СТРУКТУРА, ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ДИФФУЗИЯ
УДК 669.29571 '293 '282'92:539.25
ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ ЗАКАЛКИ НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА ТИТАНОВОГО СПЛАВА. СТРУКТУРА И ФАЗОВЫЙ СОСТАВ
© 2014 г. А. А. Попов*, А. Г. Илларионов*, С. И. Степанов*, О. А. Елкина* **, О. М. Ивасишин***
*Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина
620002 Екатеринбург, ул. Мира, 19 **Институт физики металлов УрО РАН 620990 Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18 ***Институт металлофизики имени Г.В. Курдюмова НАНУкраины 03680 Киев-142, б-р Академика Вернадского, 36, Украина e-mail: stepforw@mail.ru Поступила в редакцию 01.08.2013 г.; в окончательном варианте — 06.11.2013 г.
Методами рентгеноструктурного фазового анализа, электронной просвечивающей и растровой микроскопии установлены закономерности формирования структуры и фазового состава при закалке в сплаве ВТ16. Установлена возможность образования атермической ю-фазы в сплаве ВТ16 с исходной (а + Р)-структурой при закалке от температуры 800°С. Определены температуры закалки, при которых фиксируются различные метастабильные фазы: метастабильный Р-твердый раствор (Тз до 750°С); в + а'' + ю (Тз = 800°С), в + а''-фазы (Тз = 750-850°С), а''-мартенсит (Тз = 850°С и выше), и построена зависимость изменения объемной доли фаз. Показано, что при температурах закалки вблизи Тпп за счет уменьшения объемной доли а-фазы в структуре наблюдается интенсивный рост в-зерна.
Ключевые слова: титановый сплав ВТ16, структура, фазовый состав, закалка, размер зерна, электронная микроскопия, рентгеноструктурный фазовый анализ.
DOI: 10.7868/S0015323014050064
ВВЕДЕНИЕ
Титановый сплав ВТ16, относящийся к двухфазным (а + в)-сплавам мартенситного класса [1, с. 39], широко используется для изготовления крепежа в авиационной промышленности [2] и в медицине [3, с. 151]. Комплекс свойств данного сплава, во многом определяется фазовым и структурным состоянием, сформированным в ходе упрочняющей (закалка со старением) или термомеханической обработки [2, 4]. Исследованию изменения структуры, фазового и химического состава сплава ВТ16 при закалке и их взаимосвязи с комплексом свойств посвящен ряд исследований [2, 5, 6], где показано, что в структуре при закалке с различных температур (а + в)-области могут фиксироваться фазы — а, в-твердые растворы, а''-мартенсит, уровень легированности которых определяется температурой закалки. Однако до настоящего времени в этом направлении исследований не освещен ряд моментов. Во-первых, в большинстве исследований для анализа структуры закаленных образцов из сплава ВТ16 использован метод оптической микроскопии, который не
дает полной информации об особенностях внутреннего строения фиксируемых при закалке фаз. Во-вторых, в отличие от большинства (а + в)-спла-вов мартенситного класса, содержащих 5—6 мас. % алюминия, что в значительной степени подавляет образование ю-фазы [7], сплав ВТ16 имеет относительно невысокое содержание алюминия (около 3 мас. %), при котором в определенных условиях легированности в-твердого раствора (содержание в-стабилизаторов вблизи второй критической концентрации) образование ю-фазы в процессе закалки возможно [8]. К настоящему времени в литературе данных о фиксации в структуре сплава ВТ16 при закалке ю-фазы не приводилось, но при этом метод просвечивающей электронной микроскопии как наиболее приспособленный к обнаружению этой фазы активно не использовался, кроме того в имеющихся исследованиях обычно был выбран широкий интервал между температурами закалки — более 30°С [2, 9], что, возможно, не позволило зафиксировать ю-фазу. В этом случае могло оказаться так, что легированность в-твердого раствора при соответствующих температурах закалки не попала в интервал концентра-
ции, при которых возможна реализация атерми-ческого ß-ю-превращения.
В связи с этим в настоящей работе проведено комплексное изучение с использованием современных методов исследования (растровая и просвечивающая электронная микроскопия, РСФА) влияния температуры закалки на структуру и фазовый состав сплава ВТ16.
МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЙ
В качестве материала для исследования были использованы отожженные при 830°С в течение 1 ч горячекатаные прутки диаметром 11 мм из сплава ВТ16 состава Ti-3.33Al-5.18Mo-4.57V, мас. %, полученные по промышленной технологии на ОАО "Корпорация ВСМПО-АВИСМА".
Нагрев сплава под закалку проводили в печах типа СНОЛ в области температур 700-875°C с шагом между температурами 25°C. Выбор данного интервала основан на том, что, с одной стороны, в соответствии с литературными данными [10], ниже 700°С фиксируемый при закалке ß-твердый раствор достаточно стабилен (Kß > 1.6), и его объемная доля, способная к распаду при старении, относительно невелика, а следовательно, нагрев под закалку на более низкие температуры малоперспективен. С другой стороны, Тпп исследуемого сплава составляет ~870°C и нагрев выше будет соответствовать переходу в ß-область, при котором наблюдается значительный рост ß-зерна, что является нежелательным для титановых сплавов при термической обработке [11, с. 246]. Выдержка при температуре нагрева составляла 1 ч, охлаждение при закалке осуществляли в воду.
Электронно-микроскопический анализ структуры осуществляли на просвечивающем электронном микроскопе JEM200CX при ускоряющем напряжении 160 кВ и растровом электронном микроскопе (РЭМ) Philips SEM 535 при ускоряющем напряжении 25 кВ. Микрорентгено-спектральный анализ (МРСА) проводили с помощью приставки Genesis 2000 к микроскопу Philips SEM 535. Для рентгеноструктурного фазового анализа (РСФА) образцов использовали дифрак-тометр Bruker D8 Advance, съемку вели в медном Ка-излучении в диапазоне углов 29 = 33-68°.
РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЯ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Микроструктура исходного горячекатаного полуфабриката в отожженном состоянии (рис. 1а) характеризуется наличием близких к равноосным частиц первичной а-фазы размером 1.5—2 мкм, которые преимущественно расположены по границам Р-превращенных зерен, размером 3—6 мкм. Внутри
Р-зерен наблюдается тонкопластинчатая структура вторичных выделений а-фазы, образовавшейся в ходе охлаждения на воздухе от температуры отжига.
В исходном состоянии сплав имеет следующие характеристики: стВ = 1210—1230 МПа; ст02 = = 1150-1170 МПа; 8 = 10-12%; у = 48-50%. Высокий уровень прочностных характеристик связан с достаточно мелким исходным Р-зерном и дисперсными вторичными выделениями, а сохранение высокой пластичности обусловлено присутствием в структуре до 20% первичной глобулярной а-фазы. Следует отметить, что полученное отношение а02/Нц = 0.34 (Нц = 3400 МПа) находится около значения 0.33, характерного, как отмечается в монографии [8, с. 140] , для титановых сплавов.
Сравнительный анализ полученных после закалки микроструктур (рис. 1б-е) со структурой исходного горячекатаного отожженного прутка (рис. 1а) позволил выявить следующие отличительные особенности.
Нагрев под закалку до температуры 700°С и последующая часовая выдержка способствуют увеличению в структуре объемной доли а-фазы по сравнению с исходным состоянием (рис. 1а, б). Увеличение объемной а-фазы связано с ростом первичных выделений и наиболее крупных пластин автор за счет частичного растворения более дисперсных а-выделений, образовавшихся в области относительно низких температур при охлаждении с температуры отжига. Протекание вышеперечисленных процессов обеспечивает снижение поверхностной энергии сплава за счет уменьшения межфазной поверхности раздела а/Р в основном в результате укрупнения первичных а-частиц.
Дальнейшее повышение температуры нагрева под закалку приводит к следующим изменениям в структуре сплава:
♦ наблюдается закономерное уменьшение объемной доли первичных и вторичных а-выделений в структуре, особенно резкое выше 850°С из-за приближения к температуре полиморфного превращения, вплоть до полного растворения при 875°С (рис. 1е);
♦ начиная с температуры закалки 800°С, металлографически в Р-зерне выявляется игольчатый мартенсит, преимущественно образующийся от межфазной аперв/Р границы; размер игл мартенсита, как и его объемная доля, растут с повышением температуры закалки (рис. 1г-е);
♦ начиная с температуры закалки 800°С происходит постепенный рост исходного Р-зерна, и этот процесс существенно ускоряется при полном растворении а-частиц, сдерживавших рост при нагреве в Р-область при температуре 875°С (рис. 1, 2);
Рис. 1. Структура сплава ВТ16 в исходном (а) и закаленном состояниях (б—е), температура нагрева под закалку: б - 700°С; в - 775°С; г - 800°С, д - 825°С; е - 875°С.
♦ для структуры образцов, закаленных от 750, 775°С, характерно наличие широкой межфазной границы аперв/в (рис. 1в, отмечена стрелками). Это может свидетельствовать о недостаточно полном протекании процессов растворения а-фазы в в-твердом растворе в процессе часовой выдержки, что способствует сохранению широкой диффузионной зоны на границе раздела фаз, имеющей неравновесное содержание легирую -щих элементов.
Отмеченные структурные и фазовые изменения вполне согласуются с имеющимися литературными данными [9] и связаны как с изменением объем-
ной доли фаз при нагреве, так и с легированностью в-твердого раствора. С повышением температуры закалки в-матрица обедняется по в-стабилизато-рам за счет растворения а-фазы, имеющей их пониженное содержание, в результате чего снижается коэффициент в-стабилизации в-твердого раствора, и, начиная с определенной температуры закалки (в нашем случае, 775°С), в-фаза может испытывать мартенситное превращение, в то время как обычно мартенсит появляется при закалке от температур 790°С и выше [9].
Методом РСФА на закаленных образцах были получены дифрактограммы, представленные на
св Я Л
о т
р
о %
т се Рч
90 80 70 60 50 40 30 20 10 0" 700
725 750 775 800 825 850 875 900 Температура нагрева под закалку, °С
Рис. 2. Зависимость размера Р-зерна от температуры нагрева под закалку.
рис. 3. Анализ дифрактограмм позволил выявить следующие закономерности влияния температуры закалки на фазовый состав сплава ВТ16. В температурном интервале 700-725°С на дифрак-то
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.