Главная
Новости
Статьи
Строительство
Ремонт
Дизайн и интерьер
Строительная теплофизика
Прочность сплавов
Основания и фундаменты
Осадочные породы
Прочность дорог
Минералогия глин
Краны башенные
Справочник токаря
Цементный бетон





















Яндекс.Метрика

Общая характеристика структуры титановых сплавов и закономерности ее образования


В деформированных полуфабрикатах из сплавов на основе титана, в особенности двухфазных, наблюдается большое разнообразие структур, отличающихся по величине зерен, форме и внутризеренному строению и зависящих от состава сплавов, термомеханических параметров деформирования, условий нагревa и охлаждения, режимов термической обработки.
В зависимости от формы структурных составляющих все наблюдаемые в титановых сплавах разновидности структур относятся к одному из двух типов: к структуре с глобулярной формой частиц а фазы и к структуре с пластинчатой а-фазой. На практике их часто называют равноосной и игольчатой структурами.
Опыт многих исследователей показал, что наиболее реальный пуль для получения структуры с глобулярной а-фазой — пластическая деформация при температурах ниже температуры полиморфного превращения и с достаточно большими обжатиями (более 60—70%). Действительная форма кристаллов а-фазы в такой структуре может быть близка к сфероидальной (равноосной), дискообразной, волокнистой, червячнообразной, а их размеры могут изменяться от нескольких микрон до десятков микрон.
Пластинчатая структура в титановых сплавах образуется при полиморфном в->а-превращении. Она имеет полиэдрическую или эллипсоидальную (после деформации) форму с прослойкой а-фазы по границам. Ширина а-прослойки увеличивается при уменьшении скорости охлаждения. При быстром охлаждении она не наблюдается.
Характерной особенностью структуры пластинчатого типа в титане и его сплавах является в большинстве случаев значительный размер первичных в-зерен, который может достигать нескольких тысяч микрон. По мнению авторов работы, исключительно быстрый рост зерен в титановых сплавах при температурах в-области связан с тем, что диффузия легирующих элементов и примесей при одинаковой температуре в в-титане протекает интенсивнее, чем в а-титане. Замедленный рост в-зерен при нагреве в двухфазной области обусловлен сдерживающим влиянием пограничного каркаса а-фазы.
Внутризеренное строение пластинчатой структуры характеризуется наличием комплекса фрагментов или колоний, состоящих из чередующихся, параллельных или разориентированных пластин а-фазы и второй фазы, напоминая по своему внешнему виду структуру пластинчатого перлита в сталях.
Анализ большого количества микроструктур двухфазных титановых сплавов показал, что после мед ленного охлаждения в каждом p-зерне может быть до вольно ограниченный набор различных ориентировок а-пластин. Поэтому, если при крупных по сравнению с в-зерном а-колониях в о дном зерне редко встречаются колонии одинаковой ориентировки, то при мелких колониях их ориентировка неизбежно повторяется в пределах в зерна, образуя своеобразный узор из a-колоний. Подобную структуру называют структурой корзиночного плетения. Кроме того, установлено, что толщина а пластин и размер а-колоний — величины взаимосвязанные и укрупнение колоний, как правило, сопровождается утолщением пластин.
Форма кристаллов a-фазы в структуре пластинчатого типа и их упорядоченное расположение в пределах бывших в-зерен прежде всего обусловлены наличием размерного и ориентационного соответствий между решетками исходной и образующейся фаз. Для того чтобы подчеркнуть наследственную кристаллографическую общность низкотемпературной а фазы и высокотемпературной р-фазы в пластинчатой структуре для нее часто используют еще дополнительный термин «р-превращенная структура».
Другим важным условием образования пластинчатой структуры является возникновение при полиморфном превращении вдоль фронта зарождения a-фазы второй фазы представляющей собой либо а-фазу с отличающимся от матрицы составом, либо в-фазу.
Наиболее четко пластинчатый характер в-превращенной структуры выражен в a+в титановых сплавах, имеющих повышенное количество второй фазы.
В сплавах с полиэдрической структурой вторая фаза расположена по границам a-зерен. Ее количество также тем больше, чем выше содержание в-стабилизирующих элементов Однако в небольших количествах она имеется и в сплавах, которые считаются однофазными. Таким образом, большинство а-титановых сплавов на самом деле в отожженном состоянии двухфазны.
Пластинчатая структура титановых сплавов очень устойчива Действительно, известно, что в сталях для измельчения подобной структуры и перевода пластинчатого перлита в глобулирный широко применяют циклический отжиг при температурах, близких к Ac3, длительный отжиг при температурах несколько ниже Ас3 и закалку с температур у-области с последующим рекристаллизационным отжигом.
В титановых сплавах, в отличие от сталей, методами термической обработки не удается добиться аналогичного исправления пластинчатой структуры. Исследования показали, что циклический (до 7 циклов) отжиг сплава ВТ9 при температурах 950—1030° С (tпп=990—1000° С) вызывает лишь небольшую коагуляцию а-фазы, не приводя к ее сфероидизации. При увеличении продолжительности высокотемпературного отжига (950° С) также в основном происходит коагуляция пластин a-фазы и а-оторочки. Лишь в отдельных зернах наблюдается расщепление пластин на кристаллиты меньшей длины. Применение однократной и многократной закалки с температур на 10—20° С ниже и на 90—100° C выше температуры полного полиморфного превращения в сочетании с последующим рекристаллизационным отжигом (950° С) приводит к переплетению а-пластин и устранению а-оторочки. Сфероидизация пластин а-фазы при такой обработке не происходит даже при пятикратном ее повторении.
Вместе с тем наряду с работами, в которых высказываются сомнения о возможностях эффективного исправления пластинчатой структуры в титановых сплавах методами термической обработки, известны работы с более обнадеживающими результатами и более оптимистическим отношением к термической обработке как к способу воздействия на пластинчатую структуру. В числе таких работ прежде всего следует отметить работу, в которой сообщается о получении на техническом титане с крупнозернистой пластинчатой структурой мелкозернистой структуры равноосного типа путем применения термообработки: 950° С — закалка в воде +950° С, 15 мин — охлаждение на воздух +800° С, 6 ч — охлаждение на воздухе.

Измельчение зерна в этом случае авторы объясняют внутрифазовым наклепом и термическими напряжениями, возникающими при закалке, и последующей рекристаллизацией при повторном нагреве. В работе методом автоэлектронной микроскопии обнаружено, что многократное повторение а->в - переходов и последующий высокотемпературный отжиг нелегированного титана приводят к появлению новых зерен.
Для проверки эффективности этих методов термической обработки, а также поиска новых способов термической обработки, которые позволяли бы исправлять пластинчатую структуру титановых сплавов, необходимы дальнейшие исследования. Пока же на практике для получения мелкозернистой структуры прибегают только к деформации при температурах ниже температуры полиморфного превращения.
Для удобства оценки структуры полуфабрикатов и контроля их качества были разработаны различные шкалы макро- и микроструктур, некоторые из которых приведены на рис. 24 и 25.


Приведенные шкалы являются обобщением производственного опыта по контролю структуры и свойств полуфабрикатов из титановых сплавов. Представленные в них эталонные типы структур отражают многие особенности структуры титановых полуфабрикатов, ее многообразие, зависимость от состава сплавов и условий деформирования.
Например, первые два — три типа микроструктур, приведенных в этих шкалах, характеризуют микроструктуру. полученную деформацией при температурах а+в-области Структуры следующих двух—трех типов, которые часто называют структурой «корзиночного плетения», образуются при деформации вблизи температуры полиморфного превращения или в тех случаях, когда деформация начинается при температурах в-области, а заканчивается при температурах a+в области. Остальные структуры соответствуют различным условиям деформации при температурах в-области.
Последующая стандартная термообработка при температурах а- или а+в-области, как правило, несколько укрупняет отдельные элементы структуры, сохраняя ту же гамму структур, что и в деформированных полуфабрикатах.
Особенностью шкал, действующих для контроля структуры титановых сплавов, в отличие, например, от шкал, принятых для сталей, является то, что принадлежность структуры, особенно пластинчатой, к тому или иному типу определяется не только размером зерен, но и внутризеренным строением. Тем не менее в связи с ограниченным количеством использованных эталонов эти шкалы далеко не охватывают всего многообразия встречающихся на практике структур. Кроме того, их деление на типы структур лишено строгой физической основы и построено на качественных, а не на количественных различиях, что вносит значительный элемент субъективности при их использовании.
Указанные недостатки исключены в методике контроля пластинчатой структуры, основанной на измерении величины первичных p-зерен, размеров a-колоний и толщины а-пластин, разработанной Г.В. Шахановой совместно с М.Я. Вруном, Н.З. Перцовским и Вл. Л. Родионовым. Выбор этих параметров для оценки пластинчатой структуры обусловлен тем, что, как будет показано далее, именно они определяют уровень механических свойств материала с пластинчатой структурой при неизменном фазовом составе.
Основное достоинство методики заключается в возможности проведения количественного анализа структуры.
В исследовательских работах для анализа структуры в последние годы все более широкое применение получают различные автоматические методы с использованием компьютеров и счетных устройств.

В данном разделе изложены общие для всех полуфабрикатов представления о процессах образования пластинчатой структуры из глобулярной, о влиянии температурно-силовых параметров деформации, условий охлаждения деформированного и недеформированного материала, а также режимов термической обработки на структуру титановых сплавов, в особенности структуру пластинчатого типа, о закономерностях превращения пластинчатой структуры в глобулярную. Некоторые данные по специфическим особенностям структуры отдельных видов полуфабрикатов и закономерностям их формирования приведены в соответствующих главах.
Вопросам образования пластинчатой структуры из глобулярной и ее роста в зависимости от температуры и времени нагрева в в-области посвящено довольно много исследований. Уже в первых выполненных работах было обращено внимание на чрезвычайно быстрый рост зерен при температурах р области. О значительной интенсивности укрупнения зерен при этих температурах, особенно по сравнению с докритическими температурами, можно судить по диаграммам рекристаллизации титана и его сплавов, приведенных в первых двух томах настоящей серии Наглядное представление об этом дают, например, кривые, приведенные на рис. 26, а.
Скорость роста p-зерен настолько велика, что микроскопическая картина этого процесса выглядит так, как если бы рост зерен происходил не путем постепенного перемещения их границ, а скачкообразно путем последовательного возникновения новых границ, не связанных со старыми. После получения в течение короткого времени крупных зерен в-фазы дальнейшее их увеличение замедляется и механизм скачкообразного роста меняется на механизм, связанный с постепенной миграцией границ. На самом деле рост в-зерен в титане на всех стадиях подчиняется общим закономерностям и происходит по «нормальной» кинетике и механизму с монотонным и непрерывным, а не скачкообразным ростом зерен. Это следует из исследований роста в-зерен при скоростном нагреве (рис. 26,б). Наиболее интенсивно они укрупняются в первые секунды. Дальнейший рост, как уже отмечалось, происходит медленнее.
Решающее влияние на кинетику роста в-зерен оказывает температура нагрева. Чем выше температура нагрева, тем интенсивнее происходит рост зерен. По данным работы, при температурах на 50—100° C выше температуры полиморфного превращения размер р зерен увеличивается незначительно, так как его росту препятствуют примеси. При более высоких температурах влияние примесей исчезает и интенсивность роста зерна резко возрастает. Затем рост зерен замедляется, что, по мнению авторов, связано с достижением ими стабильной формы и размеров.
Абсолютный размер p-зерен в значительной мере зависит от состава става него предшествовавшей обработки. В работах отмечается, что величина и скорость роста зерен в структуре титановых сплавов уменьшаются при увеличении содержания легирующих элементов и некоторых примесей внедрения. Наиболее эффективно замедляют рост в-зерен бор, молибден, ванадий, хром.
Увеличение степени деформации приводит к весьма эффективному измельчению структуры. Это видно из диаграмм рекристаллизации, а также из основанных на экспериментальных данных схем, представленных на рис 27, а.

Весьма характерно, что измельчение зерен в случае в-деформации обычно более значительно, чем при а+в-деформации. Кроме того, повышение в определенном интервале температуры в-деформации нередко приводит не к увеличению, как можно было бы предполагать, а к уменьшению величины зерен (рис. 27, б). Это объясняется развитием процесса первичной рекристаллизации в деформированной в-структуре, вызывающей появление новых зерен. Возможное и часто наблюдаемое экспериментально укрупнение структуры при дальнейшем повышении температуры деформации обусловлено интенсивной собирательной рекристаллизацией вновь возникающих зерен
Влияние степени деформации на величину зерна различно для разных сплавов. Из полученных в работе данных следует, что для менее легированных сплавов, имеющих более крупную исходную структуру, это влияние проявляется сильнее, чем для более легированных сплавов. Последующий рост зерен при собирательной рекристаллизации в малолегированных сплавах также происходит более интенсивно, чем в высоколегированных сплавах.
Наряду с легированием, температурой и степенью деформации существенное влияние на размер в-зерен оказывает скорость охлаждения после в-деформации. Как правило, при ускорении охлаждения зерно измельчается (рис. 27, в). Однако нередко наблюдаются и обратные случаи, особенно при небольших обжатиях, когда размер p-зерна при ускорении охлаждения увеличивается. Это, по видимому, происходит в тех случаях, когда время пребывания материала при высоких температурах настолько уменьшается, что не успевают пройти процессы рекристаллизации, измельчающие зерно.
Итак, несмотря на присущую титану и сплавам на его основе склонность к интенсивному росту зерен при температурах в-области, на практике могут быть созданы условия, при которых можно не опасаться чрезмерного укрупнения зерен, достаточно высокие степени деформации, правильно выбранные температурно-временные режимы нагрева или деформации, регламентированные условия охлаждения. Большие возможности для получения необходимой величины зерна в полуфабрикатах из титановых сплавов имеет скоростной нагрев, масштабы применения которого, несомненно, должны быть значительно расширены.
Изменение величины и формы в-зерен сопровождается одновременным изменением внутреннего состояния в-структуры, которое при последующем охлаждении металла ниже температуры полиморфного превращения влияет на характер образующейся внутризеренной пластинчатой структуры и ее основные параметры: размер a-колонии (d) и толщину а-пластин (b). Однако в связи с тем, что сами пластины при температурах в-области не существуют и, следовательно, не подвергаются деформации, а лишь наследуют изменения, происходящие в в-структуре, влияние температуры и степени деформации на d и b обычно меньше, чем на D.
Характер этих изменений представляется следующим. Любые изменения технологического процесса, способствующие сохранению нерекристаллизованной структуры с избыточной плотностью дефектов кристаллического строения — снижение температуры деформации, увеличение до определенных пределов степени деформации, интенсификация охлаждения, как правило, приводят к уменьшению d и b, т. е. к уменьшению размеров пластин и увеличению их разориентированности. Это обусловлено тем, что образовавшиеся при деформации или возникшие при быстром охлаждении вследствие фазового наклепа дефекты способствуют зарождению а-пластин не только на границах в-зерен, но и внутри них, а также препятствуют свободному росту пластин в одном направлении.
Если сравнивать относительное влияние температуры нагрева или деформации в в-области, степени деформации и скорости охлаждения на внутризеренное строение титановых сплавов, то наиболее сильное влияние, по-видимому, оказывает скорость охлаждения. Влияние скорости охлаждения на внутризеренную структуру титановых сплавов после нагрева в в-области и при достаточно высоких температурах а+в-области определяется происходящими при охлаждении фазовыми превращениями, возникающими под влиянием деформационных, фазовых и термических напряжений искажениями структуры, а также развитием диффузионных процессов.
Систематические исследования по влиянию режимов охлаждения на внутризеренное строение титановых сплавов выполнены в работах. В одной из них на сплаве ВТ3-1 было установлено, что его охлаждение с температур в-области со скоростями 50—2 град/с приводит к образованию структуры мартенситного типа. После охлаждения со скоростью ниже 2 град/с образуется структура, напоминающая структуру видманштеттового типа. При такой скорости охлаждения наряду с первичной a-фазой, сохранившейся при нагреве, образуется вторичная а-фаза.
Дальнейшее уменьшение скорости охлаждения до 0,08—0,005 град/с сопровождается еще более значительными изменениями структуры. Образуется типичная в-превращенная структура, границы зерен которой окантованы оторочкой а фазы, а внутризеренное строение характеризуется наличием пластин a-фазы, имеющих одинаковую ориентировку в пределах отдельных фрагментов-колоний. Толщина а-пластин при этом тем больше, чем меньше скорость охлаждения.
Размер колоний с одинаково ориентированными а-пластинами изменяется в зависимости от скорости охлаждения аналогично изменению толщины пластин (см. рис. 27,г).
Увеличение интенсивности охлаждения вызывает их измельчение, а замедленное охлаждение приводит к укрупнению. Поэтому внутризеренная структура титановых сплавов после быстрого охлаждения выглядит более разориентированной, чем после медленного охлаждения. Причины подобного влияния условий охлаждения на размер a-колоний, как уже отмечалось, по-видимому, заключается в увеличении плотности дефектов кристаллического строения при ускорении охлаждения, препятствующих непрерывному и свободному росту а-пластин и способствующих зарождению новых а-пластин не только на границах, но и внутри в-зерен. В связи с этим наиболее значительное измельчение внутризеренной структуры титановых сплавов наблюдается в тех случаях, когда быстрому охлаждению предшествует пластическая деформация, вызывающая дополнительное существенное повышение плотности несовершенств.
Заключительной операцией при производстве полуфабрикатов из титановых сплавов является термическая обработка. Возможные при ее проведении изменения пластинчатой структуры схематически показаны на рис. 27. При этом некоторое увеличение размеров a-колоний в результате нагрева до температур, близких к температурам полиморфного превращения (АТ=30/40° С), и последующего медленного охлаждения происходит из-за растворения мелких а-пластин.
Увеличение времени нагрева при температурах а+в-области приводит к коагуляции а-пластин при уменьшении их количества и увеличении ширины в-прослоек. Механизм их коагуляции заключается, по видимому, в растворении менее устойчивых при нагреве а-кристаллитов, диффузионном переносе их массы через твердый раствор и осаждении на более устойчивых против растворения кристаллитах.
Итак, на формирование пластинчатой структуры, образующейся в процессе нагрева или деформации при температурах в-области, в большей или меньшей степени влияют все основные параметры технологического процесса. Абсолютные размеры в-зерен, a-колоний и а-пластин в значительной мере зависят также от состава сплавов и главным образом от содержания в-стабилизирующих элементов. Увеличение количества в-стабилизаторов обеспечивает уменьшение размеров всех структурных составляющих. Так, например, если в а-сплаве ВТ5-1 обычно не обнаруживаются пластины тоньше 3,5 мкм, в псевдо-а-сплаве ОТ4 — тоньше 1,5 мкм, то в а+в-сплавах ВТЗ-1 и ВТ9 нередко наблюдаются пластины толщиной 0,1—0,2 мкм.
О характере и последовательности происходящих при в-деформации и рассмотренных выше изменениях пластинчатой структуры можно судить по схеме, представленной на рис. 28.

Из схемы видно, что процесс формирования структуры при деформации в в-области состоит из двух основных стадий: стадии, при которой происходит формирование зеренной структуры, и стадии, при которой формируется внутризеренная структура.
Изменение зеренной структуры, происходящее в области существования в-фазы, подчиняется общим закономерностям изменения структуры металлов и сплавов под влиянием деформации. При увеличении степени деформации происходит изменение размеров D и формы в-зерен, которые сплющиваются, вытягиваются вдоль направления течения металла, приобретая эллипсоидную форму, затем, как уже отмечалось, может произойти первичная рекристаллизация, приводящая к измельчению структуры из-за появления новых зерен, и собирательная рекристаллизация, вызывающая укрупнение структуры до начальных и даже больших размеров.
Внутризеренная структура, образующаяся при последующем охлаждении, еще более разнообразна, так как зависит не только от параметров деформации, но и от условий фазовой перекристаллизации и режимов термической обработки.
Наряду с деформацией при температурах в-области процесс деформации а+в-титановых сплавов может осуществляться в двухфазной области или начинаться в первой, а заканчиваться во второй.

На рис. 29 схематически показаны основные разновидности структур, образующихся из пластинчатой структуры при a+в-деформации. В отличие от деформации при температурах в-области в процессе деформации при температурах а+в-области происходит одновременно изменение в-зерен и а-пластин. Они сплющиваются, вытягиваются вдоль направления течения металла, дробятся. Постепенно исчезает различие между приграничной и внутризеренной a-фазой. После деформации со степенью, превышающей 60—70%, уже не остается никаких видимых следов пластинчатой структуры. При определенных температурах и степенях деформации происходит рекристаллизация, причем рекристаллизация в а-фазе опережает рекристаллизацию в в-фазе. Рекристаллизованные a-зерна имеют сфероидальную форму. В нерекристаллизованном состоянии форма a-кристаллов может быть дискообразной (чаще всего в поковках и штамповках), червячнообразной (в прессованных полуфабрикатах) или волокнистой (в катаных и кованых прутках) и т. д.
Если деформацию проводить при температурах, близких к температуре полного полиморфного превращения, то наряду с глобулярной a-фазой в структуре полуфабрикатов наблюдается пластинчатая a-фаза, образующаяся из в-фазы в процессе охлаждения. Ее количество тем больше, чем ближе температура металла к температуре полного полиморфного превращения В отличие от а-фазы, образующейся с температур в-области, эта а-фаза характеризуется меньшей протяженностью и большей разориентированностью пластин.
Последующая термическая обработка при температурах двухфазной области, как правило, не изменяет характер структуры, образовавшейся при а+в-деформации. Существенного видоизменения такой структуры можно добиться лишь путем нагрева почти до температуры полиморфного превращения, приводящего к изменению соотношения между количествами первичной а-фазы глобулярного типа и вторичной а-фазы пластинчатого типа. На размер частиц a-фазы можно, кроме того, повлиять изменением времени выдержки. Увеличение выдержки приводит к коагуляции а-фазы, особенно значительной после деформации с малыми (критическими) степенями.
Наряду с в и а+в деформацией, на практике нередко применяют комбинированную обработку, при которой деформация начинается при температурах в-области, а заканчивается при температурах а+в-области. Образующаяся после такой обработки микроструктура в основном зависит от степени деформации при температурах а+в-области. При достаточно больших степенях деформации (> 50—60%) она аналогична структуре, получаемой путем обычной a+в-деформации. При меньших степенях деформации структура отличается локальной неоднородностью, которая заключается в чередовании участков с пластинчатой и глобулярной а-фазой (см. рис. 30, 31).

Образование подобной неоднородности можно представить следующим образом.
При в-деформации температура металла, несмотря на разогрев в очаге деформации, снижается по ходу процесса Когда она достигает температуры полиморфного превращения, из в-фазы начинает образовываться а-фаза. Зарождение a-фазы начинается на границах первичных в-зерен, которые обогащены а-стабилизирующими элементами. Только при дальнейшем снижении температуры a-фаза выделяется внутри зерен.
В связи с более ранним образованием приграничная a-фаза претерпевает и большую деформацию при температурах а+в-области. Поэтому она прорабатывается в большей степени, чем внутризеренная a-фаза. Кроме того, в приграничных участках в-зерен раньше начинается рекристаллизация, приводящая к образованию а-частиц сферической формы. Если же рекристаллизация не успевает пройти, то структура этих участков отличается от внутризеренной структуры более мелкопластинчатым строением.

Таким образом, наблюдаемые различия в структуре полуфабрикатов, полученных деформацией при температурах а+в-области и деформацией, начинающейся при температурах в-области, а заканчивающейся при температурах а+в-области, объясняется тем, что в первом случае весь объем в-зерна претерпевает одинаковую деформацию, тогда как во втором случае разные участки в-зерна деформируются по-разному.
Заканчивая на этом рассмотрение данных о структуре деформированных полуфабрикатов из двухфазных титановых сплавов, следует отметить, что высказанные соображения о закономерностях формирования различных структур не являются исчерпывающими и необходимы дальнейшие исследования по влиянию легирования, параметров деформации и режимов термической обработки на структуру полуфабрикатов.
Имя:*
E-Mail:
Комментарий: