CC BY
62
УДК 669.295:539.25:539.382
СТРУКТУРНО-ФАЗОВОЕ СОСТОЯНИЕ И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СУБМИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКОГО ТИТАНОВОГО СПЛАВА Ti-6AI-4V, ПОЛУЧЕННОГО С ИСПОЛЬЗОВАНИЕМ ОБРАТИМОГО ЛЕГИРОВАНИЯ ВОДОРОДОМ
Г.П. Грабовецкая*; E.H. Мельникова*,**; И.П. Чернов**
"Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, г. Томск "Томский политехнический университет E-mail: [email protected]
Методами электронно-микроскопического и рентгеноструктурного анализов исследованы особенности эволюции структурно-фазового состояния титанового сплава Ti-6AI-4Ve процессе формирования субмикрокристаллической структуры с использованием обратимого легирования водородом. Изучено влияние легирования водородом на механические свойства при растяжении субмикрокристаллического титанового сплава Ti-6AI-4Ve интервале температур 293...1023 К. Обсуждаются возможные причины увеличения пределов прочности и текучести и уменьшения деформации до разрушения субмикрокристаллического сплава H-6AI-4V в интервале температур 873...1023 К при легировании водородом в количестве 0,08...0,33 мае. %.
1. Введение
Формирование субмикрокристаллической (СМК) структуры (размер зерен менее 0,5 мкм) в титане и его сплавах в значительной мере улучшает их эксплуатационные характеристики [1]. Одним из методов получения СМК структуры в титановых сплавах является метод, сочетающий предварительное легирование водородом и горячую пластическую деформацию прессованием [2]. В литературе имеются данные, согласно которым использование указанного метода позволяет получать в титановых сплавах однородную СМК структуру с размером зерна ¿<0,3 мкм [2, 3]. Известно, что водород может приводить к хрупкости титановых сплавов в процессе эксплуатации, поэтому после горячей обработки прессованием его практически полностью удаляют из сплава путем отжига в вакууме при температурах 873...973 К. Однако, такие отжиги могут вызвать изменение фазового состава, рекристаллизацию и рост зерен СМК структуры, формирующейся в легированном водородом сплаве в процессе горячего прессования [4, 5], и, тем самым, приводить к снижению его прочностных и пластических свойств. В этой связи представляет интерес исследовать эволюцию структурно-фазового состояния в процессе дегазации отжигом и влияние остаточной концентрации водорода на механические свойства титановых сплавов в субмикрокристаллическом состоянии, полученном с использованием обратимого легирования водородом.
2. Методика эксперимента
В качестве исходного материала для исследования в данной работе был использован сплав TI-6A1-4V, концентрация водорода в котором составляла 0,008 мае. %. Для получения СМК структуры заготовки размерами 15x15x30 мм3 насыщали водородом в аппарате типа Сиверста в среде осушенного водорода при температуре 1023 К до концентрации 0,33 мае. %. Затем при температуре 1023 К заготовки деформировали сжатием на 80 %. Дегазацию образцов осуществляли отжигом при
давлении 5-10 3 Па и температуре 873 К. Концентрацию водорода в образцах измеряли кулономе-трическим методом определения массовой доли водорода с точностью +0,0001 мае. % и методом точного взвешивания. Последний использовался при концентрациях водорода более 0,1 мае. %.
Электронномикроскопические исследования тонких фольг проводили в просвечивающем электронном микроскопе ЭМ-125К. Размеры структурных элементов измерялись по соответствующим микрофотографиям методом секущей. Параметры решеток фаз определяли методами рентгеноструктурного анализа на дифрактометре Shimadzu XRD6000 с точностью 0,0001 нм.
Для исследования механических свойств из заготовок электроискровым способом были вырезаны образцы с размерами рабочей части 5x1,7x0,7 мм. Испытания на растяжение образцов с различным содержанием водорода были проведены на установке ПВ-3012М с начальной скоростью деформации 6,7-10~3 с-1 в интервале температур 293... 1023 К. Перед испытанием с поверхности образцов удаляли слой толщиной около 100 мкм механической шлифовкой и последующей электролитической полировкой.
3. Результаты и их обсуждение
На рис. 1 представлено электронно-микроско-пическое изображение структуры и картина микродифракции сплава Ti-6A1-4V-0,33H после деформации прессованием на 80 %. На светлополь-ном снимке (рис. 1, а) сложный деформационный контраст не позволяет выявить особенности микроструктуры. На темнопольном снимке (рис. 1, б) видны элементы зеренно-субзеренной структуры, средний размер dcp которых составляет 0,085 мкм. Распределение элементов зеренно-субзеренной структуры по размерам подчиняется нормально-логарифмическому закону (на гистограмме ДЩ, -это доля зерен с данным размером зерна к общему количеству зерен) (рис. 1, в). На электроннограм-мах СМК структуры сплава Ti-6A1-4V-0,33H
0,2 мкм
ы/ыо, %
40-30-20-10-
¿1 = 0,085 мкм
гр
0,0
0,1 0,2 РАЗМЕР ЗЕРЕН, мкм
0,3
Рис. 1. Электронномикроскопическое изображение структуры сплава Т1-6А1-4\/-0,ЗЗН после деформации прессованием на 80 % при Т=Ю23 К: а) светлопольное изображение, б) темнопольное изображение и в) гистограмма распределения зерен по размерам
25-20-15-10-5-
=0,12 мкм
ггг т
0,0 0,1 0,2 0,3 0,4
РАЗМЕР ЗЕРЕН, мкм
Рис. 2. Сплав Т1-6А1-4]/-0,08Н: а) электронномикроскопическое изображение субмикрокристаллической структуры, б) гистограмма распределения зерен по размерам
(рис. 1, а), снятых с площади 1,2 мкм2, наблюдаются почти сплошные дифракционные кольца, образованные рефлексами от отдельных кристаллитов. При этом почти все рефлексы имеют азимутальное размытие. Такой вид электроннограмм свидетельствует о н&чичии большеугловых разориентировок между элементами структуры и присутствии упругих напряжений в отдельных зернах.
Отжиг деформированного сплава Т1-6А1-4У-0,ЗЗН в вакууме при температуре 873 К, 30 мин. приводит к
частичной дегазации сплава. Концентрация водорода в спчаве уменьшается до 0,08 мае. %. На рис. 2 представлено электронномикроскопическое изображение микроструктуры сплава Т1 -6 А1 -4V-0.08 Н Видно, что в этом случае сплав имеет однородную СМК структуру. На электроннограммах такой структуры, снятой с площади 1,2 мкм2, наблюдается большое количество рефлексов, расположенных по окружности, при этом лишь некоторые из них имеют азимутальное размытие (рис. 2, а). Из гистограммы распределения эл-
0,25 мкм
Ml/Nof %
20-15-10-
5-0
d = 021 мкм
ср
mm.
0,1 0,2 0,3 0,4 0,5 РАЗМЕР ЗЕРЕН, мкм
0,6
Рис, 3. Сплав Т1-6А1-4\/-0,005Н: а) электронномикроскопическое изображение субмикрокристаллической структуры; б) гистограмма распределения зерен по размерам
ементов зеренно-субзеренной структуры сплава Ti-6A1-4V-0,08H по размерам (рис. 2, б) видно, что большинство элементов зеренно-субзеренной структуры имеют размеры менее 0,15 мкм. Средний размер элементов зеренно-субзеренной СМК структуры, определенный по темнопольному изображению, составляет ~0,12 мкм.
Увеличение времени дегазации сплава до 1ч. приводит к снижению концентрации водорода в сплаве до —0,005 мае. %, Субмикрокристаллическая структура в сплаве после указанного отжига сохраняется (рис. 3), однако ее характер и размеры элементов зеренно-субзеренной структуры изменяются. На электроннограммах СМК структуры сплава Ti-6A1-4V-0,005H, также как и сплава Ti-6A1-4V-0,08H, наблюдается значительное количество рефлексов, равномерно расположенных по окружности. В то же время у рефлексов практически отсутствует азимутальное размытие, что свидетельствует о снижении внутренних упругих напряжений. На границах зерен присутствует полосчатый контраст, характерный для равновесного состояния границ зерен. Гистограмма распределения элементов зеренно-субзеренной структуры сплава Ti-6A1-4V-0,005H по размерам имеет характер близкий к бимодальному. Большинство элементов зеренно-субзеренной структуры имеет размеры 0,15...0,25 мкм. Средний размер элементов зерен-но-субзеренной структуры составляет —0,27 мкм.
Ренттеноструктурные исследования показали, что в процессе дегазации изменяется не только структура сплава Ti-6A1-4V-H, но и фазовый состав. На дифрактограммах сплава Ti-6A1-4V-0,33H (рис. 4, кривая 2) присутствуют рефлексы только а фазы с гексагональной решеткой и параметрами, большими соответствующих параметров решетки сплава в исходном состоянии (табл. 1). Выделения гидридов методами рентгеноструктурного анализа в сплаве не обнаруживаются. Это свидетельствует о том, что после указанной обработки практически весь водород в сплаве Ti-6A1-4V-0,33H находится в твердом растворе. На дифрактограмме сплава Ti-6A1-4V-0,08H (рис. 4, кривая 3) присутствуют
рефлексы а и /3-фаз, параметры решеток которых больше соответствующих параметров решеток а и р-фаз сплава в исходном состоянии (табл. 1). Кроме того, на дифрактограмме наблюдается изменение соотношения интенсивностей рефлексов (100), (002) и (101) а-фазы. Изменение интенсивностей указанных рефлексов, на которые могут накладываться рефлексы (101), (110), (111) и (220) гидридов Ti Н | 2, свидетельствует о наличии выделений гидридов в объеме сплава Ti-6A1-4V-0,08H |6|. Дифрактограмма сплава Ti-6A1-4V-0,005H (рис. 4, кривая 4) практически идентична дифрактограмме исходного сплава Ti-6A1-4V-0,008H, а параметры решеток а и /3-фаз близки соответствующим параметрам решеток исходного сплава (таблица).
Таблица. Параметры решеток фаз в сплавах Ti-6AI-4V-H
Концентрация водорода, мае. % Параметры решеток с заз, нм
ca aß
0,008 0,2921 0,4665 0,3208
0,005 0,2920 0,4664 0,3210
0,08 0,2925 0,4670 0,3273
0,33 0,2928 0,4676 -
0,33* 0,2924 0,4672 0,3297
*закалка от 973 К
На рис. 5 представлены температурные зависимости пределов прочности сгв, текучести с% и деформации до разрушения 5 для СМК сплавов TÍ-6A1-4V-H с различным содержанием водорода. Видно, что для всех исследуемых сплавов значения <ти и сг0 2 с ростом температуры изменяются по кривой с минимумом. Аналогичная зависимость <% от температуры наблюдается и для крупнозернистых титановых сплавов легированных водородом [7, 8]. Однако для титановых сплавов в крупнозернистом состоянии минимум на кривых зависимости сгв и <т02 от температуры наблюдается при температурах на 250...300 К выше, чем для СМК состояния. В работе |7] наличие и положение минимума на кривой зависимости <т02 от температуры в крупнозернистых титановых сплавах, легированных водородом, связывают с равнопрочностью a и /3 фаз при задан-
ной концентрации водорода. Для СМК титановых сплавов увеличение сгв и сг02 при температурах 973...1023 К обусловлено, по-видимому, началом роста СМК зерен. В пользу такого предположения свидетельствует тот факт, что после двух часов отжига при температуре 973 К рост зерен наблюдается даже в сплаве с наиболее равновесной структурой - Т1-6А1-4У-0,005Н.
а а а о4 cs1^ а CN4 а О4
.—1 О I—1
1 и * 1
1
Л / л Л а . л_
Л 2
V. . ——
а А 3
_Л_А V. _____л . ......а.......... yv-
I
♦ 1 4
1 L \ л Л л_^
I
1 (200)р 1 (211 1 * 5
Juv [ ▼ А *
40 50 60 70 26, град.
Рис. 4. Участки дифрактограмм образцов сплавов Ti-6AI-4V-H с различным содержанием водорода (мае. %): 1) 0,008, мелкозернистое состояние; 2-5) СМК состояние ~ 2) 0,33; 3) 0,08; 4) 0,005; 5) 0,33, после закалки от температуры 973 К
Из анализа влияния водорода на прочностные характеристики СМК сплавов T1-6A1-4V-H следует, что при температурах ниже 873 К легирование водородом в пределах исследуемых концентраций незначительно влияет на величины сгв и сг02 (наблюдаемое увеличение или уменьшение значений сгв и сг0 2 не более чем 10...20 %). В интервале температур 923... 1023 К реличение концентрации водорода в СМК сплаве от 0,005 до 0,33 мае. % приводит к росту значений сгв и сг02 в 2...3 раза. Например, при температуре 923 К значение сг02 для сплавов Ti-6A1-4V-0,005H, Ti-6A1-4V-0,08H и Ti-6A1-4V-0,33H составляет соответственно 38,71 и 128 МПа. Увеличение значений <тв и <т02 с повышением концентрации водорода в сплаве может быть связано с увеличением прочности ß фазы из-за растворения в ней водорода [9].
Температурная зависимость деформации до разрушения S исследуемых СМК сплавов T1-6A1-4V-H, как и зависимость сгв и cr0i2 от темпе-
ратуры, имеет немонотонный характер. В интервале температур 293...773 К величина 5 увеличивается с температурой от 7... 13 до 60... 110 % и слабо зависит от концентрации водорода в сплаве. При дальнейшем повышении температуры до 1023 К вначале наблюдается резкое возрастание величины 5, а затем - снижение. При этом величина 5 в интервале температур 873...1023 К тем выше, чем ниже концентрация водорода в сплаве.
Эффект снижения пластичности СМК сплавов Т1-6А1-4У-Н в интервале температур 873...1023 К с повышением концентрации водорода может быть связан с появлением неоднородности распределения водорода по объему образца в процессе испытания. Неоднородность распределения водорода по объему образца может быть вызвана растворением гидридов при указанных температурах [10], а также способностью водорода концентрироваться в наиболее напряженных участках образца [9]. Известно, что легирование водородом сплава 71-6А1-4V до концентрации 1,0 мае. % приводит к снижению температуры а^р перехода до 973 К и образованию обогащенной водородом /З-фазы [10]. Образование в локальных участках образца обогащенной водородом /З-фазы будет приводить к развитию неоднородной пластической деформации. Результатом этого будет локализация деформации на макроуровне и снижение величины деформации до разрушения. В пользу такого предположения свидетельствуют данные, полученные при изучении распределения деформации по длине рабочей части образцов после растяжения и фазового состава исследуемых сплавов после закалки от 973 К.
Рентгеноструктурные исследования сплава Т1-6А1-4У-0,ЗЗН после закалки от температуры 973 К показали, что при указанной температуре в сплаве действительно имеет место увеличение объемной доли /З-фазы, о чем свидетельствует увеличение интенсивности рефлексов /З-фазы на ди-фрактограмме (рис. 4, кривая 5). При этом параметр решетки /З-фазы существенно больше, чем в исходном сплаве (табл. 1). В то же время закалка от температуры 973 К сплава Т1-6А1-4У-0,005Н не изменяет вида его дифрактограммы и параметров решеток фаз.
При изучении распределения деформации по длине рабочей части образцов было установлено, что при температурах испытания выше 873 К локализация деформации на макроуровне в исследуемых сплавах проявляется в развитии слабо (сплав Т1-6А1-4У-0,005Н) или резко (Т1-6А1-4У-0,08Н и Т1-6А1-4У-0,ЗЗН) выраженной шейки (рис. 6).
О степени развития процессов локализации деформации на макроуровне можно судить по величине коэффициента локализации деформации, который определяется по формуле [11]: т1=\/[(\-¥)(\ + 5)],
где у/- сужение в шейке, 5 - деформация до разрушения.
1600-
1200-
400-
1600
S 1200
800
400
400 600 800 1000 ТЕМПЕРАТУРА. К
0
200 400 600 800
ТЕМПЕРАТУРА. К
1000
600-
400-
е 200-
м ч:
200 400 600 800
ТЕМПЕРАТУРА. К
1000
Рис. 5. Зависимости пределов прочности (а), текучести (б) и деформации до разрушения (в) от температуры испытания сплавов П-6АШ-0,005Н (1),П-6АШ-0,08Н (2) и П-6АШ-0,ЗЗН (3)
Рис. 6. Образцы сплавов: 1) П-6А1-4У-0,08Н и 2) Л-6А1-4У-0,005Н после растяжения при 973 К
Коэффициент локализации деформации сплавов для сплавов Ть6А1-4У-0,ЗЗН, Ть6А1-4У-0,08Н и Ть6А1-4У-0,005Н при температуре 923 К составляет 13; 9,6 и 6,8 соответственно. При температуре 973 К его величина изменяется и становится равной 21; 10,4 и 5,1.
Из сравнения значений ц исследуемых сплавов видно, что сплавы с повышенным содержанием водорода - Ть6А1-4У-0,08Н и И-6А1-4У-0,ЗЗН в большей степени проявляют склонность к локализации деформации на макроуровне по сравнению со сплавом Ть6А1-4У-0,005Н.
4. Заключение
Использование метода, сочетающего обратимое легирование водородом и горячее прессование, позволяет сформировать в сплаве Т1-6А1-4У субмикрокристаллическую структуру со средним размером зерен <0,3 мкм. Легирование субмикрокристаллического сплава Ть6А1-4У водородом до 0,33 мае. % незначительно влияет на пределы прочности и текучести сплава при температурах ниже 873 К. При температурах выше 873 К увеличение концентрации водорода в субмикрокристаллическом сплаве от 0,005 до 0,33 мае. % приводит к росту пределов прочности и текучести в 2...3 раза и снижению величины деформации до разрушения. Предполагается, что это связано с образованием в наиболее напряженных участках образца упрочненной водородом /3-фазы и, как следствие, развитием неоднородной пластической деформации.
Работа выполнена при частичной финансовой поддержке Президиума РАН (проект СО РАН № 9.5) и Российского фонда фундаментальных исаедований (грант № 06-08-00662).
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Колобов Ю.Р., Валиев Шч Грабовецкая Г.П. и др. Зерногра-ничная диффузия и свойства наиоструктуриых материалов. -Новосибирск: Наука, 2001. - 232 с.
2. Мазуровский М.И., Мурзинова М.А., Салищев Г.А., Афони-чев Д.Д. Использование водородного легирования для формирования субмикрокриоталлической структуры в двухфазных титановых сплавах // Металлы. - 1995. - № 6. - С. 83^88.
3. Yoshimura H., Nakahigashi J. Ultra-fine grain refinement, superpla-sticity and its application of titanium alloys obtained through protium treatment // Mat. Sei. Forum. - 2003. - V. 426-432. - P. 673-680.
4. Грабовецкая Г.П., Мельникова E.H., Колобов Ю.Р. и др. Эволюция структурно-фазового состояния сплава Ü-6A1-4V в процессе формирования субмикрокристаллической структуры с использованием обратимого легирования водородом // Известия вузов. Физика. - 2006. - Т. 49. - № 4. - С. 86-91.
5. Скворцов C.B., Ильин АА., Гуртовая Г.В. и др. Фазовые и структурные превращения, происходящие в титановом сплаве BT20JI под действием водорода // Металлы. - 2005. - № 2. - С. 45-53.
6. Носов В.К., Колачев Б.А. Водородное пластифицирование при горячей пластической деформации титановых сплавов. - М.: Металлургия, 1986. - 118 с.
7. Колачев Б.А., Носов В.К. Водородное пластифицирование и сверхпластичность титановых сплавов // Физика металлов и металловедение. - 1984. - Т. 57. - Вып. 2. - С. 288-297.
8. Колачев Б.А., Ливанов В.А., Буханов A.A. Механические свойства титана и его сплавов. - М.: Металлургия, 1974. - 554 с.
9. Ильин A.A., Мамонов A.M. Температурно-концентрационные диаграммы фазового состава водородсодержащих многокомпонентных сплавов на основе титана // Металлы. - 1994. -№ 5. - С. 71-78.
10. Пресняков A.A. Локализация пластической деформации. - М.: Машиностроение, 1983. - 56 с.
Поступила 21.12.2006 г.
УДК 536.46
ФОРМИРОВАНИЕ ФАЗОВОГО СОСТАВА В СИСТЕМЕ Ti-3AI НА ЭТАПЕ ВТОРИЧНОГО СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЯ ПРИ СИНТЕЗЕ В РЕЖИМЕ ТЕПЛОВОГО ВЗРЫВА
В.Ю. Филимонов, М.В. Логинова
Алтайский государственный технический университет им. И.И. Ползунова, г. Барнаул E-mail: [email protected]
С использованием технологического реактора, дающего возможность мгновенного отключения источника разогрева, установлены особенности процессов фазообразования в системе H-3AI при реализации самораспространяющегося синтеза в режиме теплового взрыва. Анализ конечных продуктов синтеза позволяет сделать вывод, что фазовый состав шихты аномально зависит от размеров частиц титана. Однофазный продукт, соответствующий исходной стехиометрии, синтезируется на мелкой и крупной фракциях за индукционный период. На промежуточной фракции продукт синтеза является многофазным.
Введение
В последнее время интерес исследователей в области фундаментального и прикладного материаловедения к соединениям на основе алюминидов титана значительно возрос. Использование интер-металлидных соединений на основе титана и алюминия в различных отраслях машиностроения имеет широкие перспективы, благодаря сочетанию ряда механических и физико-химических свойств. Алю-миниды титана характеризуются малым удельным весом, высокой жаропрочностью, термостойкостью, стойкостью к воздействию агрессивных сред при высоких температурах, что делает возможным их применение в авиастроении, судостроении [1].
В то же время, изучению самораспространяющегося (СВ) синтеза в указанной системе посвящено сравнительно мало публикаций, несмотря на то, что основной областью применения указанных соединений является детонационно-газовое или плазменное напыление для получения защитных покрытий. С этой точки зрения, основной задачей экспериментатора является получение монофазных порошковых материалов определенного состава. Здесь следует иметь в виду, что процесс фазообразования может являться неравновесным.
В работе [2] были сформулированы критерии, определяющие два предельных механизма протекания процессов СВ-синтеза, в зависимости от соотношения характеристических времен горения 4 и
структурообразования 4- В случае 4/4« 1, имеет место равновесный механизм структурообразования. В процессе горения образуются все фазы, известные на диаграмме состояния (механизм Мержанова). В противоположном случае 4/4» 1 в ходе реакции горения образуются продукты, находящиеся в мета-стабильном состоянии. После завершения химической реакции, в этих продуктах происходят фазовые и химические превращения, которые определяются диффузионными процессами (механизм Боровин-ской). Именно на этом этапе, процессы структурообразования могут зависеть от внешних условий, прежде всего от условий теплоотвода и размеров частиц тугоплавкого компонента Изменение соотношения указанных времен может дать возможность управления составом конечного продукта в режиме послойного горения или теплового взрыва. При этом необходимо иметь в виду, что времена структурообразования будут определяться коэффициентами диффузии при образовании фазы в процессах реакционной диффузии или растворения. Если характерное время теплоотвода значительно меньше времени структурообразования, имеется возможность получения метастабильных фаз [3].
В настоящей работе проведено исследование процессов структурообразования в порошковой системе И-А1 при синтезе компонентов в режиме статического теплового взрыва, при различной продолжительности процессов синтеза и различных размерах частиц тугоплавкого компонента.
