялись методом аргонно-дуговой плавки на лабораторной установке фирмы "ВиЫег", обеспечившей высокую точность выплавляемых составов сплавов. Слитки переплавлялись не менее 7 раз, чтобы обеспечить высокую однородность. Бор вводился в виде мелких кристаллов. В рамках настоящей работы выплавлялось и исследовалось
17 различных сплавов, в том числе, бинарные сплавы, полученные и исследованные ранее [9, 10]. Составы сплавов приведены в таблице.
Для устранения остаточной литейной пористости бинарные сплавы подвергали высокотемпературной газостатической обработке (ВГО) в атмосфере аргона при температурах (а + у)-фазовой области (Т = 1240°С) и давлении Р = 200 МПа в течение 4 ч. Большинство слитков легированных сплавов были подвергнуты отжигу при Т = 1250°С в течение т = 0.5 ч, охлаждены на воздухе и состарены при Т = 900°С в течение 2 ч. Сплав Т1—42Л1— 5№—0.2В подвергался отжигу при Т = 1150°С в течение 1 ч, а слитки сплавов Т1—43А—6(№>, Мо)—0.2В и Т—■43Л1—'7(№>, Мо)—0.2В были подвергнуты длительному отжигу при Т = 1100—1130°С.
Из термически обработанных слитков вырезались цилиндрические образцы (0 = 4 х 8 мм), которые деформировали на испытательной машине фирмы ЯсИепск при Т = 1000°С и начальной скорости деформации б' = 5 х 10—4 с-1 на степень деформации б = 70%. Из диаграммы нагрузка-перемещение строились истинные кривые напряжение течения— деформация с учетом равномерного изменения поперечного сечения образца в ходе деформации из условия постоянства объема. По построенным кривым определялось максимальное напряжение (сттах). Для оценки технологической пластичности использовался критерий, предложенный Семиатиным [11, 12]: сттах х ^1/2, где сттах — максимальное напряжение течения, d—размер кристаллитов в деформируемой заготовке. Данный критерий имеет размерность параметра Холла—Петча Ку и физически его можно интерпретировать, как характеристику трудности релаксации напряжений в поликристаллическом материале в ходе пластической деформации. Чем выше величина этого параметра, тем ниже технологическая пластичность и, соответственно, выше вероятность разрушения материала.
Для сплава Т—43А1—6.5(№>, Мо)—0.2В, полученного двойным вакуумно-дуговым переплавом в виде слитка 0 = 196 х 360 мм, проводились испытания на растяжение в литом состоянии. Для этого из слитка вырезались плоские образцы на растяжение с размерами рабочей части 10 х 5 х 2 мм, поверхность которых механически шлифовали и полировали. Испытания проводились на воздухе в интервале температур Т = 900—1100°С с начальной скоростью деформации б' = 8.3 х 10—4 и 1.7 х 10—4 с—1, а при Т= = 1050°С еще и с начальной скоростью б' = 8.3 х 10—3 и 8.3 х 10—2 с—1. На каждую точку испытывалось не менее 2 образцов.
Для изучения микроструктуры использовалась сканирующая электронная микроскопия в режиме обратно-рассеянных электронов. Расчет среднего размера зерен/колоний проводился методом случайных секущих, в случае бимодальных структур — с учетом объемной доли составляющих.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ
Микроструктура и механические свойства на сжатие бинарных сплавов
В таблице приведены описания микроструктуры исследуемых сплавов. Сплавы разделены на четыре группы, в которых варьируется содержание алюминия, ниобия и других легирующих добавок.
Наименьший размер зерен/колоний характерен для сплавов с равноосной и дуплексной структурой (Л—(48—50)А1). Эти сплавы демонстрируют пониженное напряжение течения на начальной стадии течения (рис. 1а). При последующей деформации сла-
бое изменение напряжения течения обусловлено конкуренцией основных упрочняющих и разупроч-няющих факторов, с одной стороны, дислокационного скольжения и деформационного двойни-кования, с другой стороны, динамической рекристаллизации [10]. Интенсивное развитие последней обеспечивает деформацию образца без признаков разрушения. Сплавы с преимущественно пластинчатой морфологией (И—(44—47)А1) характеризуются большим размером колоний и, соответственно, высоким уровнем напряжений на начальной стадии течения (рис. 1а). Быстрое разупрочнение при последующей деформации определяется изгибом и переориентацией пластин, локализованным развитием динамической рекристаллизации по границам колоний, образованием пор и трещин на боковой поверхности образцов [10]. С понижением содержания алюминия в бинарных сплавах растет количество а2-фазы, и пластинчатая структура становится стабильнее. Бинарные сплавы с содержанием алюминия 44—47 ат. % имеют пониженную по сравнению со сплавами И—(48—50)А1 технологическую пластичность из-за крупного размера колоний и малой длины свободного пробега дислокаций, ограниченной шириной пластин. Полученные результаты согласуются с данными
Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.