CC BY
31
УДК 621.791.4:669.295
Исследование механических свойств и механизм разрушения металломатричных композитов из титанового сплава Ti-6Al-4V, полученного в условиях низкотемпературной сверхпластичности
М.Х. Мухаметрахимов
ФГБУН Институт проблем сверхпластичности металлов РАН, Уфа, 450001, Россия
Представлены результаты прикладных исследований по получению трехслойного металломатричного структурного композита в разных температурных условиях сварки давлением. В эксперименте показана возможность использования в качестве упрочняющего элемента структурного слоя титанового сплава Ti-6Al-4V с нанокри-сталлической структурой. Металлографические исследования показали, что при получения композита при температуре 900 °С в упрочняющем элементе наблюдается рост зерен до микрокристаллических размеров. С понижением температуры до температуры 700 °С изменение размера зерен в упрочняющем элементе не обнаружено, хотя размер зерен а-фазы незначительно подрос по сравнению с исходным. Описаны геометрические изменения микропор в зоне твердофазного соединения, динамика роста и пространственного расположения зерен. Результатами механических испытаний на растяжение подтверждено, что прочность композита, полученного при температуре 700 °С, может превосходить прочность композита, полученного при температуре 900 °С. Изучена схема разрушения композита в зоне твердофазного соединения при испытании на растяжение при комнатной температуре. Выделены три этапа разрушения и проанализированы характер и механизм разрушения композита. Результаты механических испытаний композитного материала показали, что его механическое поведение зависит от температуры сварки. Отмечено, что разрушение начинается под действием главных напряжений, развиваясь по нормали к ним. В частности, было отмечено, что при достижении менее прочного, но более пластичного слоя в композите наблюдается резкий рост пластических деформаций, что оказывает тормозящее действие на развитие трещины, которая при этом меняет траекторию распространения.
Ключевые слова: металломатричные композиты, микрокристаллический и нанокристаллический титановый сплав, твердофазное соединение, низкотемпературная сверхпластичность, прочность, пластичность, механические свойства
DOI 10.24411/1683-805X-2020-13010
Study of the mechanical properties and fracture of Ti-6Al-4V metal matrix composites fabricated under low temperature superplasticity conditions
M.Kh. Mukhametrakhimov
Institute for Metals Superplasticity Problems RAS, Ufa, 450001, Russia
Experimental results are reported for a three-layer metal matrix composite produced by pressure welding at different temperatures. It is shown that the composite can be well reinforced by a structural layer of a nanocrystalline Ti-6Al-4V titanium alloy. According to metallographic analysis, in the composite fabricated at a temperature of 900°C the reinforcing layer becomes microcrystalline. With decreasing temperature to 700°C, the grain size of the reinforcing layer does not change, although the а-phase grain size slightly increases compared to the initial one. The geometric changes of micropores, the growth dynamics and spatial arrangement of grains in the zone of the solid state weld are described. Mechanical tensile tests confirmed that the strength of the composite produced at 700°C can exceed the strength of the composite fabricated at 900°C. The fracture behavior of the composite in the weld zone was studied in tensile testing at room temperature. Three stages of fracture were distinguished. The test results showed that the mechanical behavior of the composite depends on the welding temperature. Fracture begins under the action of the principal stresses and propagates in the direction normal to them. The formation of a less strong but more ductile reinforcing layer leads to a sharp increase in plastic strains in the composite, due to which the crack growth is impeded and the crack propagation path changes.
Keywords: metal matrix composites, micro- and nanocrystalline titanium alloy, solid state welding, low temperature superplasticity, strength, ductility, mechanical properties
© Мухаметрахимов M^., 2020
1. Введение
Диффузионная сварка (сварка давлением) относится к перспективным технологиям машиностроения, причем ее эффективность может быть существенно повышена при использовании явления сверхпластичности [1]. Известно, что ускоренное формирование соединения в твердом состоянии с достижением уровня свойств основного материала обеспечивается при условии максимальной реализации в процессе деформационной обработки основного механизма сверхпластичности — зернограничного проскальзывания [2, 3].
На необходимость снижения температуры сверхпластического формообразования, включая твердофазную сварку, впервые обратили внимание специалисты фирмы Boeing применительно к титановым сплавам. В работе [4] показано, что основным условием обеспечения реальной экономической эффективности технологий с использованием сверхпластического деформирования является снижение температуры обработки с 900 до 760 °С. В этой связи, согласно результатам авторов [5], переход к применению наноструктурированных титановых сплавов позволяет, используя явление низкотемпературной сверхпластичности, снизить на 250300 °С температуру сварки давлением и получить качественное твердофазное соединение.
Титановый сплав ВТ6 относится к а + ß-спла-вам мартенситного класса [6]. Он имеет небольшое количество ß-фазы, наличие которой обусловливает его способность к упрочняющей термической обработке.
Легирование алюминием упрочняет и стабилизирует а-фазу, повышает температуру Ac3, прочностные и жаропрочные свойства, а также снижает удельный вес. Максимальное количество алюминия ограничено 6 %, т.к. при больших его концентрациях резко снижаются пластичность и технологичность, а также увеличивается вероятность выделения охрупчивающей фазы а2.
Ванадий, не так сильно упрочняя титан, в некоторой степени компенсирует нежелательные последствия легирования алюминием. Являясь ß-ста-билизатором, он снижает температуру а + ß о ß-перехода и, кроме того, относится к числу тех немногих легирующих элементов, которые повышают не только прочностные свойства, но и пластичность. Благоприятное влияние ванадия на пластические свойства титановых сплавов связано с его
специфическим влиянием на параметры решетки а-титана.
Помимо этого, ванадий затрудняет образование сверхструктуры а2, и поэтому в сплавах системы Т1-Л1-У можно допускать большее количество алюминия без опасения охрупчивания материала при длительной эксплуатации, чем в двойных сплавах Т1-Л1.
Сплав Т1-Л1-У в зависимости от требуемой прочности, пластичности или вязкости разрушения может подвергаться отжигу для снятия остаточных напряжений, полному отжигу или упрочняющей термической обработке, состоящей из закалки и старения.
При рекристаллизационном отжиге вблизи температуры Ас3 происходит коагуляция а-фазы, частицы ее укрупняются и при длительных выдержках структура имеет глобулярный характер.
Для повышения вязкости разрушения может применяться также отжиг при температурах выше а + р о р-перехода на 40-50 °С, так называемый р-отжиг, приводящий к рекристаллизации первичного р-зерна и появлению пластинчатой структуры. При этом большое значение имеет скорость охлаждения после отжига в р-области. При медленном охлаждении образуются более широкие пластины а-фазы, чем при быстром охлаждении.
Упрочнение сплава при старении происходит в результате дисперсионного твердения, обусловленного низкотемпературным распадом метаста-бильных а'- и р-фаз. В зависимости от температуры нагрева под закалку и последующего старения распад метастабильных фаз может происходить с образованием фаз а и а'; а, а' и р или а и р.
Возникновение неравновесных мартенситных фаз в условиях высокоскоростного фазового перехода р-а связано с необходимостью многомасштабного распределения в материале избыточного объема, возникающего при трансформации ОЦК-структуры р-фазы в ГПУ-структуру а-фазы [7]. Это проблема неравновесных фазовых переходов, в которых изменение электронной подсистемы играет определяющую роль. Высокочастотная электронно-пучковая обработка является эффективным инструментом воздействия на электронную подсистему при неравновесных структурно-фазовых переходах и фрагментации материала на на-номасштабном структурном уровне. При обработке в сплаве Т1-Л1-У возникает а"-фаза с ОЦК-
МухаметрахимовМ.Х. / Физическая мезомеханика 23 3 (2020) 107-114 Таблица 1. Химический состав сплава Ti-6Al-4V
Марка Т °С Химический состав, вес. %
Ti Al V Zr Fe O C N H
ВТ6 950-990 Осн. 5.3-6.5 3.5-5.1 0-0.3 0.25-0.3 0.15-0.2 0.1 0.05 0.015
решеткой и прирастает а-фаза с ГПУ-решеткой. При этом увеличиваются прочность и пластичность. При обработке ванадий образует а"-фазу, что повышает прочность сплава, а прирост а-фазы увеличивает пластичность.
Титановые сплавы с нанокристаллической (НК) структурой имеют повышенные прочностные свойства по сравнению со сплавами с микрокристаллической (МК) структурой [8]. Однако изготовление крупногабаритных полуфабрикатов с нанокристал-лической структурой представляет отдельную научную и технологическую проблему, кроме того, при формировании в сплаве такой структуры происходит снижение уровня пластичности. Одним из путей решения задачи является создание нового конструкционного материала с регламентированным структурным состоянием. Путем подбора определенного сочетания слоев, заметно отличающихся по исходной структуре и свойствам, можно снизить риск разрушения материала и тем самым повысить его конструкционную прочность по сравнению с монолитным материалом [9, 10].
К перспективным методам получения композитных материалов относится сварка давлением при пониженных температурах. При этом актуальной научно-технической проблемой является разработка научно-обоснованных решений по снижению температуры обработки титановых сплавов, необходимой для существенного повышения экономической привлекательности технологий сверхпластического формообразования. С этой целью в настоящей работе были изучены возможности получения слоистого композита из слоев с различными структурами в условиях низкотемпературной сверхпластичности и исследованы его механические свойства.
2. Материал и методика исследования
Материалом для исследования был выбран промышленный двухфазный титановый сплав ВТ6 системы Т1—Л1—У в виде горячекатаного прутка диаметром 40 мм и листа толщиной 1.5 мм стандартного химического состава по ГОСТ 19807-91. Средний размер зерен в исходных листах промышленного сплава составлял 2—3 мкм (рис. 1, а).
Химический состав сплава Ti-Al-V приведен в табл. 1.
Из прутка вырезали заготовки длиной 18 мм, которые прокатывали на опытном стане ЛИС-6/200 в изотермических условиях при температуре 550 °С и скорости деформации 10-2-10-3 с-1 [11]. Получали листы толщиной 0.8 мм, в которых была сформирована структура, содержащая структурные элементы размерами не более 0.1-0.3 мкм, что позволило рассматривать ее как нанокристалли-ческую структуру (рис. 1, б). Фазовый состав микрокристаллического сплава — 82 % а-фазы, 18 % ß-фазы, нанокристаллического сплава — 94 и 6 % соответственно.
Для исследований был изготовлен слоистый композит с наружными слоями из микрокристал-
Рис. 1. Микроструктура листового сплава ВТ6 в исходном микрокристаллическом (а) и наноструктурном (б) состоянии
Рис. 2. Схема получения металломатричного композитного материала
лического сплава и внутренним слоем из сплава с нанокристаллической структурой (рис. 2). Диффузионную сварку пакета, собранного в штамповом блоке, включающем силовые плиты и крепежные элементы [12], выполняли в вакуумной печи при температурах 700-900 °С в течение t = 2 ч и постоянном давлении Р = 4 или 5 МПа. Глубина вакуума была не менее 2.0 • 10-3 Па.
Структуру композита изучали методом сканирующей электронной микроскопии с помощью микроскопа TESCAN MIRA3 LMU в режиме обратно-рассеянных электронов. Качество соединения слоев оценивали по результатам механических испытаний на растяжение и на срез продольных образцов с использованием универсальной машины Instron 5982 при скорости нагружения 1 мм/мин.
Образцы на сдвиг вырезались таким образом, что условная линия твердофазного соединения располагалась в средней части образца параллельно оси растяжения.
3. Результаты и их обсуждение
Металлографические исследования показали, что в результате диффузионной сварки при давлении Р = 5 МПа и температуре 900 °С размер зерна внешних слоев композита увеличивается с исходных 3 до 5 мкм, а в упрочняющем внутреннем слое — до микрокристаллических размеров. После сварки по этому режиму зона твердофазного соединения практически не выявляется (рис. 3, а). Наблюдаются отдельные поры размером менее 0.5 мкм относительной протяженностью 0.03.
При температуре сварки 700 °С в зоне твердофазного соединения наблюдается разнозернистость (рис. 3, б), средний размер зерен в упрочняющим элементе составляет 1.2 мкм, средний размер зерен слоев из микрокристаллического сплава практически соответствует исходному, отмечается лишь незначительный рост зерен а-фазы [13]. Относительная протяженность пор в зоне твердофазного соединения составляет 0.18. В зоне соединения
композита, полученного при 700 °С, но при меньшем давлении сварки (Р = 4 МПа), кроме цепочек пор отмечены несплошности.
На рис. 4 и 5 представлены микроструктура и схема разрушения слоистого композита в процессе испытания на растяжение при комнатной температуре.
На начальном этапе пластической деформации плоская граница раздела твердофазного соедине-
Рис. 3. Микроструктура зон твердофазного соединения металломатричного композита с применением упрочняющего элемента с нанокристаллической структурой из листового титанового сплава Т1-6Л1-4У при 900 (а), 700 °С (б)
Рис. 4. Микроструктура композита в процессе испытания на растяжение: зона твердофазного соединения в процессе деформации между микро- и нанокристалли-ческим слоями (а), зона локализации деформации в упрочняющим элементе из нанокристаллического сплава (б)
ния между микрокристаллическими и нанокристал-лическими структурами трансформируется, приводя ее в соответствие с состоянием произвольных границ зерен (рис. 4, а и 5, а).
Установлено, что размеры микропор в процессе деформации изменились, т.к. образцы имели разную долю нанокристаллической/микрокристалли-ческой составляющей, очевидно, из-за неравномерности деформации разноструктурных слоев испытываемого композита, на что указывает ямочный вид зоны соединения. Наряду с геометрическими изменениями микропор твердофазного соединения наблюдаются интенсивное сближение зерен, а также разворот зерен. При дальнейшей деформации наблюдается развитие двух расширяющихся полос локализованной деформации от поверхности раздела под углом 45° к оси растяжения. Максимальное формоизменение происходит в центральной части упрочняющего элемента с нанокристалличес-кой структурой. Этой стадии на поверхности разрушения соответствуют две парные зоны пластичности от поверхности раздела с выраженными линиями фронта треугольной формы (на рис. 4, б и 5, б обозначены стрелками). Разрушение материала начинается в среднем наноструктурном слое и сдерживается внешними слоями сплава с микрокристаллической структурой. Трещины от поверхности раздела медленно прорастают навстречу друг другу к центру образца до их соединения и это приводит к полному разрушению материала (рис. 5, в).
Анализируя характер и механизм разрушения металломатричного композита, можно отметить, что разрушение начинается под действием главных напряжений, развиваясь по нормали к ним. В частности, было отмечено, что при достижении менее прочного, но более пластичного слоя в таком слоистом композите наблюдается резкий рост пластических деформаций, что оказывает тормозящее действие на развитие трещины, которая при этом меняет траекторию распространения.
Изменения микроструктуры [14] в зоне твердофазного соединения в процессе деформации рас-
Рис. 5. Схема разрушения металломатричного композита в зоне твердофазного соединения: начальный этап деформации (а), появление полос локализованного пластического течения в процессе деформации в упрочняющем элементе с нано-кристаллической структурой (б), полное разрушение металломатричного композита (в)
Рис. 6. Схема исчезновения микропоры в зоне твердофазного соединения при деформации титанового сплава ВТ14 за счет перемещения зерен: исходное состояние (а), тот же участок после деформации (б), 8 = 2.6 х 10—4 с-1, 8 = 18 %
тяжением вдоль плоскости сварного соединения схематически показаны на рис. 6.
Размеры исходной наблюдаемой поры в твердофазном соединении составляли: длина Х = 7.5 мкм, ширина У = 1.5 мкм. После растяжения образца (8 = 18 %) длина поры уменьшалась до Х = 2.5 мкм, а ширина до У = 0.2 мкм (рис. 6, а). Наряду с уменьшением поры в зоне твердофазного соединения наблюдалось интенсивное сближение зерен 6 и 21, 9 и 15, а также разворот зерен 9 и 22 (рис. 6, б).
Развитие рекристаллизации и появление новых зерен в зоне твердофазного соединения не отмечались. Залечивание пор в этом случае происходило путем сдвигового смещения расположенных вокруг нее зерен друг относительно друга и их разворота в результате интенсивного развития зерно-граничного проскальзывания. Зерна в процессе деформации в основном сохраняли свою равноос-ность, а наблюдаемое уменьшение длины пор с 7.5 до 2.5 мкм и ширины с 1.5 до 0.2 мкм за время деформации не более 300 с трудно объяснить за счет диффузии атомов. Следовательно, полученные экспериментальные данные непосредственно свидетельствуют о преобладающем деформационном механизме залечивания пор в рассмотренных условиях сварки в твердом состоянии.
Результаты механических испытаний на растяжение металломатричного композита из титанового сплава Ti-6Al-4V в различных структурных состояниях при комнатной температуре представлены в табл. 2.
Анализ результатов механических испытаний композитного материала показал, что его механическое поведение существенно зависит от температуры сварки. С понижением температуры сварки давлением от 900 до 700 °С уровень прочности на сдвиг как основного материала, так и материала с твердофазным соединением заметно (в среднем на 18 %) повышается. По сравнению с основным нанокристаллическим материалом прочность композита составляет 95 % при температуре 700 °С, 88 % при 750 °С и 78 % при 900 °С. Следует отметить, что прочность полученного слоистого композита обуславливается свойствами нанокристал-лической структуры. По сравнению с основным микрокристаллическим материалом прочность композита выше на 16 % при температуре 700 °С и на 7 % при 750 °С и уменьшается на 4 % при 900 °С.
Таблица 2. Механические свойства сплава Т1—6Л1—4У в различных структурных состояниях и металломатричного трехслойного композита
Материал Т °С 1 weld? ^ P, МПа т, МПа а02, МПа аВ, МПа 5, %
Сплав ВТ6 (нанокристаллический) - - 664 1240 1271 6
Сплав ВТ6 (микрокристаллический) - - 542 1010 1080 12
Композит микрокристаллический + нанокристаллический + микрокристаллический 900 4 518 894 955 19
750 5 582 1015 1039 15
700 5 620 1036 1058 14
Результаты механических испытаний показали, что композит, полученный при температуре сварки 700—750 °С, имеет свойства, приближенные к свойствам исходных материалов.
Таким образом, прочность слоистого композита обусловлена свойствами упрочняющего промежуточного слоя с нанокристаллической структурой. Повышение прочностных свойств такого композита может быть достигнуто путем уменьшения температуры сварки для сохранения нанокристалличес-кой структуры, но при этом необходимо увеличить давление. Качество соединения слоев композита зависит от структуры и свойств границ раздела слоев. При этом слой с нанокристаллической структурой воспринимает основную долю нагрузки. Создавая различные по структуре сочетания слоев, можно управлять характером разрушения материала и тем самым повышать конструкционную прочность по сравнению с монолитным материалом.
Результаты исследований свариваемости в твердом состоянии листовых заготовок из титанового сплава Т1—6Л1—4У с нанокристаллическими свойствами свидетельствуют о том, что они могут быть использованы для разработки низкотемпературной технологии сверхпластической формовки/сварки давлением. Оптимальными температурными режимами процесса сверхпластической формовки/сварки давлением могут служить режимы сверхпластической формовки от 700 до 900 °С и режимы сварки в твердом состоянии при 700 °С.
С использованием предложенных режимов была разработана опытная технология получения полых трехслойных ячеистых конструкций методом сверхпластической формовки/сварки давлением, реализована идея низкотемпературной сверхпластичности на практике и получено опытное изделие с использованием нанокристаллического материала — имитатор и модель полой лопатки при температуре 750 °С [15].
4. Выводы
Показаны технологическая осуществимость получения изотермической прокаткой тонких листов со средним размером зерен/субзерен около 0.3 мкм и возможность применения нанокристаллических материалов в качестве упрочняющего элемента для изготовления металломатричных композитов с различными структурами из листового титанового сплава Т1—6Л1—4У.
Упрочняющий элемент из титанового сплава Т— 6Л1—4У с нанокристаллической структурой вос-
принимает основную долю нагрузки, а слои с микрокристаллическими структурами придают композиту пластичность и предохраняют его от возможного разрушения.
Анализ результатов механических испытаний трехслойного металломатричного композита показал, что механическое поведение существенно зависит от температуры сварки.
Установлено, что сохранение нано- и микрокристаллической структур в слоях в процессе получения композита при пониженных температурах позволяет обеспечить более высокие прочностные и пластические свойства и достигнуть высокого уровня конструкционной прочности. Получение металломатричного композита с регламентированной структурой позволяет формировать требуемые механические свойства с учетом условий эксплуатации.
Работа выполнена в рамках государственной программы фундаментальных исследований ИПСМ РАН № AAAA-A17-117041310221-5.
Литература
1. Кайбышев О.А. Сверхпластичность промышленных сплавов. - М.: Металлургия, 1984.
2. Гельман А.А., Копелиович Б.А., Коробов О.С. Особенности характера разрушения сварных соединений из сплава ВТб // Сварочное производство. -1983. - № 2. - С. 19-20.
3. Каракозов Э.С. Сварка металлов давлением. - М.: Машиностроение, 198б.
4. Comley P.N. Lowering the heat—The development of reduced SPF temperature titanium alloys for aircraft production // Mater. Sci. Forum. - 2004. - V. 447448. - P. 233-238.
5. Лутфуллин Р.Я., Кайбышев О.А., Валиахметов О.Р., Мухаметрахимов М.Х., Сафиуллин Р.В., Мулюков Р.Р. Соединение в твердом состоянии нанокристалличе-ских титановых сплавов // Перспективные материалы. - 2003. - № 4. - С. 21-25.
6. Глазунов С.Г., Моисеев В.Н. Конструкционные титановые сплавы. - М.: Металлургия, 1974.
7. Панин В.Е., Панин А.В., Перевалова О.Б., Шугу-ров А.Р. Мезоскопические структурные состояния на наномасштабном уровне в поверхностных слоях титана и его сплава Tí-6A1-4V, создаваемые ультразвуковой и электронно-пучковой обработкой // Физ. мезомех. - 2018. - Т. 21. - № 5. - С. 5-15.
8. Nazarov A.A., Mulyukov R.R. Nanostructured Materials / Handbook of Nanoscience, Engineering, and Technology. - Boca Raton: CRC Press, 2002. - P. 22.
9. Райт Е.С., Левит А.П. Слоистые металлические композиционные материалы // Композиционные
материалы с металлической матрицей. Т. 4. - М.: Машиностроение, 1978. - С. 49-110.
10. Соколовская Е.М., Гузей Л. С. Физикохимия композитных материалов. - М.: МГУ, 1978.
11. Лутфуллин Р.Я., Мухаметрахимов М.Х., Класс-ман П.А., Астанин В.В. Перспектива изготовления наноструктурного листа из титанового сплава ВТ6 изотермической прокаткой // Перспективные материалы. - 2013. - Спец. вып. - № 15. - С. 66-69.
12. Казачков И.В., Бердин В.К. Методика оценки качества диффузионного соединения тонколистовых металлических материалов // Заводская лаборатория. - 1989. - Т. 55. - № 7. - С. 82-84.
13. Лутфуллин Р.Я., Мухаметрахимов М.Х., Круг-лов А.А. К вопросу о порообразовании в титановом сплаве ВТ6 при деформации в условиях низкотемпературной сверхпластичности // Письма о материалах. - 2013. - Т. 7. - № 2. - С. 292-294.
14. Кайбышев О.А., Лутфуллин Р.Я., Бердин В.К. Механизм формирования твердофазного соединения в состоянии сверхпластичности // ДАН СССР. -1991. - Т. 319. - № 3. - С. 615-618.
15. Валиахметов О.Р., Галлеев Р.М., Иванько В.А. и др. Использование наноструктурных материалов и на-нотехнологий для создания полых конструкций // Рос. нанотех. - 2009. - Т. 4. - № 11-12. - С. 56-65.
Поступила в редакцию 11.03.2020 г., после доработки 06.05.2020 г., принята к публикации 08.05.2020 г.
Сведения об авторе
Мухаметрахимов Миннауль Хидиятович, к.т.н., нс ИПСМ РАН, msia@mai1.ru
