CC BY
31
УДК 669.295
11 2 А.А. Ширяев , Н.А. Ночовная , А.С. Помельникова
ВЛИЯНИЕ ИЗОТЕРМИЧЕСКИХ ВЫДЕРЖЕК НА ИЗМЕНЕНИЕ ТВЕРДОСТИ ВЫСОКОПРОЧНОГО ПСЕВДО-Р-ТИТАНОВОГО СПЛАВА ВТ47
DOI: 10.18577/2307-6046-2019-0-10-25-33
Проведены исследования твердости по Роквеллу (HRC) образцов, вырезанных из листов псевдо-^-титанового сплава ВТ47 после изотермических выдержек (старения) в широком интервале температур и продолжительности выдержки. Построены диаграмма и С-образные кривые твердости сплава, а также проведено сопоставление значений твердости с микроструктурой. Установлено, что сплав ВТ47 упрочняется посредством старения в интервале температур 400-500°С до высоких значений (>40 HRC). Температурный интервал 450-500°С является наиболее рациональным с позиции достигаемых значений твердости и требуемой продолжительности старения.
Ключевые слова: псевдо-^-титановые сплавы, ВТ47, термическая обработка, диаграмма, твердость, микроструктура.
112 A.A. Shiryaev , N.A. Nochovnaya , A.S. Pomelnikova
EFFECT OF ISOTHERMAL EXPOSURES ON HARDNESS EVOLUTION OF HIGH-STRENGTH METASTABLE-p-TITANIUM ALLOY VT47
Rockwell hardness (HRC) studies have been accomplished on samples cut from sheets of metastable-fl-titanium alloy VT47 after isothermal exposures (ageing) upon a wide range of temperatures and exposure durations. A diagram and C-shaped alloy hardness curves have been plotted, and a comparative assessment of hardness values with a microstructure was carried out. It has been established that VT47 alloy is hardened significantly (>40 HRC) by ageing in the temperature range of400-500°С. The temperature range of 450-500°С can be considered to be the most rational from the standpoint of achievable hardness values and required ageing times.
Keywords: metastable-fl-titanium alloys, VT47, heat treatment, diagram, hardness, microstructure.
^Федеральное государственное унитарное предприятие «Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов» Государственный научный центр Российской Федерации [Federal State Unitary Enterprise «All-Russian Scientific Research Institute of Aviation Materials» State Research Center of the Russian Federation]; e-mail: admin@viam.ru
2Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования Московский государственный технический университет им. Н.Э. Баумана (национальный исследовательский университет) [Bauman Moscow State Technical University (National Research University of Technology)]; e-mail: bauman@bmstu.ru
Введение
В мировой практике псевдо-Р-титановые сплавы нашли свое применение не только в авиакосмической отрасли, но и в нефте- и газодобывающей отраслях, а также в автомобильной промышленности [1-3].
Как известно, технологические параметры термической обработки тесно взаимосвязаны со структурно-фазовым составом, морфологией структурных составляющих и механическими свойствами (в том числе и твердостью) титановых сплавов [4-6].
Для титановых сплавов псевдо^-класса характерен значительный эффект термического упрочнения, что во многом обуславливает их применение в первую очередь в термически упрочненном состоянии. Таким образом, вопросы повышения уровня прочностных характеристик являются одними из ключевых для успешного расширения области применения псевдо^-титановых сплавов.
В связи с вышеизложенным проведение исследований процесса протекания распада метастабильной ß-фазы при старении и его влияния на механические свойства нового псевдо^-титанового сплава ВТ47, легированного иттрием, является актуальным и востребованным.
Работа выполнена в рамках реализации комплексной научной проблемы 9.2. «Материалы на основе титана с регламентированной ß-структурой» («Стратегические направления развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года») [7].
Материалы и методы
Исследования проведены на образцах, вырезанных из холоднокатаных листов, толщиной 2,3 мм из нового высокопрочного высокотехнологичного псевдо-ß-титанового сплава марки ВТ47 системы легирования Ti-Al-Mo-V-Cr-Fe с микродобавками иттрия [8-12].
Термическую обработку заготовок проводили в камерной печи сопротивления с каменной изоляцией типа Nabertherm LH60/40 в среде воздуха.
Образцы для металлографических исследований изготовлены по стандартной методике, травление для выявления тонких элементов структуры проводили в водном растворе смеси плавиковой и азотной кислот (2,5 мл ИР+5мл HNO3+92,5 мл H2O).
Исследования микроструктуры образцов проводили в соответствии с требованиями производственной инструкции ПИ 1.2.785-2009 на металлографическом микроскопе Olympus GX51 с цифровым приемником изображения.
Измерение твердости по Роквеллу (HRC) проводили в соответствии с требованиями ГОСТ 9013-59. Среднее значение твердости определяли по 5 отпечаткам.
Результаты и обсуждение
Обобщая результаты многих исследований [13-16] в области фазовых превращений титановых сплавов различных систем легирования, схема превращения метаста-бильных ß- и ю-фаз при старении или изотермической выдержке в сплавах с переходными элементами имеет следующий вид: ß^-ß+to^-a+ß^-a+TiX [1, 11].
Согласно одной из классификаций диаграмм изотермических превращений, происходящих в титановых сплавах, высоколегированным псевдо-ß- и ß-сплавам соответствуют диаграммы VI - IX типов (рис. 1) [11].
В титановых сплавах, легированных ß-стабилизаторами в количестве, превышающем третью критическую концентрацию ( C > Скр), изотермическое превращение ß-фазы при температурах ниже tа3 протекает по диффузионному механизму. При более низких температурах возможно протекание превращения по промежуточному механизму. На диаграмме вышеуказанные превращения описываются одной парой линий распада ß-фазы (для диаграмм VII и IX типов) или двумя парами линий начала и конца
диффузионного и промежуточного превращений (для диаграмм VI и VIII типа). При определенной общей степени легирования сплава и содержания в нем конкретных легирующих элементов возможно протекание изотермического Р^-ш превращения (см. диаграммы VII и VIII типов).
18 X 18 X
Рис. 1. Схемы диаграмм изотермических превращений в высоколегированных титановых сплавах:
1 и 2 - линии начала и конца распада Р-фазы по схеме Р^-а; 4 - линия конца распада мартенсита; 5 и 6 - линии, ограничивающие область существования ю-фазы; 7 и 8 - линии начала и конца распада Р-фазы по схеме Р^ан [11]
Более подробно и полно происходящие в процессе изотермических выдержек диффузионное и промежуточное превращения можно описать с использованием схемы, приведенной на рис. 2.
Рис. 2. Схематическая диаграмма распада метастабильной Р-фазы в высоколегированных сплавах [11]
Для распада при низких температурах (область I) характерно большое число мест зарождения новой фазы и в условиях заторможенной диффузии частицы выделяются по промежуточному механизму, равномерно и гомогенно по всему объему зерен [17]. Как указано ранее, тип выделяющихся частиц (а или ш) зависит от химического состава и степени легирования сплава, а также от температурно-временных условий изотермической выдержки [ 18-20].
С повышением температуры выдержки механизм зарождения частиц а-фазы меняется и становится в большей степени гетерогенным. Так, при промежуточных температурах изотермической обработки зарождение новых частиц идет преимущественно по дислокациям и дефектам упаковки (область II) [21], а при температурах вблизи полиморфного превращения - на границах зерен и субзерен (область III) [22, 23]. Иногда расслоение ß-твердого раствора (ß—>ß+ß') предшествует гетерогенному выделению частиц а-фазы (область IV) [13].
В отличие от а-фазы образование частиц ш-фазы происходит преимущественно гомогенно [14]. Как известно, зарождение а-фазы - многостадийный процесс, и осуществляется он сдвиговым путем, а процесс роста частиц - диффузионным. Отмечено, что расслоение ß-фазы тормозит гетерогенное зарождение пластин а-фазы и активизирует гомогенный механизм зарождения ш- и а-фаз.
Необходимо также отметить, что на процессы распада метастабильной ß-фазы при изотермической обработке оказывает влияние содержание примесей внедрения (кислорода, азота и углерода) в сплаве и проведение на полуфабрикатах предварительной пластической деформации.
Таким образом, исходя из представленных сведений видно, что на процессы распада метастабильного ß-твердого раствора, включая особенности механизма зарождения и роста частиц вторичных фаз, оказывает влияние значительный перечень факторов. В том числе известно, что кинетика выделения вторичной а-фазы при старении, объем и морфология ее частиц в значительной степени зависят от химического состава исследуемого сплава.
В настоящее время для ряда отечественных и зарубежных псевдо^-титановых сплавов построены С-образные кривые [13]. Однако с учетом особенностей легирования сплава ВТ47 (использование в составе иттрия) и практически полного отсутствия данных по структурно-фазовым превращениям высоколегированных иттрийсодержа-щих титановых сплавов в открытых источниках, существует реальная потребность в проведении исследований, направленных на уточнение особенностей протекания в сплаве ВТ47 структурно-фазовых превращений в процессе изотермических выдержек и степень их влияния на механические свойства.
В данной статье представлены результаты исследования твердости по Роквеллу (HRC) после изотермических выдержек, как характеристики, коррелирующей с уровнем прочностных свойств [24], построены С-образные кривые твердости и дано сопоставление значений твердости с микроструктурой.
Для получения наиболее однородного исходного структурно-фазового состояния все образцы перед старением (изотермическими выдержками) были закалены на ß-фазу с температуры выше полиморфного превращения. В дальнейшем проведена изотермическая выдержка в широком диапазоне времени и температур по режимам, представленным в таблице.
Построенные для более наглядного отображения полученных результатов диаграмма и С-образные кривые твердости приведены на рис. 3 и 4.
Температурно-временнь'ге параметры старения образцов из высокопрочного сплава ВТ47 _и средние округленные значения твердости по Роквеллу (HRC)_
Температура Значения твердости после старения образцов при выдержке в течение
выдержки, 10 мин 30 мин 1 ч 2 ч 4 ч 8 ч 16 ч 32 ч 64 ч 128 ч
°С (6102 с) (1,8103 с) (3,6103 с) (7Д-103 с) (1,4104 с) (2,9-104 с) (5,8104 с) (1Д-105 с) (2,3 105 с) (4,6105 с)
Закаленное 27,0
состояние
650 27,0 - 26,0 - 26,5 - 26,0 - 25,5 -
550 25,0 25,5 25,5 27,5 31,0 34,0 34,5 34,5 - -
500 24,0 27,0 26,0 27,5 39,0 40,0 40,5 41,5 - -
450 26,0 27,0 26,0 28,5 29,0 41,5 43,0 43,5 43,5 -
400 - 26,0 26,5 26,5 25,0 25,5 28,0 32,5 46,0 47,5
350 - - 25,5 26,5 26,0 27,0 26,5 28,0 37,0 37,0
Рис. 3. Диаграмма твердости по Роквеллу сплава ВТ47 в зависимости от параметров старения
Рис. 4. С-образные кривые твердости по Роквеллу для сплава ВТ47 (цветные линии) с наложением С-образных кривых фазовых превращений сплава-аналога, близкого по химическому составу, марки ^ 38-6-44 (Beta-C) [25] (пунктирными линиями обозначены прогнозные (экстраполируемые) данные)
Анализ С-образных кривых твердости листов из сплава ВТ47 показал, что заметное повышение уровня твердости (по сравнению с закаленным состоянием) в процессе изотермической выдержки происходит практически во всем интервале исследованных температур (от 350 до 550°С), за исключением температуры 650°С.
Условно для процесса изменения механических свойств, в данном случае твердости, можно (по аналогии со структурными изменениями) определить «инкубационный период». В рамках данного исследования это значимое повышение твердости (по сравнению с закаленным состоянием), превышающее разброс значений твердости по образцу, в том числе обусловленный характеристиками исследовательского оборудования. Таким образом, «инкубационный период» повышения твердости до значений ~(28-30) ИЯС для сплава ВТ47 при старении составляет (см. таблицу):
Температура, °С 350 400 450 500 550 650
Продолжительность ~32 ~16 ~2 ~(2-4) ~4 Не наблюдается
выдержки, ч
Старение (изотермическая выдержка) при температуре 650°С не приводит к значимым изменениям твердости, а с увеличением продолжительности выдержки до 64 ч отмечается тенденция к ее незначительному снижению. Микроструктура сплава ВТ47 после старения при данной температуре представлена исходными Р-зернами с «оторочкой» из а-фазы, относительная доля которой и толщина «оторочки» увеличиваются с увеличением длительности старения (рис. 5). При этом доля внутризеренной а-фазы очень невелика. Наблюдаемая морфология в значительной степени определяет низкий уровень твердости по Роквеллу.
Рис. 5. Микроструктура (*1000) сплава ВТ47 после старения при температуре 650°С [2] при продолжительности выдержки 0,17 (а) и 64 ч (б)
Снижение температуры выдержки до 550°С приводит к изменению преимущественной морфологии выделений вторичной а-фазы и увеличению их относительной доли в структуре сплава, что оказывает заметное влияние на твердость (рис. 6, а). Увеличение твердости при данной температуре происходит уже после 4 ч выдержки и достигает наиболее высокого уровня значений после 8 ч выдержки.
Кинетика процесса выделения вторичной а-фазы при 500°С характеризуется еще большей интенсивностью, что подтверждается сравнением микроструктуры после старения при 500 и 550°С (рис. 6, а, в). В диапазоне 2-4 ч изотермической выдержки происходит интенсивное выделение частиц а-фазы как по границам, так и в объеме зерен (рис. 6, б, в), при этом твердость достигает практически максимального уровня значений и в дальнейшем при продолжении термической обработки практически не увеличивается.
Рис. 6. Микроструктура (*1000) сплава ВТ47 после старения при температурах 550 (а) и 500°С (б, в) при продолжительности выдержки 2 (б) и 4 ч (а, в) [26]
При температуре термической обработки 450°С диапазон наиболее интенсивного набора уровня твердости смещен в сторону более длительных выдержек (4-8 ч). Следует отметить, что при выдержках более 8 ч значения твердости такие же высокие, как и после старения при 500°С. Таким образом, наиболее высокий уровень твердости за время старения, рациональное с позиции технико-экономических характеристик, можно обеспечить только при температурах в диапазоне 450-500°С. Структура сплава ВТ47 после режимов термической обработки в данном температурном диапазоне, обеспечивающих одинаковый уровень твердости, при анализе методом оптической микроскопии не имеет принципиальных отличий.
Рис. 7. Микроструктура (*1000) сплава ВТ47 после старения при температурах 400 (а) и 350°С (б) и выдержке 128 ч [26]
Интенсивность и скорость процессов выделения вторичной а-фазы при дальнейшем снижении температуры выдержки существенно снижается. Так, заметное увеличение твердости при температуре 400°С происходит лишь в диапазоне 16-32 ч и лишь длительное старение в течение 64-128 ч позволяет обеспечить высокий уровень твердости. Следует отметить, что наибольшее значение твердости сплава ВТ47 в рамках данного исследования получено после изотермической выдержки при 400°С в течение 128 ч и составило 47,5 ИЯС. Такое высокое значение, вероятно, обусловлено большой объемной долей чрезвычайно мелкодисперсных вторичных выделений а-фазы, образовавшихся в процессе длительного низкотемпературного старения (рис. 7, а).
При температуре 350°С процессы выделения а-фазы и, соответственно, увеличение твердости сплава проходят более медленно. Временной интервал наиболее интенсивного роста твердости смещается к диапазону 32-64 ч и при дальнейшем увеличении продолжительности выдержки повышения твердости не происходит. Структура сплава после длительной термической обработки при низких температурах, как показали ранее
проведенные исследования [26], характеризуется значительной неоднородностью, а вторичные выделения преимущественно сконцентрированы в центральной части первичного ß-зерна (рис. 7, б).
Заключения
1. Исследованы микроструктура и твердость образцов, вырезанных из листов псевдо^-титанового сплава ВТ47 после изотермических выдержек (старения) в температурном интервале от 350 до 650°С и продолжительности выдержки от 10 мин до 128 ч.
2. На основании полученных данных построены диаграмма и С-образные кривые изменения твердости сплава ВТ47, а также проведено сопоставление кривых изменения твердости с диаграммой «время-температура-фазовые превращения» для одного из наиболее близких сплавов-аналогов.
3. Установлено, что при изотермической выдержке при температуре 650°С не происходит значимых изменений твердости во всем исследованном временном интервале старения, что обуславливается морфологией и количеством выделений вторичной а-фазы. Выдержка при более низких температурах приводит к существенному росту значений твердости вследствие увеличения количества вторичной а-фазы и изменения морфологии ее выделения.
4. Установлено, что наибольшие (>45) значения твердости по Роквеллу достигаются при длительном (64-128 ч) старении при температуре 400°С. Высокий уровень твердости (>40) может быть также достигнут старением в интервале температур 450-500°С при выдержке более 8 ч.
ЛИТЕРАТУРА
1. Titanium and titanium alloys. Fundamentals and applications / ed. C. Leyens, M. Peters. Wiley-VCH, 2003. 513 p.
2. Nyakana S.L., Fanning J.C., Boyer R.R. Quick Reference Guide for ß Titanium Alloys in the 00s // Journal of Materials Engineering and Performance. 2005. Vol. 14 (6). P. 799-811.
3. Boyer R.R., Briggs R.D. The Use of ß Titanium Alloys in the Aerospace Industry // Journal of Materials Engineering and Performance. 2005. Vol. 14 (6). P. 681-685.
4. Каблов Е.Н., Ночовная Н.А., Грибков Ю.А., Ширяев А.А. Разработка высокопрочного титанового псевдо^-сплава и технологий получения полуфабрикатов из него // Вопросы материаловедения. 2016. №3 (87). С. 23-31.
5. Ильин А.А., Скворцова С.В., Дзунович Д.А., Панин П.В., Шалин А.В. Влияние параметров термической и термомеханической обработки на текстурообразование в листовых полуфабрикатах из титановых сплавов // Технология машиностроения. 2012. №8. С. 8-12.
6. Ночовная Н.А., Панин П.В., Алексеев Е.Б., Новак А.В. Закономерности формирования структурно-фазового состояния сплавов на основе орто- и гамма-алюминидов титана в процессе термомеханической обработки // Вестник Российского фонда фундаментальных исследований. 2015. №1 (85). С. 18-26.
7. Каблов Е.Н. Инновационные разработки ФГУП «ВИАМ» ГНЦ РФ по реализации «Стратегических направлений развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года» // Авиационные материалы и технологии. 2015. №1 (34). С. 3-33. DOI: 10.18577/2071-9140-2015-0-1-3-33.
8. Высокопрочный сплав на основе титана и изделие, выполненное из высокопрочного сплава на основе титана: пат. 2569285 Рос. Федерация. №2014153690/02; заявл. 29.12.14; опубл. 20.11.15.
9. Ночовная Н.А., Ширяев А.А., Дзунович Д.А., Панин П.В. Исследование химического состава крупногабаритного опытно-промышленного слитка из нового высоколегированного псевдо^-титанового сплава ВТ47 // Труды ВИАМ: электрон. науч.-технич. журн. 2018. №1 (61).
Ст. 06. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 18.06.2019). DOI: 10.18577/23076046-2018-0-1-6-6.
10. Каблов Е.Н., Оспенникова О.Г., Вершков А.В. Редкие металлы и редкоземельные элементы -материалы современных и будущих высоких технологий // Авиационные материалы и технологии. 2013. №S2. С. 3-10.
11. Ширяев А.А., Анташев В.Г. Особенности разработки высокопрочного самозакаливающегося высокотехнологичного псевдо-Р-титанового сплава // Авиационные материалы и технологии. 2014. №4. С. 23-30. DOI: 10.18577/2071-9140-2014-0-4-23-30.
12. Скупов А.А., Пантелеев М.Д., Иода Е.Н., Мовенко Д.А. Эффективность применения редкоземельных металлов для легирования присадочных материалов // Авиационные материалы и технологии. 2017. №3 (48). С. 14-19. DOI: 10.18577/2071-9140-2017-0-3-14-19.
13. Лясоцкая В.С. Термическая обработка сварных соединений титановых сплавов. М.: Экомет, 2003. 352 с.
14. Dehghan-Manshadi A., Dippenaar R.J. Development of a-phase morphologies during low temperature isothermal heat treatment of a Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr alloy // Material Science and Engineering A. 2011. Vol. 528. P. 1833-1839.
15. Тетюхин В.В., Грибков Ю.А., Модер Н.И., Водолазский В.Ф. Исследование структурных и фазовых превращений в сплаве ВТ35 при изготовлении тонких листов // Титан. 1996. №1 (9). С. 25-29.
16. Furuhara T., Maki T., Makino T. Microstructure control by thermomechanical processing in P-Ti-15-3 alloy // Journal of Materials Processing Technology. 2001. Vol. 117. P. 318-323.
17. Martin B., Samimi P., Collins P. Engineered, spatially varying isothermal holds: enabling combinatorial studies of temperature effects, as applied to metastable titanium alloy P-21S // Metallography, Microstructure, and Analysis. 2017. No. 6. P. 216-220.
18. Terlinde G., Fischer G. Beta titanium alloys // Proceedings of 8th World Conference on Titanium «Titanium 95: Science and technology». The Institute of Materials, UK. 1996. P. 2177-2194.
19. Zhanal P., Harcuba P., Hajek J. et al. Evolution of ю phase during heating of metastable P titanium alloy Ti-15Mo // Journal of Material Science. 2018. Vol. 53. P. 837-845.
20. Ivasishin O.M., Markovsky P.E., Matviychuk Yu.V., Semiatin S.L. Precipitation and recrystalliza-tion behavior of beta titanium alloys during continuous heat treatment // Metallurgical and Materials Transactions A. 2003. Vol. 34A. P. 147-158.
21. Furuhara T. Role of defects on microstructure of beta titanium alloys // Metals and Materials. 2000. Vol. 6. No. 3. P. 221-224.
22. Clement N., Lenain A., Jacques P.J. Mechanical property optimization via microstructural control of new metastable beta titanium alloys // JOM. 2007. Vol. 1. P. 50-53.
23. Zhou Z., Fei Y., Lai M. et al. Microstructure and mechanical properties of new metastable P type titanium alloy // Transactions of Nonferrous Metals Society of China. 2010. Vol. 20. P. 2253-2258.
24. Новак А.В., Алексеев Е.Б., Иванов В.И., Дзунович Д.А. Изучение влияния параметров закалки на структуру и твердость интерметаллидного титанового орто-сплава ВТИ-4 // Труды ВИАМ: электрон. науч.-технич. журн. 2018. №2 (62). Ст. 05. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 18.06.2019). DOI: 10.18577/2307-6046-2018-0-2-5-5.
25. Schmidt P., El-Chaikh A., Christ H.-J. Effect of Duplex Aging on the Initiation and Propagation of Fatigue Cracks in the Solute-rich Metastable P Titanium Alloy Ti 38-6-44 // Metallurgical and Materials Transactions A. 2011. Vol. 42A. P. 2652-2667.
26. Ширяев А.А., Ночовная Н.А. Исследование формирования структуры в процессе старения высокопрочного псевдо-Р титанового сплава ВТ47 // Металлург. 2019. №9. С. 76-84.
