Титановые сплавы

Размеры элементов структуры в титановых сплавах могут очень сильно различаться между собой. Поэтому оценку размеров ведут при разных увеличениях микроскопа, достаточных для разрешения необходимых элементов структуры и в то же время не слишком больших, чтобы в каждом поле зрения охватить возможно большую площадь шлифа.

Для количественного описания структуры титановых сплавов необходимо, используя известные приемы количественной металлографии, определить значение нескольких параметров.

Для исследования структурных изменений, происходящих в процессе деформации и нагрева, макроскопического распределения компонентов текстуры и для изучения двойникования применяют поляризационную металлографию. Металлографические наблюдения в поляризованном свете позволяют проследить все этапы рекристаллизации – от начальных стадий до завершения процесса: выявить места преимущественного зарождения, особенности и характер зарождения и рост зерен.

α – фаза в поляризованном свете окрашена в цвета сине–малиново–розовой или розово-желто-зеленой гаммы (в зависимости от положения анализатора относительно поляризатора) разных оттенков. β – фаза имеет темно – малиновый или серый цвет. Все световые тона неяркие, приглушенные из – за окраски самой пленки.

4.2 Рентгеноструктурные  исследования

Рентгеновские методы исследования позволяют изучать стабильные и метастабильные состояния и исследовать механизмы процессов, происходящих при различных воздействиях на металл, связанных с производством титановых полуфабрикатов и изделий.

Качественный фазовый анализ основан на том, что каждая фаза дает на рентгенограмме свою серию линий, которая характеризуется углами отражения и их интенсивностью. При расшифровке рентгенограмм можно сравнивать с табличными данными брегговские углы и межплоскостные расстояния.

Чувствительность метода рентгеноструктурного анализа довольно высока и позволяет выявить присутствие основных фаз при их содержании в сплаве 1 – 3 %. Она зависит не только от количества фазы, присутствующей в сплаве, но и от ее размеров и состояния. При размерах частиц фазы < 50 нм, а так же при больших искажениях решетки, интерференционные линии сильно размываются, их максимальная интенсивность падает и они становятся трудно различимыми на рентгенограммах.

Количественный фазовый анализ основан на том, что интенсивность линий на рентгенограммах прямо пропорциональна количеству фазы, присутствующей в отражающем объеме. Поэтому, зная теоретические и полученные экспериментально соотношения между интенсивностями линий разных фаз, можно определить содержание каждой фазы в исследуемом образце.

Количественный фазовый анализ удобно проводить с импользованием дифрактометров, т. к. это позволяет избавиться от операции фотометрирования

4.3 Электронно  – микроскопический анализ

Титановым сплавам свойственно большое многообразие фазовых и структурных изменений, обусловленных полиморфным β→α превращением и возможностью образования ряда метастабильных фаз. Для изучения этих изменений наиболее эффективным средством являются методы электронной микроскопии. В зависимости от цели исследования применяют косвенный, полупрямой или прямой метод изучения структуры.

Косвенный метод основан на исследовании тонких прозрачных для электронов отпечатков (реплик), отображающих структуру объекта. Электронная микроскопия на репликах (ЭМР) применяется тогда, когда увеличение и разрешающая способность светового микроскопа недостаточны для выявления исследуемых деталей структуры, т. е. для расширения возможностей световой микроскопии. Особое значение метод реплик приобретает при исследовании поверхностных эффектов, например деформационного рельефа.

Полупрямой метод, предусматривающий получение реплик с извлеченными частицами избыточных фаз, широко не применяется для исследования титановых сплавов, поскольку в них отсутствуют частицы, которые могут быть экстрагированы при приготовлении реплик.

Прямой метод исследования – дифракционная электронная микроскопия (ДЭМ) – в последнее время находит все более широкое применение для исследования структуры титановых сплавов. Он основан на прямом исследовании металлических образцов, приготовленных в виде тонких фольг. Термин дифракционная электронная микроскопия связан с тем, что контраст на изображении просвечиваемого электронами кристаллического объекта определяется локальными дифракционными условиями, которые контролируются по дифракционной картине и регулируются изменением ориентировки образца относительно направления падающего пучка электронов.

Одно из основных преимуществ метода ДЭМ – возможность легкого перехода от изображения к микродифракционной картине с одних и тех же локальных участков структуры, а так же быстрого сопоставления дифракционной картины со светлопольными изображениями. Все это позволяет наблюдать структурные и фазовые изменения в сплавах, изучать морфологические особенности структуры, идентифицировать присутствующие фазы, получать сведения об ориентировки отдельных областей, кристаллогеометрии структурных составляющих и природе различных дефектов структуры.

Знание этих структурных особенностей и влияние на них условий деформации и термической обработки полуфабрикатов и деталей необходимы для управления механическими свойствами многофазных сплавов со сложной структурой, какими являются промышленные титановые сплавы.

5 Свойства (a+b)-титановых сплавов

Для двухфазных (α+β) сплавов общий уровень прочностных свойств определяется двумя составляющими: прочностью каждой из фаз (σα и σβ) и дополнительным структурным упрочнением (Δσс) [3]. Первая составляющая зависит от степени легирования и эффективности растворного упрочнения каждой из фаз легирующим элементом. Вторая – определяется количеством каждой из фаз, размером, морфологией и взаимным расположением структурных составляющих. Для достижения высокого эффекта растворного упрочнения α-фазы ее достаточно легировать двумя элементами, из которых один должен быть алюминий, а другой β-стабилизатор с высокой растворимостью в α-фазе. В этом случае эффект комплексного легирования достигается за счет того, что алюминий повышает критическое напряжение сдвига в плоскостях призмы и пирамиды, а β-стабилизатор – в плоскости пирамиды и базиса ГП – решетки α-фазы.

В работе [3] было сделано предположение, что σ0,2 сплава с равновесной (α + β)-структурой и минимальным структурным упрочнением определяется пределом текучести α-фазы, упрочненной только за счет легирования. Предел же прочности зависит от ряда факторов, из которых наиболее существенными, по – видимому, являются: интенсивность концентрации напряжения на межфазной границе, необходимой для возбуждения дислокационного скольжения в более прочной фазе, и интенсивность деформационного упрочнения α- и β-фаз.

Для (α+β) титановых сплавов σβ > σα, поэтому дополнительное упрочнение за счет увеличения степени дисперсности структуры нельзя рассматривать в рамках теории Орована. Можно предположить следующее. Во – первых, принять, что с уменьшением размера частиц α-фазы будет уменьшаться длина источников Франка – Рида и для начала их работы необходимо приложить более высокое напряжение. Во – вторых, с уменьшением размера частиц α-фазы уменьшается длина свободного пробега дислокации, что согласно известному соотношению Петча – Холла должно приводить к увеличению напряжения, инициирующего начало работы источников Франка – Рида, а соответственно и к увеличению напряжений, вызывающих пластическую деформацию более прочной β-фазы. Оба фактора будут способствовать повышению прочностных и снижению пластических характеристик при уменьшении размера частиц и количества α-фазы. При некоторых значениях этих параметров, которые обеспечиваются термической обработкой, можно достигнуть оптимального сочетания прочностных и пластических характеристик.

Анализ взаимосвязи уровня механических свойств с типом структуры и морфологическими особенностями структурных составляющих и их субструктурой по данным работы [3] позволяет сделать несколько выводов.

Для глобулярной полигонизованной или рекристаллизованной структуры при условии, что пластическая деформация начинается в менее прочной α-фазе, важны размеры структурных составляющих. В пластинчатой структуре толщина и особенно длина пластин α-фазы намного больше диаметра глобулей. При одном и том же количестве β-фазы уменьшение размера частиц α-фазы приводит к уменьшению расстояния между прослойками более прочной β-фазы, что должно приводить к увеличению прочностных характеристик. Некоторое уменьшение при этом пластичности обусловлено большей однородностью деформации образцов с глобулярной структурой.

Более высокая прочность и пластичность образцов с глобулярной структурой приводит и к повышению работы зарождению трещины при испытании на ударный и статистический изгиб. Кроме того в глобулярной структуре отсутствуют концентраторы напряжения, которыми являются острые края α-пластин в пластинчатой структуре.

Работа распространения трещины в глобулярной структуре хотя и не намного, но выше, чем в пластинчатой. Помимо отмеченной выше роли острых краев пластин это может быть связано с тем, что в глобулярной структуре значительно меньше расстояние между прослойками более прочной β-фазы, что требует совершения дополнительной работы для перехода трещины из α- в β-фазу через межфазную границу α/β.

На рисунке 3 показано влияние типа микроструктуры на механические свойства листов из сплава ВТ23 с исходной глобулярной структурой. Эти структуры получены путем отжига листовых полуфабрикатов. Во всех трех случаях был достигнут равновесный состав фаз, количество которых составляло: 30 % b- и 70 % a-фаз [3].

Наиболее полно потенциальные возможности (α+β) титановых сплавов реализуются в результате упрочняющей термической обработки (УТО), которая состоит в закалке ( > ) и последующем отпуске или старении при температурах в интервале 450 – 550 0С.

Механизм распада βМ-фазы оказывает влияние на комплекс механических свойств состаренного сплава через размер вторичной αII – фазы и уровень микронапряжений в β-фазе (последний наиболее высок при преобладании процессов зарождения в промежуточном механизме распада и может вызывать катастрофическое снижение пластичности и работы разрушения при динамических и статических нагрузках). Наиболее существенное изменение свойств происходит на начальных стадиях старения. За время, необходимое для полного завершения распада, достигаются наиболее

высокие уровни прочностных свойств и стабильных характеристик трещиностойкости. Перестаривание вызывает снижение σВ, σ0,2 и небольшое увеличение δ, и : уровень других характеристик трещиностойкости (KCV, KCT, ) остается неизменным.

На рисунке 4 показано влияние количества aII – фазы , выделяющейся при старении или отпуске, на механические свойства сплава ВТ23 [4].

С увеличением количества и, соответственно, уменьшением количества первичной αI-фазы прочностные свойства возрастают. Максимальный уровень σВ = 1450 МПа достигается при = 60% (т. е. при = 10%) и выделения вторичной αII-фазы в дисперсном виде в результате старения при 450 0С, когда распад происходит в основном путем зарождения новых частиц. При таком же значении максимальный уровень в результате старения при 550 0С составляет 1340 МПа, что обусловлено большим размером вторичной αII-фазы и релаксацией напряжений по сравнению с низкотемпературным старением .

Характеристики пластичности с увеличением понижаются. Наиболее интенсивно величины δ и ψ снижаются после старения при 450 0С, когда составляет 60%. Укрупнение частиц вторичной αII-фазы и уменьшение уровня микронапряжений за счет повышения температуры старения до 550 0С позволяет поднять величины δ на 2 – 3, ψ на 6 – 8% по сравнению со старением при 450 0С при одном и том же количестве выделяющейся вторичной αII-фазы .

Работа разрушения при испытании на ударный и статистический изгибы так же уменьшается при увеличении количества вторичной αII-фазы. Особенно резко характеристики трещиностойкости снижаются при = 60%. При этом величина независимо от температуры старения практически равна нулю, а KCV, KCT аС имеют довольно низкие значения. С увеличением уменьшается так же работа, необходимая для зарождения трещины как при статистическом, так и при динамическом видах изгиба. При одном и том же (или ) уровень характеристик трещиностойкости более чувствителен к механизму распада метастабильных фаз при старении, чем пластические свойства при растяжении. Так повышение температуры старения от 450 до 550 0С, вызывающего увеличение размера αII до 100 нм и снижение уровня микронапряжений до нуля, приводит к повышению KCV и аС в 1,5 – 2, KCT – в 1,5 – 2,5 раза, а - почти на порядок. Кривая изменения величины полной работы разрушения и ее составляющих от количества вторичной αII-фазы, выделяющейся в процессе старения, характеризует минимальный при 450 0С и максимальный при 550 0С уровни характеристик трещиностойкости при одном и том же или в структуре сплавов.

Таким образом, уровень механических свойств (α+β) титановых сплавов после упрочняющей термической обработки зависит от количества первичной и вторичной α-фазы в структуре. С увеличением и уменьшением прочностные свойства повышаются, а пластичность и характеристики трещиностойкости падают. При формировании в результате УТО структуры, содержащей более 60 % вторичной αII-фазы или менее 10 % αI-фазы, пластические свойства и характеристики трещиностойкости (особенно KCT и ) имеют чрезвычайно низкие значения. Поэтому при необходимости обеспечения достаточно высокого уровня пластичности и работы распространения трещины  должны применяться режимы УТО, обеспечивающие получение структуры, содержащей менее 60 % вторичной или более 10 % первичной α-фазы. Для этого можно использовать закономерности изменения и в зависимости от режимов закалки и старения.