Вплив процесу термообробки на структуру та механічні властивості стрижнів з високоміцних титанових сплавів
1. Введення
Титан і титанові сплави мають багато чудових властивостей, таких як висока питома міцність, стійкість до корозії та стійкість до високих температур. Зі зростанням попиту на характеристики матеріалів в аерокосмічній галузі, морській техніці, озброєнні та обладнанні, біомедичній, нафтохімічній та інших галузях, високоміцні титанові сплави швидко розвиваються. Титановий сплав майже типу може отримати відмінні властивості високої міцності та в'язкості завдяки оптимізованій обробці та процеси термічної обробки. Титанові сплави з міцністю на розрив 1300 МПа, відносним подовженням 6 % і в’язкістю руйнування 50 МПа/м2 зазвичай називають титановими сплавами надвисокої міцності. Дослідження показують, що розмір зерна, довжина та товщина пластин і фаза на межі зерен є основними факторами, що впливають на міцність і в'язкість титанових сплавів. Ламели всередині зерен можуть зміцнити матрицю та подовжити шлях розширення тріщин, що є корисним для оптимізації сплаву. Сильна міцність. Безперервні межі зерен впливатимуть на пластичність сплаву, але коли розмір зерна перевищує пластичну зону вершини тріщини, це не впливатиме на в’язкість сплаву Niinomi et al. виявили, що розмір зерен сплаву Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo збільшується, стійкість до зародження тріщин збільшується, а в’язкість руйнування сплаву покращується. Щоб отримати високоміцні та високоміцні титанові сплави, титанові сплави зазвичай термічно обробляють у фазовій зоні для отримання рівновісних зерен більшого розміру, а повну пластинчасту структуру отримують шляхом подальшого зміцнення старінням для підвищення міцності сплаву.
фазова зона обробки утворює рівновісні зерна. Розмір зерна та міцність меж зерен є основними факторами, що впливають на міцність і в'язкість титанових сплавів надвисокої міцності. Це економічний спосіб контролю мікроструктури титанових сплавів шляхом регулювання параметрів процесу термообробки. І ефективні зміцнюючі засоби . У цій статті отримано структури з різними розмірами зерна та різною морфологією меж зерен шляхом регулювання системи термічної обробки високоміцних титанових сплавів. Досліджено вплив часу перебування твердого розчину в фазовій області на розмір зерна та механічні властивості високоміцних титанових сплавів. Двостадійний Вплив поведінки укрупнення меж зерен на механічні властивості сплавів під час процесу твердого розчину забезпечує теоретичну основу для промислового виробництва високоміцних титанових сплавів.
2. Експеримент
Титановий сплав, який використовується в експерименті, є новим типом сплаву Ti-Al-Mo-V-Cr-X, незалежно розробленим дослідницькою групою автора. Точка фазового перетворення сплаву становить близько 800 градусів. Після триразової плавки плавки у вакуумі отримують злиток. Після відкриття фазової зони (+) фазова зона та фазова зона виковуються, щоб отримати стрижень із титанового сплаву великого розміру діаметром 400 мм.
Щоб уникнути недостатньої однорідності структури великогабаритного бруска та вплинути на результати експерименту, було відібрано лише матеріал серцевини кованого бруска. Різні конструкції процесу термообробки показані на малюнку 1. Зразок сплаву піддавали обробці твердим розчином у фазовій зоні, витримували від 5 до 240 хвилин, охолоджували на повітрі, а потім уніфікували при 530 градусах протягом 4 годин старіння, як показано на малюнку 1а. Сплав піддають двостадійному твердому розчину, двостадійному методу твердого розчину А: спочатку твердий розчин при температурі, вищій за точку фазового перетворення (820 градусів) протягом 1 години, потім охолоджують на повітрі до кімнатної температури, а потім пропускають через (+) фазову зону при різних температурах (740, 760 і 780 градусів) відповідно, а потім повітряним охолодженням до кімнатної температури (розраховується як 820 + 740, 820 + 760 і 820 +780 відповідно) протягом 1 години і, нарешті, піддали обробці старіння при 530 градусах / 4 години, як показано на малюнку 1b. Двоступеневий спосіб твердого розчину B: твердий розчин при 820 градусах протягом 1 години, потім повільно охолоджується в печі до різних температур у (+) фазовій зоні (740, 760 і 780 градусів), витримується протягом 1 години, а потім охолоджується повітрям до кімнати. температурі (відповідно розраховано як 820 ~ 740, 820 ~ 760 і 820 ~ 780) і, нарешті, піддано обробці старіння при 530 градусів / 4 години, як показано на малюнку 1c.
Після того, як вищевказаний твердий розчин і оброблені старінням зразки були механічно відшліфовані, відполіровані та хімічно протравлені, структуру сплаву спостерігали за допомогою металографічного мікроскопа та скануючого електронного мікроскопа TESCAN MIRA3. Машину для розтягування INSTRON5982 використовували для проведення однорідних експериментів з розтягуванням на кожній групі зразків, і швидкість розтягування становила 0. 5 мм/хв. Машину SANS-ZBC2452-C для випробувань металевого маятника на удар використовували для проведення металевого U-подібного ударного удару за Шарпі на кожній групі зразків.
3. Результати та їх обговорення
Контролюючи режим термічної обробки твердого розчину та старіння, було отримано титановий сплав із рівновісними зернами та ламелями, а також досліджено вплив розміру зерна та морфології меж зерен на механічні властивості надвисокоміцних титанових сплавів.
3.1 Вплив розміру зерна на механічні властивості сплавів
Титановий сплав витримували при 820 градусах від 5 до 240 хвилин, потім охолоджували на повітрі до кімнатної температури, а потім витримували при 530 градусах протягом 4 годин. Мікроструктура показана на малюнку 2. Коли час твердого розчину становить 5 і 10 хвилин, через короткий час витримки рекристалізовані зерна не спостерігаються, і все ще можна спостерігати вигнуті вихідні межі зерен, а діаметри зерен становлять 154 та 143 мкм відповідно. Коли час твердого розчину становить 20 хвилин, можна спостерігати деякі перекристалізовані зерна з прямими межами зерен. Розмір перекристалізованих зерен невеликий, діаметр 55 мкм. Коли час твердого розчину становить 30 хвилин, усі межі зерен сплаву є прямими та чіткими, що вказує на те, що сплав повністю рекристалізувався, і в той же час рекристалізовані зерна виросли, і їх діаметр становить близько 88 мкм. Несуцільні межі зерен можна спостерігати, коли твердий розчин розчиняється протягом 5 і 10 хвилин, як показано на малюнках 3a і 3b; коли час твердого розчину становить 20 хвилин, можна спостерігати прямі межі зерен, які перекристалізувалися (рис. 3c), які не повністю повторно кристалізуються. Під час кристалізації все ще можна спостерігати невелику кількість первинної фази; коли час твердого розчину становить 30 хвилин, існують лише прямі межі зерен (рис. 3d), і в цей час сплав повністю рекристалізується.
Як показано на рисунку 2e ~ 2f, у міру збільшення часу твердого розчину рекристалізовані зерна ростуть рівномірно, а розмір поступово збільшується. Коли час твердого розчину досягає 240 хв, розмір зерна є найбільшим, з діаметром приблизно 186 мкм. Зростання зерен є результатом міграції розділу. Рушійну силу міграції межі розділу при постійній температурі можна виразити формулою (1):
У формулі — енергія розділу (Дж/м2); R - радіус кривизни поверхні розділу (м); p — рушійна сила міграції межі розділу (Дж/м3). Чим менший радіус зерна, тим більша кривизна розділу. Чим менший радіус кривизни розділу, тим більша рушійна сила зміни фази та більша швидкість міграції розділу. Процес міграції межі розділу – це процес зменшення кривизни межі розділу та зменшення різниці вільної енергії з обох сторін межі розділу [15]. Таким чином, під час процесу ізотермічного твердого розчину, коли час витримки збільшується, деякі більші зерна продовжують рости, тоді як дрібніші зерна поступово зменшуються і зрештою зникають у міру міграції меж зерен.
Таким чином, велика різниця в розмірі зерна спостерігається в мікроструктурі з часом твердого розчину 60~240 хв. Зв’язок між розміром зерна та часом твердого розчину показано на малюнку 4. Коли сплав повністю перекристалізовано, розмір зерна стає значно більшим із збільшенням часу твердого розчину. Зміна механічних властивостей надвисокоміцного титанового сплаву з часом розчинення показано на малюнку 5. Коли час розчинення становить 5~20 хвилин, міцність сплаву вища, але пластичність і в'язкість нижчі. Це пояснюється тим, що час розчинення короткий і сплав не повністю сформований. Після перекристалізації частина вихідної тканини все ще зберігається. Коли час твердого розчину знаходиться в діапазоні від 30 до 240 хвилин, сплав піддається повній рекристалізації. Із збільшенням часу витримки твердого розчину діаметр зерен збільшується від 88 до 186 мкм. Механічні властивості сплаву і час твердого розчину не відповідають лінійному закону. Аналіз показує, що коли час твердого розчину становить 60 хвилин, велика кількість дрібних зерен, утворених внаслідок міграції межі розділу, викликає локальну концентрацію напруги. У цей час межа текучості та межа міцності сплаву досягають найвищого рівня. відповідно 1346 і 1391МПа. Час твердого розчину не має істотного впливу на подовження, зменшення площі та ударну в'язкість сплаву. Це пояснюється тим, що розмір зерна сплаву стає меншим після короткого періоду твердого розчину, що збільшує можливість міжкристалічного розтріскування. У той же час при певному Шлях розширення тріщини певною мірою подовжується; зі збільшенням часу твердого розчину діаметр зерна збільшується, а кількість меж зерен зменшується, що зменшує можливість міжкристалічного розтріскування та покращує пластичність і в’язкість сплаву. Отже, виходячи з двох вищевказаних факторів, час твердого розчину не має істотного впливу на пластичність і в'язкість сплаву.
3.2 Вплив морфології меж зерен на механічні властивості сплавів
З метою вивчення впливу морфології меж зерен на механічні властивості сплаву використовували двостадійний метод твердого розчину А і Б для отримання зернограничної огрубленої структури. Після обробки старінням пластинчаста вторинна фаза буде випадати в осад у матриці та відповідати орієнтації Бюргерса з матрицею. Розмір і товщина вторинних ламелей залежать від температури і часу старіння. Щоб уникнути впливу морфології вторинних ламелей на механічні властивості сплаву, структури твердого розчину, отримані двома методами, були об’єднані при 530 градусах і витримані протягом 4 годин для отримання кінцевої мікроструктури. 6. Вторинні ламелі мікронного рівня однакового розміру та товщини рівномірно розташовані в матриці. Явище укрупнення меж зерен можна спостерігати за різних умов термообробки. Чим нижча температура твердого розчину (+) фазової області, тим явище укрупнення меж зерен. Тим очевидніше це.
У двостадійному методі твердого розчину A, титановий сплав типу типу дає рівновісні зерна з прямими межами зерен після твердого розчину в фазовій зоні, і фаза утворюється в другій фазі (+) фази фази на стадії твердого розчину. Завдяки високому вмісту -стабілізуючих елементів у надвисокоміцних титанових сплавах і відносно стабільній матриці енергія, необхідна для зародження за допомогою меж зерен, значно нижча, ніж енергія, необхідна для рівномірного зародження в самому кристалі [ 16,17], тому фаза займає провідне місце в кристалі. Він утворюється на межі і поступово вростає в зерно, утворюючи грубу межу зерна, як показано на рисунку 6a~6c. Коли температура твердого розчину в області (+) фази становить 740 градусів, невелика кількість первинної фази спостерігається в кристалі на малюнку 6а. Відповідно до фазової діаграми термодинамічної рівноваги титанового сплаву частка фази збільшується зі зниженням температури твердого розчину. Температура твердого розчину 740 градусів нижча, а більший ступінь переохолодження збільшує рушійну силу зародження і сприяє зародженню фази. Коли температура твердого розчину підвищується, критична робота зародження, що забезпечується переохолодженням, не може подолати енергетичний бар’єр зародження. Таким чином, існування первинної фази в кристалі не можна спостерігати під час твердого розчину при 760 і 780 градусах, і як (+) температура твердого розчину фазової області знижується, і ступінь укрупнення меж зерен очевидний. У двостадійному методі твердого розчину B після твердого розчину у фазовій зоні піч повільно охолоджується до (+) фазової зони та підтримується при різних температурах. Швидкість охолодження печі становить приблизно 1 градус / хв.
Завдяки низькій швидкості охолодження на початковій стадії процесу повільного охолодження в матриці немає ні складу, ні температурних коливань, що ускладнює зародження первинної фази в зернах. У міру збільшення часу охолодження температура твердого розчину поступово знижується, і первинна фаза виділяється вздовж меж зерен з частиною меж зерен у вигляді гетерогенних точок зародження і поступово зростає всередину зерен. У титанових сплавах частка первинної фази збільшується зі зниженням температури твердого розчину в області (+) фази. У режимі розчину B, чим нижча температура твердого розчину (+) фазової області, тим більш грубими є межі зерен. Чим більше число.
Однак на малюнках 6d~6f не видно, що температура твердого розчину (+) фазової області має значний вплив на ступінь укрупнення межі зерен. Це тому, що чим нижча температура твердого розчину, тим нижча кінетична рушійна сила, яка сприяє зростанню меж зерен, що не сприяє зростанню меж зерен.
Сплав був твердо розчинений двома способами, а потім рівномірно зістарений. Його властивості на розтягнення та ударні властивості показані на малюнку 7. Існують подібні правила для двох режимів твердого розчину. Зі збільшенням температури твердого розчину в (+) фазовій зоні зростає міцність і пластичність сплаву, але зміна ударної в'язкості неочевидна. У поєднанні з аналізом мікроструктури вважається, що в двостадійному режимі твердого розчину A, чим нижча температура твердого розчину в (+) фазовій області, тим суттєвіший ефект укрупнення меж зерен; в той час як у двостадійному режимі твердого розчину B, (Чим нижча температура твердого розчину в + ) області фази, тим більш грубі межі зерен є, і в той же час міцність і пластичність сплаву зменшуються, що вказує на те, що зерно укрупнення кордонів робить межі зерен слабшими і впливає на міцність і пластичність сплаву. Це пояснюється тим, що огрубілі межі зерен складаються з первинної фази, а пластини, що утворюються після старіння, зміцнюють матрицю, роблячи її міцність набагато вищою, ніж у фази меж зерен. Таким чином, огрубілі межі зерен переважно деформуються під час експерименту на розтяг, тоді як зміцнену матрицю деформувати важко. У міру збільшення ступеня деформації напруга концентрується на межі розділу зерен з утворенням тріщин, які схильні поширюватися вздовж меж зерен і спричиняти міжкристалічний руйнування, що призводить до одночасного зниження міцності та пластичності сплаву [ 17]. Сплав зазнає лише твердого розчину та старіння у фазовій області без укрупнення меж зерен. Його межа текучості становить 1346 МПа, міцність на розрив становить 1391 МПа, а подовження становить 5%, як показано на малюнку 5 після 60 хвилин твердого розчину. Навпаки, після того, як двостадійний твердий розчин укрупнює межі зерен, міцність і пластичність знижуються різною мірою. Серед них ефект укрупнення границь зерна методу твердого розчину A є більш значним, ніж метод твердого розчину B, тому загальна міцність сплаву нижча. .
На малюнку 8 показано морфологію руйнування при розтягу двох типів двостадійного твердого розчину та уніфікованого старіння. Спостерігається наявність великої кількості плоских граней на макроскопічному зламі зразка. Подальше спостереження за фотографіями перелому при великому збільшенні показує, що ці грані гладкі та плоскі, що є типовим уздовж країв. На кристалічній поверхні руйнування також є кілька невеликих ямок, що вказує на те, що механізм руйнування є змішаним механізмом руйнування з міжзеренним руйнуванням. Шляхом порівняння було виявлено, що більш гладкі та плоскі міжкристалічні поверхні руйнування спостерігаються в двостадійному методі твердого розчину А, який також підтверджує, що зразки зі значним ефектом укрупнення меж зерен частіше зазнають міжзеренних руйнувань, що погіршує міцність сплаву та підвищує його міцність. при цьому погіршується пластичність. . Таким чином, слід уникати укрупнення меж зерен із меншою міцністю в реальному виробничому процесі, а проблему слабких меж зерен потрібно вивчати поглиблено.
4 Висновок
(1) Для надвисокоміцних титанових сплавів, які перебувають у твердому розчині вище точки фазового перетворення (800 градусів), а потім піддаються старінню при 530 градусах, із збільшенням часу твердого розчину середній розмір зерен сплав поступово збільшується, а межі зерен ізотермічного процесу твердого розчину Міграція, деякі зерна ростуть, а деякі зерна стискаються, поки не зникнуть. Цей процес спричинить велику різницю у розмірі зерен. Ізоляція фазової зони від 30 до 240 хвилин не робить суттєвого впливу на властивості сплаву при розтягуванні та ударі.
(2) Надвисокоміцний титановий сплав піддається двоетапній обробці твердого розчину та старінню 530 градусів. У методі твердого розчину А (фазова зона охолоджується до кімнатної температури, а потім (+) фазова зона розчиняється в твердому розчині), оскільки на другому етапі (+) температура твердого розчину в фазовій області знижується, і зерно ефект огрублення межі поступово стає очевидним. Через велике переохолодження під час твердого розчину при 740 градусах первинна фаза утворюється всередині деяких зерен; у режимі твердого розчину В (область фази твердо розчиняється, а потім піч охолоджується до (+) фазової області), повільна швидкість охолодження лише укрупнює частину меж зерен. Зі зниженням температури твердого розчину фаза на межі зерен зростає. Хімічна рушійна сила зменшується, тому ефект укрупнення меж зерен еквівалентний за різних температур твердого розчину, але чим нижча температура твердого розчину, тим більше кількість огрубілих меж зерен.
(3) Міцність огрубілої межі зерна низька, і вона переважно деформується під час процесу деформації, що призводить до концентрації напруги та розтріскування. Тріщина поширюється вздовж зерна, внаслідок чого міцність і пластичність сплаву одночасно знижуються. Чим очевидніший ефект укрупнення меж зерен, тим більший вплив на міцність сплаву. Причому більший вплив на пластичність, оскільки розмір зерен не змінюється, істотного впливу на ударну в'язкість сплаву немає.
ReferencesReferences
[1] WANG H, ZHAO Q, XIN S та ін. Матеріалознавство та інженерія: A[J], 2021, 3: 141626.
[2] KANG LM, YANG C. Advanced Engineering Materials [J], 2019, 21 (8): 1801359.
[3] CHENG J, LI JS, YU S та ін. Метали[J], 2021, 11(1): 11.
[4] CHENG J, LI JS, YU S та ін. Frontiers in Materials [J], 2020, 7: 114.
[5] CHENG J, WANG HC, LI JS та ін. Frontiers in Materials [J], 2020, 7: 228.
[6] Чень Вей, Лю Юньсі, Лі Чжицян. Journal of Aeronautical Materials[J], 2020, 40(3): 63-76.
CHEN W, LIU YX, LI Z Q. Journal of Aeronautical Materials[J], 2020, 40(3):63-76.
[7] Сінь Шевей, Чжоу Вей, Лі Цянь та ін. Прогрес у сфері матеріалів у Китаї [J], 2021, 40(6):441-445.
XIN SW, ZHOU W, LI Q та ін. Materials China[J], 2021, 40 (6):441-445.
[8] WANG Y, CHEN R, CHENG X та ін. Journal of Materials Science & Technology [J], 2019, 35(2): 403-408.
[9] ZHOU W, GE P, ZHAO YQ та ін. Матеріали та інженерія рідкісних металів [J], 2017, 46(8): 2076-2079.
[10] Нііномі М, Інагакі І, Кобаясі Т. Наука про матеріали та технології [J], 1988, 4(9): 803-8
[11] GAO X, ZHANG L, CHEN X та ін. Характеристика матеріалів [J], 2020, 167:110492.
[12] FENG X, QIU JK, MA YJ та ін. Journal of Materials Science & Technology [J], 2016, 32(4):362.
[13] Chemistry, Chemistry, Chemistry.New Journal of Chemistry [J], 2018, 39(4):31-36.
GUO P, ZHAO YQ, HONG Q. Transactions of Materials and Heat Treatment [J], 2018, 39(4):31-3
[14] PEDERSON R, NIKLASSON F, SKYSTEDT F, et al. Матеріалознавство та інженерія: A[J], 2012, 552: 555-565.
[15] LIU X, ZHUANG K, LIN S та ін. Кристали [J], 2017, 7(5):128-140.
[16] HUANG SS, ZHANG JH, MAY J та ін. Journal of Alloys and Compounds [J], 2019, 791: 575-585.
[17] GAO X, ZENG W, ZHANG S та ін. Acta Materialia [J], 2017, 122: 298-309.
[18] ШЕКХАР С, САРКАР Р, КАР С та ін. Матеріали та дизайн [J], 2015, 66: 596-610.
