Содержание к диссертации
Введение
1 Аналитический обзор 7
1.1 Использование различных методов для исследования фазовых превращений при нагреве и охлаждении в сплавах 7
1.2 Определение изменений локального химического состава сплавов методами аналитической микроскопии 37
1.3 Характерные особенности формирования структуры, фазового состава и свойств в жаропрочных и высокопрочных сплавах титана типа ВТ8М, BT18yHVST5553 40
1.4 Постановка задачи исследования 54
2 Материал и методики исследования 56
3 Разработка методики определения температуры полиморфного превращения в титановых сплавах разных классов методом дифференциальной сканирующей калориметрии 61
3.1 Выработка общих подходов к ДСК-эксперименту на примере (а+р)- сплава мартенситного класса Ti-6-4 63
3.2 Определение Тпп в а- и псевдо-а сплавах титана 78
3.3 Определение Тпп при непрерывном нагреве (а+Р)-сплавов мартенситного класса 81
3.4 Исследование кинетики полиморфного а+р—>р-превращения в (а+Р)- сплаве переходного класса VST5553 85
3.5 Систематизация результатов 87
3.6 Выводы 92
4 Отработка методики построения термокинетических диаграмм распада р-твердого раствора на основе данных ДСК на примере сплава ВТ8М 94
4.1 Исследование кинетики диффузионного распада переохлажденного Р-твердого раствора сплава ВТ8М методом ДСК 97
4.2 Электронномикроскопическое исследование структуры сплава ВТ8М после различных условий охлаждения 101
4.3 Рентгеноструктурный фазовый анализ 107
4.4 Микродюрометрический анализ 112
4.5 Комплексный анализ 112
4.6 Выводы 114
5 Использование методов рентгеноструктурного анализа и аналитической электронной микроскопии для определения характерных особенностей фазового состояния в жаропрочном сплаве ВТ18У при термической обработке 116
5.1 Рентгеноструктурное исследование сплава ВТ18У в закаленном состоянии 117
5.2 Исследование особенностей структурообразования сплава ВТ18У после отпуска 125
5.3 Исследование структуры сплава ВТ18У с повышенным содержанием циркония 129
5.4 Выводы 136
6 Использование методов структурного анализа для изучения фазовых превращений и формирования свойств в высокопрочных сплавах титана при термической обработке 138
Выводы 160
Библиографический список 162
- Характерные особенности формирования структуры, фазового состава и свойств в жаропрочных и высокопрочных сплавах титана типа ВТ8М, BT18yHVST5553
- Определение Тпп при непрерывном нагреве (а+Р)-сплавов мартенситного класса
- Электронномикроскопическое исследование структуры сплава ВТ8М после различных условий охлаждения
- Исследование структуры сплава ВТ18У с повышенным содержанием циркония
Введение к работе
Актуальность темы. Двухфазные сплавы на основе титана являются
одним из важнейших конструкционных материалов и с каждым годом расширяются сферы их применения. Ответственные сферы использования (аэрокосмическая техника, судостроение, медицина и т.д.) требуют улучшения механических и эксплуатационных свойств титановых сплавов за счет оптимизации их фазового и структурного состояния методами термического и термомеханического воздействия.
Одним из важнейших параметров, который постоянно учитывается при назначении температурно-временных параметров обработки сплавов титана является температура полиморфного (а+в)- в - превращения (Тпп) при которой сплав переходит полностью в однофазное в - состояние. В настоящее время Тпп определяется, главным образом, металлографически - методом «пробных закалок». Данный метод обладает рядом недостатков: трудоемкость, низкая производительность, в ряде случаев субъективность и т.п. и необходим поиск альтернативных методов. Также, при производстве полуфабрикатов и изделий из двухфазных титановых сплавов, при выборе режимов их термической обработки и научно-обоснованного прогнозирования в зависимости от скорости охлаждения полуфабрикатов структуры и структурных градиентов по сечению и, следовательно, свойств важную роль играет определение температурных интервалов протекания процессов распада переохлажденного в-твердого раствора при построении термокинетических диаграмм (ТКД) , особенно при охлаждении сплавов с низкой стабильностью в-фазы, в частности, жаропрочных (а+в)- мартенситного класса типа ВТ8М. Однако большинство существующих ТКД распада в-твердого раствора двухфазных титановых сплавов либо построены для температур охлаждения из однофазной в - области, хотя режимы окончательной обработки обычно включают обработку в (а+в)-области, либо характеризуются низкой детализацией структурных превращений.
Существует широкий круг физических методов анализа (дилатометрический, термический и другие), позволяющих фиксировать температурные интервалы фазовых превращений и получать информацию о значении критических точек в металлах и сплавах. Однако общедоступные прикладные методические рекомендации по проведению подобных экспериментов для титановых сплавов практически не встречаются. Кроме того применение дилатометрического метода для анализа фазовых превращений в титановых сплавах ограничено из-за незначительного объемного эффекта при а-Р-превращении, поэтому перспективным видится применение метода дифференциального термического анализа (ДТА) и дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК), которые являются известными и достаточно распространенными исследовательскими методами, обладающими высокой чувствительностью к протеканию фазовых превращений, в том числе (а+Р)^Р-превращения в сплавах титана.
Еще одним важным фактором, определяющим формирующийся комплекс свойств, является установление наличия малого количества особо дисперсных частиц или негомогенности твердых растворов, формирующихся в ходе термического воздействия. Особо важную роль данный фактор играет в жаропрочных сплавах титана типа ВТ18У, а также в крупногабаритных полуфабрикатах из высокопрочных титановых сплавов (а+Р)-переходного класса типа VST5553. В частности, в сплаве ВТ18У при определенных режимах обработки, возможно формирование очень дисперсной интерметаллидной а2-фазы, катастрофически ухудшающей пластические характеристики материала, а в сплаве VST5553, вследствие совокупности низкой теплопроводности и диффузионной подвижности легирующих элементов, может наблюдаться формирование неоднородных структуры и твердых растворов при термической обработке, приводящей к понижению свойств, особенно вязкости и пластичности.
В последние годы заметно выросли аппаратные характеристики исследовательских приборов рентгеноструктурного анализа. В совокупности с постоянным развитием алгоритмического аппарата и ростом быстродействия вычислительной техники, это позволяет заметно повысить производительность и чувствительность рентгеноструктурных методов анализа по отношению к выявлению малых объемных долей фаз и негомогенности твердых растворов. Однако применительно к анализу выделения а2-фазы в жаропрочных псевдо-а-сплавах и определению однородности матричного твердого раствора в высокопрочных (а+Р)- сплавах переходного класса титана эти методики широко не используются.
Исходя из этого, проведение исследований по разработке и использованию методик термического и структурного анализа для определения Тпп, построения ТКД, наличия выделений интерметаллидных фаз, уровня гомогенности твердых растворов позволит снизить трудоемкость и повысить производительность как научных, так и прикладных исследований для научно-обоснованного выбора режимов обработки изделий из титановых сплавов, что является актуальной задачей.
Работа выполнена в соответствии с основными направлениями научной деятельности кафедры «Термообработка и физика металлов» ФГАОУ ВПО «УрФУ имени первого Президента России Б.Н.Ельцина» в рамках государственного задания на выполнение научно-исследовательских работ Минобрнауки РФ (регистрационный номер 3.829.2011); проектов в аналитической ведомственной целевой программе «Развитие научного потенциала высшей школы (2009-2010 гг.)» (тема № 2244) в федеральной целевой программе «Научные и научно-педагогические кадры инновационной России» на 2009-2013 годы (госконтракт № 02.740.11.0160), гранта РФФИ №10-03-96073-р_урал.
Цель работы - отработка и адаптация перспективных методик термического и рентгеноструктурного анализа двухфазных титановых сплавов для изучения фазовых и структурных превращений, реализуемых в условиях различных видов термического воздействия (непрерывные нагрев и охлаждение, изотермическая обработка).
В работе были поставлены и решены следующие задачи:
-
Разработать методику определения температуры полиморфного превращения в титановых сплавах разных классов методом дифференциальной сканирующей калориметрии.
-
Отработать методику построения термокинетических диаграмм распада P- твердого раствора на основе данных дифференциальной сканирующей калориметрии на примере сплава ВТ8М.
-
Адаптировать методику полнопрофильного рентгеноструктурного анализа для определения характерных особенностей фазового состояния в жаропрочных сплавах типа ВТ18У после различных видов термической
обработки.
4. Используя различные методы структурного анализа, проанализировать формирование структуры, фазового состава и свойств в сплаве VST5553 при термической обработке. Научная новизна.
-
-
Дана интерпретация термических эффектов на термограммах титановых сплавах различных классов, исходя из анализа стадийности протекания фазовых и структурных превращений при непрерывном нагреве и охлаждении.
-
Построены термокинетические диаграммы распада в-твердого раствора, полученного при нагреве в двухфазной области в интервале 880...960 С, для жаропрочного сплава ВТ8М и определены температурно-временные диапазоны выделения а- фазы различной морфологии, позволяющие научно- обоснованно осуществлять выбор режимов термического воздействия.
-
Методом аналитической электронной микроскопии получены новые данные по химическому составу фаз (первичной и вторичной а-фаз, а2- в) образующихся в сплаве ВТ18У при длительной изотермической выдержке. Практическая значимость.
-
Разработана методика проведения термического анализа титановых сплавов, установлены конкретные температурно-временные параметры обработки различных сплавов, позволяющие определять температуру полиморфного превращения этих сплавов с точностью, не уступающей методу пробных закалок.
-
Предложена методика съемки и обработки данных рентгеноструктурного фазового анализа (РСФА), обеспечивающая выделение на дифрактограммах жаропрочного сплава типа ВТ18У линий фаз с ГПУ-решеткой (а, а\ а2), не разделяемые в обычных условиях проведения РСФА.
-
Предложен режим термической обработки высокопрочного титанового сплава VST5553, обеспечивающий повышение показателей энергоёмкости разрушения и пластических свойств.
На защиту выносятся следующие основные положения и результаты.
-
-
-
-
Методика проведения термического анализа титановых сплавов для определения Тпп этих сплавов с точностью, не уступающей методу пробных закалок, и построения ТКД распада в-твердого раствора полученного при нагреве в двухфазной области в интервале 880...960 С, для жаропрочного сплава ВТ8М.
-
Режим термической обработки высокопрочного титанового сплава VST5553, обеспечивающий повышение показателей энергоёмкости разрушения и пластических свойств.
-
Методика проведения рентгеноструктурного фазового анализа и обработки экспериментальных данных, обеспечивающая выделение на дифрактограммах жаропрочного сплава типа ВТ18У линий фаз с ГПУ- решеткой (а, а\ а2), не разделяемые в обычных условиях проведения РСФА.
-
Данные по химическому составу фаз (первичной и вторичной а-фаз, а2, в) образующихся в сплаве ВТ18У при длительной изотермической выдержке.
Апробация работы. Материалы диссертации были доложены и обсуждены международной конференции «Ti-2010 в СНГ», Екатеринбург, 2010; XX и XXI Уральской школе металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического материаловедения сталей и сплавов», Пермь, 2010; Магнитогорск, 2012; на всероссийский молодежной школе-конференции «Современные проблемы металловедения», Пицунда, 2009; V-ой российский научно-технической конференции «Физические свойства металлов и сплавов», Екатеринбург, 2009; на I и II международной научной школе для молодежи «Материаловедение и металлофизика легких сплавов», Екатеринбург, 2010, 2012, а также X. XIII международных научно- технических Уральских школах-семинарах молодых ученых-металловедов, Екатеринбург, 2009.2012.
Публикации. По материалам исследования опубликовано 22 печатные работы, из них 2 в издании, рекомендованном ВАК РФ. Список 11-ти работ, отражающих основное содержание диссертации, представлен в конце автореферата.
Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, 6 глав, выводов по работе, списка литературы; изложена на 171 странице, включает 86 рисунков, 14 таблиц, список литературы содержит 127 наименований.
Работа выполнена при научной и методической консультации профессора, к.т.н. Демакова С.Л.
Характерные особенности формирования структуры, фазового состава и свойств в жаропрочных и высокопрочных сплавах титана типа ВТ8М, BT18yHVST5553
В настоящее время имеется большой научный опыт по изучению структуры и свойств титановых сплавов, их взаимосвязи, в том числе и для характеристик жаропрочности.
Жаропрочные сплавы на основе титана
Главной проблемой создания жаропрочного материала является требование сохранения высоких прочностных свойств с повышением температуры при удовлетворительной пластичности в широком интервале температур. Достижение этих требований возможно только при создании термически стабильных структур. Во многих работах показано [1], что для создания высокого сопротивления ползучести при повышенных температурах необходимо использовать в качестве основы ос-фазу, упрочненную путем легирования твердого раствора. При этом, как следует из вышесказанного, одним из путей повышения термической стабильности является повышение температуры а/р перехода за счет легирования а-стабилизаторами: алюминием, кислородом, углеродом, азотом. Из этих элементов наиболее значимым является алюминий, который существенно увеличивает силу связи в а-твердом растворе и способствует росту соотношения параметров гексагональной плотноупакованной решетки с/а с 1,587 для нелегированного титана до 1,593 при 6 масс. % алюминия [1]. Увеличение с/а уменьшает возможность призматического и пирамидального скольжения и, тем самым, тормозит протекание процессов разупрочнения.
Жаропрочность сплава повышают также добавки олова, циркония [45] и галлия [46]. Температура полиморфного превращения при легировании алюминием, галлием повышается, при легировании оловом проходит через минимум, при легировании цирконием сначала сдвигается в сторону более низких температур и снова повышается при более высоком содержании легирующего элемента. Цирконий полностью растворяется как в а- так и в р-фазе [1].
Наиболее высокая прочность при повышенных температурах наблюдается у сплавов, содержащих алюминий за счет образования сверхструктурной фазы ТізАІ (аг-фазы).
Однако, эта фаза сильно охрупчивает сплав при низких температурах и резко снижает его технологическую пластичность, поэтому содержание алюминия в большинстве титановых сплавов обычно не более 7 %. Именно по этой причине до сих пор не получили широкого внедрения титановые сплавы на основе алюминидов, несмотря на уникальность их жаропрочных свойств.
Олово, помимо благоприятного влияния на жаропрочность, увеличивает прокаливаемость сплава, улучшает технологическую пластичность, может входить в состав интерметаллидных фаз и способствует повышению вязкости [47]. Цирконий существенно не упрочняет матрицу, но он повышает жаропрочность твердого раствора, увеличивает прокаливаемость и модифицирует структуру [48].
Титановые сплавы ВТ18У (6.8Al-2.5Sn-A0Zr-0.7Mo-l.0Nb) и ВТ8М (на основе системы Ti-Al-Mo-Si) являются классическим представителями отечественных жаропрочных сплавов на основе титана.
Сплав (а+р)-мартенситного класса ВТ8М является модифицированным вариантом титанового сплава ВТ8 и относится к деформируемым жаропрочным сплавам системы Ti-Al-Mo-Si. Предназначен для изготовления деталей, работающих при температурах до 500 С - лопаток и дисков компрессора низкого давления, деталей крепления, в том числе вентилятора.
Сплав ВТ18У разработан в ВИАМе в 1972 г., относится к классу псевдо-а титановых сплавов и является усовершенствованным вариантом сплава ВТ18. Является наиболее жаропрочным отечественным традиционным сплавом на основе титана [1]. Используется для изготовления деталей газотурбинных двигателей, в частности, компрессоров высоко давления, работающих при температурах 550...600 С (с возможными краткосрочными повышениями температуры до 625 С).
Многочисленные исследования показали определяющую роль структуры на получение комплекса свойств изделия. В настоящее время микроструктура пластинчатого типа считается лучшей для жаропрочных сплавов, так как обеспечивает более высокие характеристики жаропрочности и ударной вязкости. Однако при этом такой тип структуры показывает пониженные характеристики прочности, пластичности и усталости. Структура глобулярного типа, напротив, обеспечивает высокую прочность, пластичность, усталостные характеристики, приемлемый уровень ударной вязкости, но более низкий уровень жаропрочности.
Исходя из этого, сплавы, предназначенные для работы при умеренных и средних температурах, термообрабатываются в а+р-области при режимах, обеспечивающих глобулярно-пластинчатую (бимодальную) структуру с регламентированными параметрами [35]. Сплавы, работающие при температурах 500...600 С, обрабатываются в Р-области для получения пластинчатой структуры. Это обеспечивает повышение термической стабильности.
Распространение трещин происходит преимущественно по межфазным границам раздела. Уменьшение энергии межфазных границ достигается за счет сохранения когерентной связи решеток матрицы и выделяющихся фаз. С этой точки зрения становится понятным стремление к получению пластинчатых структур, создаваемых обработкой в Р-области с последующим замедленным охлаждением (или изотермической выдержкой) в области температур р— (сх+Р) превращения. Такой характер структуры обеспечивает наиболее благоприятное сопряжение решеток фаз с плоскими границами раздела и обладает повышенной термической стабильностью [57].
Кроме того, на характеристики жаропрочности оказывают влияние и величина зерна. С общих позиций считается, что при комнатной и пониженной температурах испытаний прочностные характеристики более высокие у сплавов с более мелким зерном. При более высоких температурах сплавы с крупнозернистой структурой показывают лучшую жаропрочность [58]. В присутствии примесей влияние величины зерна сказывается еще сильнее. Для сплавов титана наличие крупного зерна практически предопределяет пластинчатый характер выделения а-фазы, что также благоприятно сказывается на характеристиках длительной прочности.
Недостатками пластинчатой структуры по сравнению с глобулярной, как уже отмечалось, является более низкая прочность, пластичность при комнатной температуре, а также усталостная прочность [55, 59, 60].
Режим термообработки влияет на форму, размер, распределение и объемную долю первичной а-фазы. Такие исследования проводились, в том числе и на псевдо-а-сплавах [51] Ті - 5,8А1 - 4,8Sn - 2,0Zr - 1,0Мо - 0,34Si - 0,9Nd, Ті - 6,3Al - 4,8Sn - 2,0Zr - 1,0Mo -0,34Si - 0,9Nd, Ті - 6,8A1 - 4,8Sn - 2,0Zr - 0,5Mo - 0,34Si - 0,7-0,9Nd. Результаты показали, что форма первичной а-фазы мало зависит от температуры обработки на твердый раствор, но размер, распределение и объемная доля меняются с изменением температуры. При высоких температурах вблизи Тпп первичная а-фаза выделяется в основном по границам Р-зерен, а при снижении температуры термообработки - более равномерно. Количество алюминия в первичной а-фазе заметно выше, чем в р-превращенной при высокой температуре, а при снижении ее распределение алюминия между фазами также становится более равномерным.
Имеются исследования по изучению влияния текстуры на свойства жаропрочных сплавов. В работе [59] изучалось влияние различных типов текстуры, полученной горячей прокаткой в а+Р-области на свойства при растяжении, многоцикловую усталость и ползучесть при 600 С для сплава IMI834 с глобулярно-пластинчатой микроструктурой. Высокие значения предела текучести и усталостной прочности получаются, если в плоскости (0002) присутствует высокая доля компонент текстуры, ориентированных перпендикулярно оси нагружения. Это происходит из-за активизации систем скольжения с векторами Бюргерса с+ а с их более высоким критическим разрешенным сдвиговым напряжением по сравнению с системой скольжения с векторами Бюргерса а . Напротив, сопротивление ползучести слабо зависит от изменения текстуры.
Определение Тпп при непрерывном нагреве (а+Р)-сплавов мартенситного класса
В качестве представителей (сН-р)-сплавов мартенситного класса были исследованы сплавы ВТ23, ВТЗ-1, ВТ16, ВТ8М.
На сплаве ВТ23 методом пробных закалок (рис. 3.12) определена квазиравновесная температура полного полиморфного превращения - она составила 908±3 С.
Видно, что при обработке сплава ВТ23 по используемому режиму с равновесной ТПп с удовлетворительной степенью точности соотносится температура минимума эндотермического эффекта на кривой повторного нагрева. Температурная поправка ДТ, относительно температуры максимума частной производной ДСК, равна 3 С, т.е. заметно ниже, чем для рассмотренного ранее сплава ВТ6.
Близким по системе легирования к сплаву ВТ23 является сплав ВТЗ-1 и отличается от него отсутствием в составе ванадия.
По данным оптической металлографии закаленного с различных температур сплава (рис. 3.14), температура полного полиморфного превращения исследуемой плавки сплава составляет 968 ± 3 С.
В данном случае со значением Тпп, определенным с необходимой точностью соотносится температура максимума первой производной ДСК в области протекания полиморфного а+р— -превращения с учетом поправки ДТ = 13 С.
Определение Тпп для сплава ВТ8М было проведено по кривой повторного высокотемпературного нагрева после «базового» режима (рисунок 3.16). Исходя из имеющихся данных по методу пробных закалок, с Тпп (983 С) хорошо согласуется температура максимума первой производной (Тмп) от исходного сигнала, равная 982 С (расхождение температур в пределах 1 С).
Таким образом, для сплава ВТ8М величина необходимой температурной поправки составляет 1.. .2 С.
Отличительной особенностью сплава ВТ 16, по сравнению с представленными выше а+Р - сплавами является сравнительно низкое содержание алюминия (2,5-3,5% вместо 5-6), в связи с чем, Тпп данного сплава заметно ниже, чем у сплавов ВТ23 и ВТЗ-1 при близких значениях условного молибденового эквивалента.
Серия проведенных пробных закалок и последующий металлографический анализ показал, что равновесная температура полиморфного превращения исследуемой плавки сплава составляет 870 С.
После обработки по базовому режиму максимум первой производной на ДСК-кривой повторного нагрева составляет -871 С.
Таким образом, для сплава ВТ 16 с равновесной Тпп также хорошо соотносится температура максимума первой производной на кривой повторного нагрева с величиной поправки в пределах 1 С.
В целом, предложенная методика определения Тпп показала свою работоспособность применительно к а+Р - сплавам мартенситного класса.
Электронномикроскопическое исследование структуры сплава ВТ8М после различных условий охлаждения
Поскольку ДСК является методом исследования, показывающим только температурные диапазоны превращений, и не позволяет определить особенности структурных и фазовых превращений в материале, то для выявления характера и типа превращений структура сплава ВТ8М после охлаждения со всех температур нагрева была исследована методами растровой электронной микроскопии (РЭМ). Изображения структур сплава после различных условий охлаждения с исследуемых температур нагрева, полученные методом РЭМ, приведены на рис. 4.7.. .4.10.
Совместный анализ полученных структур при разных условиях охлаждения позволяет отметить следующее: во-первых, видно, что размер исходных зерен Р-фазы с увеличением скорости охлаждения не изменяется, поскольку формирование зерен происходит при нагреве за счет развития процессов рекристаллизации (рітсукки 4.7...4.10 а-д). Во-вторых, зернограничная а-оторочка выделяется при всех скоростях охлаждения, но увеличение скорости охлаждения приводит к её утончению до 0,5... 1 мкм, если при скоростях охлаждения до 55 /мин она является сплошной, то при скорости 60 /мин сплошность нарушается - ряд границ не имеет оторочки. Кроме того, можно отметить, что изменение скорости охлаждения не оказывает заметного влияния на тип внутризеренной структуры - она остается колониальной, но количество ориентации в пределах одного зерна увеличивается.
Толщина пластин имеет тенденцию к утонению с увеличением скорости охлаждения. Очевидно, что после образования пластин в верхнем температурном диапазоне, в дальнейшем распад происходит за счет увеличения их толщины. Временные рамки нахождения в одном и том же температурном диапазоне в 4,5 раз больше в случае медленного охлаждения, что приводит к образованию более толстых пластин. В итоге толщина вторичных пластин, образовавшихся в верхнем температурном диапазоне, уменьшается до 0,5 мкм. Толщина вторичных пластин, образовавшихся в нижнем температурном диапазоне, также уменьшается до 0,2 мкм, при этом доля этих пластин увеличивается. С увеличением скорости охлаждения дисперсного распада не наблюдается и между колониями фиксируется остаточная р-фаза. Объемная доля первичной а-фазы и её размер уменьшается до 5 мкм в случае охлаждения со скоростью 60 /мин.
Анализ микроструктуры (рисунок 4.7) позволяет определить характер и тип превращения в каждой из трех выделенных методом ДСК температурных стадий распада Р-твердого раствора (таблица 4.1). В верхнем температурном диапазоне распад происходит в основном за счет роста первичной а-фазы. Образование зернограничной а-оторочки, по всей видимости, следует приписать среднетемператур.юму диапазону превращения, поскольку она наблюдается в структуре и при скоростях 55 ... 60 /мин, в которых верхний температурный диапазон превращений не зафиксирован. Вместе с образованием оторочки происходит выделение первых крупных колоний вторичных а-пластин, в свою очередь мелкие вторичные пластины выделяются в основном при 700 С и ниже, т.е. в низкотемпературном диапазоне распада.
На рисунке 4.8 существенным различием данной структуры, по сравнению со структурой представленной на рисунке 4.7, является изменение размера исходного Р-зерна с 30 мкм до 15 мкм, что связано с более низкой температурой нагрева ниже, чем в предыдущем случае. В результате этого в структуре фиксируется большее количество глобулей первичной а-фазы, которые являются эффективным тормозом роста рекристаллизованных р-зерен, особенно хорошо это явление прослеживается на рисунке 4.8 в. а-оторочка фиксируется только при скоростях охлаждения 55 /мин и выше, при более медленных скоростях она отсутствует.
Это наблюдение подтверждает предыдущий вывод о том, что образование а-оторочки происходит в среднетемпературном диапазоне, а при более высоких температурах распад идет за счет укрупнения первичной а-фазы. В пределах р-зерна наблюдаются в основном одна - две колонии. Медленная скорость охлаждения в сочетании с большим количеством первичной а-фазы предопределяет преобладание распада за счёт движения уже существующих межфазных границ и распад Р-фазы происходит в основном за счет роста первичных а-глобулей, прохождение распада с образованием вторичных пластин наблюдается только в местах с пониженным содержанием первичной а-фазы. В спектре размеров пластин также можно выделить два типа - крупные вторичные пластины до 1 мкм и тонкие вторичные пластины 0,2...0,3 мкм. При этом распад с образованием пластин происходит только в областях р-фазы, размер которых превышает 5 мкм, в более малых объёмах происходит фиксация Р-фазы без признаков распада.
После охлаждения с температуры 920 С структура представлена исходными нерекристаллизованными зернами р-фазы, очевидно, из-за недостаточно высокой температуры нагрева для развития процессов рекристаллизации. Внутризеренное структура состоит из глобулей первичной а-фазы, размер которых около 10 мкм. Только в некоторых промежутках между а-глобулями наблюдаются а-колонии тонких пластин, которые имеют одну ориентацию. По сравнению с предыдущими структурами, представленными на рисунках 4.7 и 4.8, пластины а-фазы заметно утончаются и имеют размер до 0,2...0,3 мкм. Существенным отличием от предыдущих структур, является повышенная травимость отдельных микрообъемов Р-участков при том, что часть из них имеет более низкую травимость. Во всех случаях обработки на 920 С в структуре можно обнаружить непревращенные участки Р-фазы, обладающие пониженной травимостью. Ммаксимальное их количество приходится на скорость охлаждения 40 /мин.
Основной структурной составляющей при распаде с температуры нагрева 900 С становится первичная а-фаза (рисунок 4.10). Большое количество межфазных а/р-границ облегчает распад р-твердого раствора за счет их движения, что способствует укрупнению размеров первичной а-фазы. Соответственно в структуре мы наблюдаем существенное различие в объемной доле а-глобулей, при сравнении высоких и низких скоростей охлаждения.
Количество вторичных пластин при всех скоростях охлаждения относительно невелико, распад с образованием пластин происходит в основном в низкотемпературной области, где образуются очень тонкие пластины, или за счет образования дисперсных продуктов распада, различимых только по степени травимости. Практически, в диапазоне скоростей охлаждения 40...60 С/мин, в среденетемпературной области распад не протекает. Реализация распада в районе 700 С зафиксирована только при скорости охлаждения 20 С/мин.
Дальнейшее снижение температуры нагрева до 880 С, как показали исследования, не приводит к каким-либо заметным изменениям морфологии структурных составляющих сплава по сравнению с описанной выше температурой 900 С.
Исследование структуры сплава ВТ18У с повышенным содержанием циркония
Одним из режимов термической обработки полуфабрикатов и изделий из псевдо-а-сплавов типа ВТ18У, как отмечено ранее в настоящей работе, является обработка полуфабрикатов однофазной Р-области по типу высокотемпературного отжига с последующим ускоренным охлаждением и последующим длительным (100 часов и более) повторным отжигом при повышенных температурах в диапазоне 500.. .700 С.
В связи с этим для анализа тонкой структуры сплава и оценки интенсивности перераспределения основных легирующих элементов при длительной вьщержке в рабочем диапазоне методами РСФА, традиционной просвечивающей (ПЭМ) и сканирующей просвечивающей (STEM) электронной микроскопии с применением МРСА были исследованы образцы, подвергшиеся вьщержке в течение 100 часов при температуре 700 С сплава типа ВТ18У (табл. 5.1) после ускоренного охлаждения на воздухе с температуры нагрева в однофазную область 1150 С. Был использован скоростной нагрев сплава электроконтактным методом, проведений на ОАО «Корпорация ВСМПО-АВИСМА».
Исследование плавки сплава методом РСФА показало, что после обработки по отмеченному выше режиму в структуре сплава также фиксируются сверхструктурные линии а2-фазы (с/а = 0,8149) (201 и 102 на рис. 5.10) и линия (110)р [3-фазы (ар = 3,2589), кроме того наблюдается удовлетворительное разделение линий первичной (c/aaj = 1,5967), образовавшейся в процессе охлаждения с температуры первой ступени отжига, a-фазы и вторичной, выделившейся в процессе повторного отжига.
Электронномикроскопическое ПЭМ-исследование внутризеренной структуры при хіоказало, что в процессе термообработки по отмеченному режиму формируется, в целом, типичная структура (рис. 5.11-5.14) для сплавов данной группы.
В частности, анализ изображений на рис. 5.11 позволяет отметить, что большую часть показанной области представляет собой пластина первичной а-фазы (аперв), объем которой характеризуется хорошо различимым рельефом, кроме того, присутствующие морфологические особенности позволяют выделить присутствие в структуре сравнительно тонких прослоек Р-фазы (рис. 5.11 б, 5.12 б) и силицидов (Sx). Кроме того, стоит отметить, что в приграничной В/аперв-прослойке наблюдаются светлые области с отсутствующим рельефом. На основе общих представлений о структуре сплавов, можно предположить, что данные прослойки представляют собой пластинчатые выделения вторичной авт-фазы (рис. 5.11, 5.13), образовавшейся в результате распада остаточной 6-фазы в ходе длительной выдержки при 700С за счет нарастания на пластины первичной а-фазы.
Анализ картины точечной электронной дифракции с отмеченной на рис. 5.11,а области первичного а-фазы позволяет отметить, что на электронограмме кроме высокоинтенсивных рефлексов первичной а-фазы присутствуют запрещенные с точки зрения правила погасаний, рефлексы ГПУ-структуры (отмечено на рис. 5.14), а также наблюдается небольшое двоение основных рефлексов первичной а-фазы, которое может свидетельствовать о неоднородности состава первичной фазы. Расчет электронограммы показал, что данные сверхструктурные рефлексы действительно являются рефлексами упорядоченной аг-фазы. Полученные в свете данных сверхструктурных рефлексов темнопольные изображения показали, что в теле пластин первичной а-фазы наблюдается значительное количество областей с упорядоченной аг-структурой, а в теле межпластинчатых Р-прослоек такие области отсутствуют. Данные а2-выделения имеют вид характерной ряби, причем важно отметить отсутствие четких границ раздела выделений и матрицы.
Для анализа химического состава различных фазовых составляющих сплава, на просвечивающем электронном микроскопе в режиме STEM было методом МРСА проведено исследование распределения химических элементов в участках вблизи приграничной а/р-области, на которых хорошо разрешаются первичные и вторичные а-фазы, выделения силицидов и тонкая межпластинчатая р-прослойка (рис. 5.14).
Стоит отметить, что при получении изображений в режиме STEM контраст формируется, в том числе и за счет Z-контраста - различия по атомному номеру. Исходя из этого участки, обогащенные более легкими элементами (алюминием) являются более темными, нежели участки, обогащенные тяжелыми элементами, такими как олово, цирконий - более светлый. Однако вследствие того, что изображение в STEM формируется на просвет, дифракционный контраст также играет важную роль и поэтому однозначно судить о химическом составе областей только по данным STEM на практике сложно.
Таким образом, для оценки химического состава отмеченных на рис. 5.14 фазовых составляющих был проведен микрорентгеноспектральный анализ (рис. 5.15), показавший, что в процессе 100 часовой выдержки при 700С ускоренно охлажденного из однофазной области происходит заметное диффузионное перераспределение алюминия и элементов -нейтральных упрочнителей (олово и цирконий) между фазовыми составляющими.
Анализ полученных данных МРСА позволяет отметить следующую закономерность: при наличии силицидов в структуре сплава наблюдается тенденция преимущественного перераспределения циркония и олова в объем силицидных частиц. Также стоит заметную неоднородность концентрации олова в структуре близких участков (Spectrum 2, 3), представляющих собой область первичного а-твердого раствора с с выделениями упорядоченной а2-фазы.
Для более комплексного анализа процессов диффузионного перераспределения элементов на основе набора статистических данных о локальном химическом составе в различных областях структуры сплава была построена гистограмма средних концентраций легирующих элементов в отдельных фазовых составляющих, представленная на рис. 5.16.
На показанной гистограмме видно, что в трехфазной системе «(3 — а — а2» наблюдается закономерное перераспределение концентрации алюминия в сторону а2-фазы, а олова - между объемами Р- и а2-фаз, что непосредственно подтверждает полученные ранее в данном разделе значения кристаллографических характеристик. Также можно отметить, что наименьшая разница в перераспределении между фазами приходится на атомы циркония и это согласуется с результатами предыдущих исследований [125].
Таким образом, в результате исследования сплава типа ВТ18У с повышенным содержанием циркония методами ПЭМ и MPCA/STEM обнаружено и изучены морфологические особенности упорядоченных областей в объеме первичной а-фазы; установлены закономерности, а также показан вклад силицидных и интерметаллидных выделений в процессы перераспределения легирующих элементов (а-стабилизаторов и нейтральных упрочнителей) между основными фазовыми составляющими сплава.
Похожие диссертации на Исследования фазовых превращений методами структурного и термического анализа в двухфазных сплавах на основе титана
-
-
-
-
-
