CC BY
60
М. М. Ляховицкий, В. В. Рощупкин, Н. А. Минина,
М. А. Покрасин
КИНЕТИКА СТРУКТУРНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ
В ДВУХФАЗНЫХ ТИТАНОВЫХ СПЛАВАХ
Ключевые слова: титановый сплав, ультразвук, акустическая эмиссия. titanic alloys, ultrasound, acoustic emission
Исследована возможность использования акустических методов для контроля качества а+в - титановых сплавов после их термического упрочнения. Для этого были изучены температурные зависимости акустической эмиссии (АЭ), скорости и коэффициента затухания ультразвука, а также дилатометрические параметры в образцах исходного, закаленного, отожженного и прошедшего старение сплава ВТ23 в интервале 20-1000 0С.
Possibility of the use of acoustic methods is investigational for control of quality а+в - titanic alloys after their thermal work-hardening. Temperature dependences of acoustic emission (AE), speed and coefficient offading of ultrasound, and also dilatometric parameters were for this purpose studied in the samples of initial, hard-tempered, anneal and passing a senescence alloy of VT23 in the interval of 20-1000 0С
Сплав ВТ23 относится к высокопрочным а+Р -титановым сплавам мартенситного типа [1]. Подобные сплавы, благодаря своей гетерофазности, могут подвергаться эффективной упрочняющей термической обработке [2, 3], однако весьма требовательны к соблюдению температурных, временных и кинетических параметров технологических процессов. Поэтому создание новых методов управления технологией термического упрочнения изделий актуально.
Многие авторы, например [2, 3, 9] отмечают, что двухфазные а+Р - сплавы в отношении их физико-механических и технологических свойств весьма чувствительны к соблюдению технологических параметров термического упрочнения, в частности, к скорости охлаждения после отжига и старения, поскольку при больших скоростях остывания сплава (> 5 С/мин) происходит выделение метастабильной а'-фазы, существенно снижающей эксплуатационные качества готовых изделий. В реальных технологических процессах скорость охлаждения изделий с температуры отжига регламентирована и составляет, как правило, 2-5 град. в минуту.
Объектом исследования являлись образцы сплава ВТ23 квадратного сечения с размером стороны 1,5 мм и длиной 50 мм, вырезанные электроэрозионным способом из листа, прошедшего неполный отжиг с целью частичного устранения внутренних напряжений после прокатки. Фактический состав легирующих элементов в мас.% исследованного сплава представлен в табл. 1. Содержание примесей - в табл. 2.
Таблица 1 - Фактическое содержание легирующих элементов в сплаве ВТ23, мас.%
Al Mo V Fe Cr
4,66 1,31 3,2 0,42 0,91
Таблица 2 - Фактическое содержание примесей в сплаве ВТ23, масс.%.
Ag, B, Ba, Be, Bi, Cd, Pb, Se, Sn, Sr Ca Mg Mn № Zn Si W
<0,01 0,1 0,13 0,07 0,24 0,014 0,02 0,01 0,1 <0,05
Исследования были проведены тремя независимыми методами: акустическим методом, методом акустической эмиссии и дилатометрическим методом в интервале температур 20-1000 0С. Результаты дилатометрии были, в свою очередь, использованы при измерении скорости и коэффициента затухания ультразвука.
Погрешность измерения скорости распространения ультразвука составляет 1%, коэффициента затухания - в пределах 5%, изменения длины образца при дилатометрии -
0,01%.
Акустические измерения проводились в частотном диапазоне 300-320 кГц на автоматизированной акустической установке [4] и акустико-эмиссионном комплексе [5]. Методика измерений подробно описана в [6, 7]. Следует отметить, что полученные значения скорости звука представляют собой скорость ультразвука продольной волны, удовлетворяющую условию: Х>>Ь, где X - длина звуковой волны; Ь - диаметр стержня. Скорость звука в бесконечной среде может на 15-20 % отличаться от полученных результатов для проволочных образцов [8].
Измерения изменений линейных размеров образца проводились на высокоскоростном термическом дилатометре ВЬ-1500-КИ. Все образцы были разделены на 5 групп.
Первая группа была исследована в исходном состоянии с не полностью стабилизированной структурой (фазовый состав: рнестаб+а'+а+р) [3]. Оставшиеся четыре группы образцов перед исследованиями были подвергнуты закалке из Р - области в масло.
Вторая группа содержала лишь закаленные образцы (фазовый состав: а').
Третья группа - образцы, подвергнутые после закалки отжигу при 800 0С в течение 2-х часов с последующим остыванием вместе с печью (~ 60 град. в минуту; фазовый состав: а+Р+а').
Четвертая группа - образцы, как в третьей группе, но остывавшие управляемо со скоростью 5 град. в минуту (фазовый состав: а+Р).
Пятая группа содержала образцы, подвергнутые после закалки 5-ти часовому старению при 500 0С с последующим остыванием со скоростью 5 град. в минуту (фазовый состав: а+Р).
Измерения проводились во время нагревания предварительно остывших после старения или отжига образцов от комнатной температуры до 1000 0С со скоростью 60 град. в минуту. Образцы в исходном состоянии (первая группа) исследовались лишь в процессе их нагревания. Исследования показали, что температурный интервал полиморфного превращения в сплаве по аномалиям поведения акустических и дилатометрических параметров определяется ненадежно. Между тем, усиление АЭ у всех образцов при их нагревании наблюдалось именно в области температур полиморфного превращения - рис. 1, 2. У образцов со стабилизированной а+Р-структурой (рис.1-г,д) температура начала полиморфного превращения сдвигалась в сторону более низких температур.
АЭ вблизи 300 0С в исходных образцах (рис.1-а) и образцах из третьей группы (рис.1-е), т.е. в образцах с нестабилизированной структурой, является следствием процесса возврата [9, 10], снимающего внутреннее напряжение в материале после предшествующих технологических воздействий, и процесса распада метастабильной а' - фазы
(рис.1-е). Возврат в данном случае включает в себя межзеренное скольжение, сопутствующее ему движение вспять дислокаций, образовавшихся при деформации и частичную аннигиляцию дислокаций противоположных знаков. Предположительно [1], именно начало межзеренного скольжения в результате распада метастабильной а'-фазы (переход а' ^ а) лежит в основе эффекта сверхпластичности. В этом отношении важен результат, показанный на рис.1-б, согласно которому метастабильная фаза, выделившаяся в результате
Рис. 1 - Энергия импульсов АЭ в сплаве ВТ23 при нагревании: а - исходный материал; б - закаленный материал; в - отжиг с последующим охлаждением со скоростью 60 0/мин; г - отжиг с последующим охлаждением со скоростью 5 0/мин; д - старение при 500 0С в течение 5 ч
закалки, достаточно термостойка, что согласуется с [1] и важно для реализации технологического процесса сверхпластического деформирования [11]. АЭ в образцах с нестабилизи-рованной структурой в интервале 400-750 0С также связана, по мнению авторов, с процессом распада метастабильной а' - фазы. Это объясняет малую АЭ в указанном интервале температур у состаренных и отожженных с последующим медленным охлаждением образцов (рис.1-г,д). Тем не менее, наличие АЭ в этих образцах от 350 0С до Тпп свидетельствует о наличии конфликта между а и в - фазами, который создает межзеренное напряжения и соответствующие дислокационные потоки в материале при его нагреве. Отметим
для сравнения, что при нагреве отожженного образца однофазного псевдо-а-сплава титана ВТ20 констатировалось практически полное отсутствие АЭ вплоть до температуры полиморфного превращения, что характерно для большинства однофазных сплавов на основе титана. На рис. 2 видно, что энергия импульсов акустической эмиссии, накопленная при нагревании состаренных образцов, а также образцов, отожженных при 800 0С и остывавших со скоростью 5 град, в минуту, на порядок меньше энергии, выделяющейся___________
ZE?mB2c
% °С
Рис. 2 - Накопление энергии импульсов АЭ в сплаве ВТ23 при нагревании: 1 -исходный материал; 2 - закаленный материал; 3 - отжиг с последующим охлаждением со скоростью 60 0/мин; 4 - отжиг с последующим охлаждением со скоростью 5 0/мин; 5 -старение при 500 0С в течение 5 ч
при нагревании всех других образцов, т.е. остывавших без соблюдения технологических регламентов. Это показывает, что метод акустической эмиссии является чувствительным инструментом анализа изменений в структурах двухфазных титановых a+ß - сплавов при их термической обработке и позволяет предложить этот метод как основу для стандартной методики контроля качества изделий из них. Причем, для такого контроля достаточно измерять акустическую эмиссию в процессе нагревания готового изделия до 400 0С, что не выходит за пределы рабочих температур большинства сплавов на основе титана.
Литература
1. Пресняков, А.А. Сверхпластичность металлических материалов / А.А. Пресняков, Р.К. Аубаки-рова. - Алма-Ата.: Изд-во «Наука», 1982. - 232 с.
2. Глазунов, С.Г. Конструкционные титановые сплавы / С.Г. Глазунов, В.Н. Моисеев. - М.: Изд-во «Металлургия», 1974. - 368 с.
3. Колачев, Б.А. Механические свойства титана и его сплавов / Б.А. Колачев, В.А.Ливанов, А.А. Буханова. - М.: Изд-во «Металлургия», 1974. - 554 с.
4. Семашко, Н.А. Установка и метод для исследования акустических свойств и процессов рекристаллизации в метлах / Н.А. Семашко, В.В. Рощупкин, М.М. Ляховицкий // Заводская лаб. - 1987.
- № 8. - С. 58-62.
5. Рощупкин, В.В. Акустико-эмиссионный программно-технический комплекс / В.В. Рощупкин [и др.] // В сб.: Синергетика 2000. Самоорганизационные процессы в системах и технологиях. -Комсомольск-на-Амуре: Изд-во КнАГТУ, 2000. - С.101-105.
6. Колесников, А.Е. Ультразвуковые измерения / А.Е. Колесников. - М.: Изд-во стандартов. 1970.
- 238с.
7. Физическая энциклопедия. - М.: Научное из-во «Большая Российская энциклопедия», 1994. -Т.4. - 706 с.
8. Коллинз, Е.В. Физическое металловедение титановых сплавов / Е.В. Коллинз; перевод с англ. под ред. Б.И. Веркина, В.А. Москаленко. - М.: Изд-во «Металлургия», 1988. - 224 с.
9. Горелик, С.С. Л.М. Рекристаллизация металлов и сплавов / С.С. Горелик, С.В. Добаткин, Л.М. Капуткина. - М.: МИСИС. 2005. 432 с.
10. Кайбышев, О.А. Сверхпластичность, изменение структуры и обработка труднодеформируемых сплавов / О.А. Кайбышев, Ф.З. Утяшев. - М.: Изд-во «Наука», 2002. - 300 с.
© М. М. Ляховицкий - канд. техн. наук, ст. научн. сотр., Институт металлургии и материаловедения РАН; В. В. Рощупкин д-р техн. наук, гл. научн. сотр., Институт металлургии и материаловедения РАН; Н. А. Минина - ст. научн. сотр., Институт металлургии и материаловедения РАН; М. А. Покрасин - канд. техн. наук, вед. научн. сотр., Институт металлургии и материаловедения РАН. E-mail: [email protected].
