^ ПРОЧНОСТЬ ^^^^^^^^^^^^^^
И ПЛАСТИЧНОСТЬ
УДК 669.295'71'293'282'92:539.32
ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ ЗАКАЛКИ НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА ТИТАНОВОГО СПЛАВА. ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА © 2014 г. А. А. Попов*, А. Г. Илларионов*, С. И. Степанов*, О. М. Ивасишин**
*Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина
620002 Екатеринбург, ул. Мира, 19 **Институт металлофизики имени Г.В. Курдюмова НАНУкраины, 03680 Киев-142, б-р Академика Вернадского, 36, Украина e-mail: popov@mail.ustu.ru Поступила в редакцию 14.08.2013 г.; в окончательном варианте — 15.10.2013 г.
Методами оптической металлографии, рентгеноструктурного фазового анализа (РСФА), динамического механического анализа установлены закономерности формирования комплекса физико-механических свойств закаленного после печного и скоростного нагрева, сплава ВТ16 (Ti—3.33Al— 5.18Mo—4.57V мас. %). Показано, что модуль упругости сплава ВТ16 коррелирует с уменьшением объемной доли а-фазы в структуре, за исключением небольшого повышения модуля в интервале температур нагрева под закалку 800—825°С, связанного с присутствием ю-фазы. Установлено, что использование скоростного нагрева под закалку, способствует повышению температуры перехода сплава в однофазную ß-область, торможению процесса роста зерна при нагреве под закалку вблизи температуры полиморфного превращения и создает условия для более эффективного упрочнения при последующем старении.
Ключевые слова: титановый сплав ВТ16, закалка, скоростной нагрев, механические свойства, модуль упругости, размер зерна, рентгеноструктурный фазовый анализ.
DOI: 10.7868/S0015323014050076
ВВЕДЕНИЕ
В [1] нами рассмотрены особенности формирования структуры и фазового состава при закалке титанового сплава ВТ16, используемого для изготовления крепежа и изделий медицинского назначения, и показано, что в сплаве могут фиксироваться в зависимости от температуры нагрева под закалку три различные метастабильные фазы — в, ю, а'', которые, как известно [2—7], по-разному влияют на комплекс физико-механических свойств, связанных с упругими и прочностными характеристиками.
При использовании сплава ВТ16 в медицинских изделиях важными являются данные о влиянии фазового состава на величину модуля упругости, так как в последнее время возрос интерес к получению низкомодульных сплавов на основе титана и методов их обработки, направленных на получение минимальных значений модуля упругости [2], что обеспечивает повышение биомеханической совместимости сплава [3]. Однако систематических исследований такого рода на сплаве ВТ16 не проводилось. Исследования большого количества модельных и промышленных сплавов титана [4] показали, что наиболее высокий мо-
дуль упругости в титановых сплавах характерен для ю и а-фаз, а'-мартенсита, а минимальные значения модуля имеют в-фаза и а''-мартенсит.
Изучению влияния фазового состава в сплаве ВТ16 на комплекс механических свойств посвящен ряд работ [5—7], в которых указывается на наличие провала предела текучести у сплава, закаленного от температур в интервале 750—800°С. Данный эффект объясняется возможностью реализации деформа-ционно-индуцированного в ^ а''- превращения.
Исходя из вышеизложенного, в настоящей работе проведен анализ изменения физико-механических свойств (модуля упругости, прочностных и пластических свойств при растяжении) сплава ВТ16 в зависимости от фазового состава, фиксируемого при закалке с печного нагрева, и сравнение механических характеристик сплава ВТ16, закаленного после печного и скоростного нагрева.
МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЙ
В качестве материала для исследования были использованы отожженные горячекатаные прутки из сплава ВТ16, диаметром 11 и 16 мм, полученные по промышленной технологии на
80
700 725 750 775 800 825 850 875 Температура закалки, °С
а
«
л
о д
«
а
я
м е
t« VO
О
35 30 25 20 15 10 5 0
700 725
750 775 800 825 850 Температура закалки, °С
875
Рис. 1. Изменение модуля упругости в сплаве ВТ16 от температуры закалки.
Рис. 2. Объемная доля первичной а-фазы в сплаве ВТ16 в зависимости от температуры закалки с печного нагрева.
ОАО "Корпорация ВСМПО-АВИСМА". Прутки диаметром 11 мм применяли для печного нагрева под закалку, а диаметром 16 мм — для скоростного нагрева под закалку. Печной нагрев сплава под закалку проводили в печах типа СНОЛ в области температур 700—875°С с шагом между температурами 25°С. Выдержка при температуре нагрева составляла 1 ч, охлаждение при закалке осуществляли в воду. Скоростной нагрев осуществляли электроконтактным способом пропусканием тока промышленной частоты со скоростью 20 К с-1 до двух температур: 820°С и 920°С, после достижения которых без изотермической выдержки проводили закалку в воду путем накатывания закалочной ванны.
Металлографический анализ осуществляли с применением оптического микроскопа OLYMPUS GX-51 при увеличениях до 500 крат.
Качественный фазовый состав образцов определяли на установке Bruker D8 Advance в медном Ка-излучении в диапазоне углов 29 = 30°-68°, при ускоряющем напряжении 40 кВ и токе 40 мА.
Механические испытания проводились на универсальной разрывной машине FP100/1 в соответствии с ГОСТ 1497-84, погрешность измерений составила 2%.
Для определения модуля нормальной упругости E сплава использовали метод динамического механического анализа (ДМА), который был осуществлен на приборе DMA 242 C на плоских образцах толщиной около 0.5 мм по схеме нагружения — трехточечный изгиб. Модуль упругости рассчитывали в соответствии с руководством пользователя
¡3 F
прибора по формуле: E =--—, где E — модуль
4bh a
упругости, Па; l — длина изгиба, мм; F — динамическая нагрузка, Н; h — толщина образца, мм; a — динамическое смещение, мм; b — ширина образца, мм.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Полученные методом ДМА значения модуля упругости сплава, закаленного с температур печного нагрева 700—875°С, представлены на рис. 1.
Анализ полученной зависимости показал, что в исследуемом интервале температур закалки 700—875°С наблюдается закономерное снижение модуля упругости по мере повышения температуры закалки с небольшим максимумом в районе температур 800-825°С.
Наблюдаемое уменьшение модуля упругости в интервале температур закалки 700—775°С, 850— 875°С хорошо коррелирует с данными количественной металлографии (рис. 2), которые указывают на закономерное снижение объемной доли первичной а-фазы в структуре по мере повышения температуры закалки; а-фаза обладает наиболее высоким модулем упругости по сравнению с в и а''-фазами [4].
По полученным данным можно оценить модуль упругости для а''-мартенсита, который практически один фиксируется в сплаве при закалке с 875°С [1]. Из этого следует, что значение модуля упругости 85 ГПа, измеренное в сплаве, закаленном с 875°С, соответствует модулю а''-мартенси-та, что достаточно хорошо коррелирует с литературными данными [8] для двойных сплавов с аналогичным коэффициентом в-стабилизации.
Наличие максимума в области температур нагрева под закалку 800, 825°С можно связать с присутствием ю-фазы в сплаве [1], которая, как известно [5], способствует повышению модуля упругости.
Таким образом, измерение модуля упругости методом ДМА закаленных образцов из сплава ВТ 16 показало, что модуль оказывается очень чувствителен к изменению фазового состава при закалке, в частности объемной доли а-фазы и появлению ю-фазы. Полученные данные хорошо
1000
св
С
св
1
« 600
о <ч
2 500 л
д
о 400
я
о л С
200 -
700
725 750 775 800 825 Температура закалки, °С
850
100
- 90
80
70
а
[3
60 «
50
875
о <ч о
е и к
40 «
и
30 8
а л
20 П 10 0
Рис. 3. Зависимость механических свойств сплава ВТ16 от температуры нагрева под закалку: 1 - ств, МПа; 2 - у, %; 3 - ст0.2, МПа; 4 - 5, %.
дополняют результаты структурных методов исследования (растровая электронная микроскопия, РСФА, ПЭМ), приведенных в [1].
Данные по изменению механических свойств сплава ВТ16, закаленного от различных температур нагрева, представлены на рис. 3. Согласно этим данным пластические характеристики (8, у) и временное сопротивление разрыву сплава (стВ) с повышением температуры нагрева под закалку изменяются незначительно: относительное удлинение - в пределах 15-22%, относительное сужение - в пределах 60-66%, временное сопротивление разрыву - от 900 до 990 МПа. Наиболее сильное изменение характерно для предела текучести (а02). Если при закалке в интервале температур 700-725°С ст02 меняется незначительно, то дальнейшее повышение температуры нагрева под закалку до 750-775°С ведет к резкому снижению предела текучести практически в 2 раза при Тз = = 775°С, а в температурном интервале закалок от 800 до 875°С происходит некоторое повышение предела текучести, но он остается на достаточно низком уровне по отношению к временному сопротивлению разрыву. Подобные зависимости приведены для этого сплава и в более ранних исследованиях [5-7], что свидетельствует о стабильной связи фазового состава и комплекса механических свойств данного сплава.
Наблюдаемый характер изменения предела текучести связан с изменением фазового состава сплава в зависимости от температуры нагрева под
закалку. С повышением температуры нагрева под закалку с 700 до 750°С увеличивается количество Р-фазы в структуре сплава, при этом в ней снижается легированность по молибдену и ванадию, что отмечено в работах [1, 9]. В результате этого Р-твер-дый раствор становится менее стабильным и, начиная с температуры закалки 775°С, претерпевает превращение по мартенситной реакции с образованием а''-мартенсита деформации при растяжении образца. Это наглядно видно из сравнения дифрактограмм, снятых из различных зон разрывных образцов с Тз = 750, 775°С (рис. 4). Для головки разрывных образцов, которая практически не подвергается пластической деформации, на дифрактограммах не наблюдается линий а''-фазы (рис. 4б), присутствуют сильные линии а и Р-фаз. В тоже время для данных РСФА с рабочей части образцов, которая была подвергнута пластической деформации, картина кардинально меняется (рис. 4а). Появляются линии а''-мартен-сита, а интенсивность линий
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.