Содержание к диссертации
Введение
Глава I. Состояние вопроса 9
1.1. Общая характеристика (а+р)-титановых сплавов 9
1.1.1 Принципы леї ирования (и+р)-титановых сплавов 10
1.1.2 Влияние фазового состава и структуры на механические свойства (сх-ф)-титановых сплавов 12
1.1.3 Термическая обработка (а+р)-титановых сплавов 15
1.2. Титановый сплав ВТ16 16
1.2.1. Характеристика и области применения сплава ВТ16 16
1.2.2. Влияние термической обработки на структуру и механические свойства сплава ВТ16 19
1.3. Термоводородная обработка титановых сплавов 35
1.3.1 Взаимодействие титана и ею сплавов с водородом 36
1.3.2. Основы термоводородной обработки титановых сплавов 40
1.3.3. Влияние водорода на структуру и технологические свойства сплава ВТ16 41
1.4. Технология изготовления деталей крепления из титановых сплавов 46
1.4.1 Сплавы, применяемые для изготовления деталей крепления. Достоинства сплава ВТ 16 49
1.4.2 Особенности пластической деформации сплава ВТ16 50
1.4.3 Холодная высадка юловки и редуцирование стержня 52
1.4.4 Смазки и покрытия 55
1.5. Заключение по литературному обзору и постановка задач исследований 61
Глава II. Объекгы и методы исследования 63
2.1. Объекгы исследования 63
2.2. Методы исследования 64
Глава III. Исследование влияния фазового состава и структуры на деформируемость титановою сплава ВТ16 при комнатной температуре 69
3.1. Исследование влияния режимов термической обработки на фазовый состав и структуру сплава В Г16 69
3.2. Влияние фазовою состава и структуры на механические свойства и технологическую пластичность при холодной пластической деформации прутков из сплава ВТ16 86
3.3. Влияние режимов упрочняющей термической обработки на формирование структуры и комплекса механических свойств прутков из сплава BIT6 101
3.4. Влияние структуры и скорости деформации на деформационное упрочнение сплава ВТ16 110
3.5. Выводы 118
Глава IV. Исследование влияния дополнительною легирования водородом на деформируемость тигановою сплава ВТ16 при нормальной температуре 121
4.1. Влияние дополнительного легирования водородом на формирование фазовою состава и структуры сплава ВТ16 121
4.2. Влияние дополнительного легирования водородом на технологическую пластичность прутков из сплава ВТ16 128
4.3. Выводы поитве IV 138
Глава V. Оптимизация этапов технологии получения элементов крепления из прутков титанового сплава ВТ 16 139
5.1. Исследование влияния коэффициента трения на границе раздела металл-инструмент на деформируемость сплава ВТІ6 139
5.2. Разработка технологии высадки болтов большого диаметра из прутков титанового сплава ВТ 16 153
5.3. Выводы по главе V 159
Общие выводы по работе 160
Список литерагуры 163
Приложение 172
- Влияние фазового состава и структуры на механические свойства (сх-ф)-титановых сплавов
- Особенности пластической деформации сплава ВТ16
- Влияние фазовою состава и структуры на механические свойства и технологическую пластичность при холодной пластической деформации прутков из сплава ВТ16
- Влияние дополнительного легирования водородом на технологическую пластичность прутков из сплава ВТ16
Введение к работе
Актуальность проблемы. Детали крепления относятся к наиболее ответственным элементам конструкции самолетов, авиационных двшателей и ракетной техники. Они во многом определяют надежность неразъемных соединений конструкций летательных аппаратов. Уже в первые і оды промышленного освоения титана начался процесс производства и применения титановых крепежных деталей. Эго обусловлено тем, что удельная прочность титановых сплавов, реализуемая в конструкциях, на 50-60% выше, чем для конструкционных статей, и замена деталей крепления из сталей на детали из титановых сплавов позволяет снизить массу элементов крепления на 35-40%, а массу всег о самолета на сотни килограммов.
Сплав ВТ6 (Ti-6AI-4V) в настоящее время остается одним из основных сплавов для получения крупної абаритных деталей крепления. Однако для этого требуется применение юрячей деформации. В то же время детали крепления относятся к изделиям массового производства. Поэтому наиболее рациональная и высокопроизводительная технология их изготовления должна быть основана на холодной деформации. Следовательно, сплав для деталей крепления должен иметь высокую технологичность при обработке давлением, особенно холодной высадке, и высокие прочностные характеристики, в частности, сопротивление срезу и циклическую выносливость, в том числе и при наличии надреза.
Наиболее удачным сочетанием механических и технологических свойств применительно к деталям крепления обладает силав ВТ16 (Ti-3Al-4,5V-5,0Mo). Он содержит относительно небольшое количество алюминия, что позволяет сохранип» высокую технологическую пластичность. В то же время значительное легирование р-изоморфными стабилизаторами позволяет проводить упрочняющую термическую обработку. Поэтому из всех титановых сплавов, предложенных к настоящему времени, сплав ВТ16 относится к числу наиболее пригодных для производства титанового крепежа холодным пластическим деформированием.
Однако в настоящее время холодной высадкой получают болты диаметром до 8,0 мм, а для илоювления болтов большего диаметра используется технология іорячей высадки.
Поэтому проблема разрабоїки технологии обработки полуфабрикатов из сплава ВТ 16 диаметром больше 10 мм, обеспечивающей создание строю регламентированной структуры, позволяющей уменьшить удельное усилие сжатия при осадке и обеспечить высокую іехнолоіичсскую пластичность при нормальной температуре, является актуальной. Работа выполнена в рамках научной школы, руководимой членом-корреспондеіггом РАН, профессором, д.т.н. Ильиным А.А.
Цель настоящей работы состояла в изучении влияния структуры, формирующейся при различных режимах термической и термоводородной обработки, на технологическую пластичность сплава ВТ 16 и разработке на этой основе технолоіии получения детатей крепления диаметром до 14 мм методом высадки при нормальной температуре.
Для достижения поставленной цели необходимо было решить следующие задачи:
1. Изучить влияние фазового состава и структуры на технологическую пластичность при холодной пластической деформации прутков из сплава ВТ 16.
2. Изучить влияние структуры и скорости деформации на деформационное поведение сплава В П6.
3. Исследовать влияние дополнительного легирования водородом на деформируемость титанового сплава ВТ16 при нормальной температуре.
4. Оптимизировать этапы технологии получения болтов М14 из прутков титанового сплава ВТ16 диаметром 13 мм.
Научная новизна работы
1. Показано, что создание в прутке из сплава ВТ16 (а+р)-структуры, состоящей из 70% а-фазы с пониженной плотностью дислокаций и 30% механически стабильной р-фазы регламентированного химического состава с
суммарным содержанием Р-стабилизаторов, соответствующим значениям
условною коэффициента стабилизации р-фазы КРр = 1,4-1,5, обеспечивает высокою технологическую пластичность, позволяющую осуществлять операцию осадки при нормальной температуре со степенью сжатия не менее 75%.
2. Установлено, что деформационное поведение сплава BTI6 в процессе осадки при нормальной температуре зависит не только от структуры, но и от скорости деформации. Увеличение скорости деформации с 2-Ю"3 до 8-KrV1 приводит к снижению уровня деформационного упрочнения и большим значениям предельной степени осадки при сжатии.
3. Усыновлено, что для достижения высокой технологической пластичности при сжатии прутков из сплава ВТ16 при нормальной температуре необходимо, чтобы в процессе термической обработки в результате реализации р-»а -превращения происходило не зарождение новых, а рост уже существующих первичных частиц а-фазы. Показано, что максимальной технологической
» пластичностью при сжатии обладает структура, имеющая форму частиц а-фазы,
близкую к глобулярной, с размером 5-7 мкм.
4. Установлено, что дополнительное леїирование сплава ВТ 16 водородом приводит к образованию в структуре механически нестабильной р-фазы, претерпевающей под действием напряжения мартенситное р-»ос" - превращение, вызывающее резкое снижение предельной степени сжатия при осадке при нормальной температуре.
Практическая значимость
1. Разработан режим двухступенчатою отжиіа прутков из титанового сплава ВТ16, обеспечивающий формирование однородной глобулярной (а+Р)-структуры с низкой концентрацией дефектов кристаллическою строения в а- и р-фазах и строго регламентированным химическим составом р-фазы. Такая структура обсспечиваег повышение технологической пластичности сплава, что позволяет
проводить деформацию сжатием при нормальной темпераіуре со степенью не
менее 75%.
2. Разработан режим двухступенчатой вакуумной упрочняющей термической обработки, позволяющий за счет охлаждения с регламентированной скоростью 0,9К/с в интервале температур от 800°С до 500°С получить ненасыщенную леїирующими элементами р-фазу, распад которой на нижней ступени отжига обеспечивает значение предела прочности заготовок выше 1000 МПа.
3. Разработан состав и технология смазки прутков, позволяющие значительно уменьшить коэффициент трения между металлом и инструментом.
4. По разработанной технолоіии Фондом «МиТОМ» была получена опытная партия болтов М14 из прутков сплава ВТ 16 диаметром 13 мм методом высадки юловки при нормальной температуре, что подтверждено соответствующим актом.
Влияние фазового состава и структуры на механические свойства (сх-ф)-титановых сплавов
Прочность титановых сплавов определяется содержанием а- и р-фаз, соотношением их количества, степенью дисперсности и однородности структуры.
Следует отметить, что для а- и псевдо-а-сплавов титана повышение уровня прочности в основном связано с твердорастворным механизмом упрочнения как за счет леїирования алюминием и нейтральными упрочнитслями, так и Р-сгабилизаторами на пределе их растворимости в р-фазе. В ( х+Р)-снлавах помимо твердорастворної о упрочнения может быть реализовано структурное (дисперсионное упрочнение, ревизуемое в процессе закалки и последующего старения).
Прочностные свойства промышленных (а+р)-силавов в отожженном состоянии возрастают с увеличением содержания р-стабилизаторов и достигают максимума при таком их содержании, которое обеспечиваеі примерно равное количество а- и Р-фаз. Вместе с тем упрочнение, обусловленное переходными элементами, алюминием и нейтральными упрочнителями, не должно превышать приемлемого предела, свыше которого теряется пластичность, технологичность сплавов, вязкость разрушения, резко возрастает скорость роста трещин. При эквивалентных количествах [ стабилизаторов в структуре типичных (а+Р)-сплавов содержится примерно одно и то же количество р-фазы. Однако свойства сплавов, особенно технолоіические, могут быть различными. Так, в часіности, сплавы системы Ті-Al-Mo прочнее, чем эквивалентные сплавы системы Ti-Al-V, которые однако более технологичны. При сопоставимом уровне прочности (а+Р)-сплавы технолоіичнее а-сплавов и жаропрочных псевдо-а-сплавов [1].
Возможность изменения в довольно широких пределах механических свойств титановых сплавов определяется многообразием структур, которые моїуг быть получены у полуфабрикатов из титановых сплавов, особенно двухфазных, при изменении технологии деформации и режимов термической обработки [2, 5, 10-16].
Механические свойства, отожженных (а+р)-титановых сплавов существенно зависят от характера микроструктуры. Наибольшие различия наблюдаются для сплавов с зернистой и пластинчатой структурой. Для сплавов с зернистой структурой характерны: пластичность, технолоіичность, высокая циклическая прочность, кратковременная прочность, ударная вязкость. В (а+р)-сплавах с зернистой структурой частицы а- и р-фаз настолько мелки, что сплавы способны к сверхпластической деформации при температурах 900-950С без какой-либо специальной предварительной обработки [1].
Сплавы с пластинчатой структурой отличаются малой скоростью распространения трещин, высокой вязкостью разрушения, ударной вязкостью, жаропрочностью при пониженных характеристиках пластичности и циклической выносливости. Высокая вязкость разрушения титановых сплавов с такой структурой обусловлена сильным ветвлением трещин при их распространении [1, 13].
Механические свойства отожженных титановых сплавов с пластинчатой структурой зависят от ее параметров: величины исходного Р-зерна, размеров а-колоний и толщины а-пластин. Наилучшее сочетание кратковременных механических свойств наблюдается при оптимальных размерах а-колоний и толщине а-пластин. Регулируя параметры пластинчатой структуры, можно существенно повысить механические свойства титановых сплавов [ 1э 13].
Степень изменения различных показателей свойств при изменении типа и параметров структуры неодинакова. Наиболее существенно зависят от структуры показатели пластичности. Снижение поперечної о сужения при пластинчатой структуре по сравнению с глобулярной у (а+(5)-сплавов может достиіать 70-80% (отн.), уменьшение относительною удлинения 40-50% [10]. Сопротивления же малым степеням деформации, скорость /информационною упрочнения, а также временное сопротивление намного менее чувствительны к струкгуре.
В таблице 1.1 приведена общая характеристика механических и эксплуатационных свойств титановых сплавов с различным типом микроструктуры. Для той и другой структуры уменьшение любою параметра структуры и увеличение объемной доли тонких пластин вторичной а-фазы приводит к повышению кратковременной прочности, длительной прочности (при t 450C) и предела выносливости a.j [10, 11, 17].
Ошимальное сочетание механических и ресурсных свойств может быть достигнуто при бимодальной структуре [10, 17]. При объемной доле а-фазы, равной 7,5-30% в зависимости от состава сплава, сочетаются достоинства механических свойств материалов с пластинчатой и глобулярной структурами. Оптимальный комплекс механических свойств a+p-титановых сплавов с бимодальной структурой это следствие формирования мелкозернистой структуры с регламентированным внутренним строением. Такая структура создается при высокотемпературной деформации в a+p-области в условиях тормозящего влияния а-фазы на зарождение и рост зерен р-фазы. При этом для обеспечения оптимальною комплекса свойств необходимо регламентировать не только долю первичной а-фазы, но и размеры исходных Р-зерен, толщину пластин вторичной а-фазы и размеры первичной а-фазы. Титановые (сс+р)-сплавы отличаются большим разнообразием структуры и свойств благодаря возможности при легировании изменять в широком интервале соотношение а- и р-фаз в отожженном состоянии, и благодаря применению отжига, и закалки со старением [18].
Эффект термическою упрочнения (а+Р)-сплавов усиливайся с увеличением содержания р-стабилизаторов из-за увеличения количесіва зафиксированных закачкой метастабильных фаз, способных к распаду при отпуске и старении, и достшает максимума для сплавов, близких по составу ко второй критической концентрации. При увеличении концентрации р- стабилизаторов в Р-силавах эффект упрочнения несколько снижается из-за уменьшения количества упрочняющей а-фазы [1].
Упрочняющая термическая обработка (а+р)-сплавов дает наилучшие результаты для малогабаритных изделий. Это связано с двумя обстоятельствами. Во-первых, ілубина ирокаливаемости большинства (а+Р)-сплавон невелика. Во-вторых, в поковках и шіамповках больших размеров из-за трудности получения однородной, хорошо проработанной структуры упрочняющая термическая обработка приводит к резкому снижению пластичности, предела выносливости, повышению чувствительности к трещине. Применение упрочняющей термообработки для (ач-р)-сплавов возможно лишь в том случае, если исходная структура представлена равноосными частицами а- и Р-фаз. Крупнозернистая и грубая пластинчатая макро- и микроструктура ведет к резкому падению пластичности [1, 6]. Сплавы, термически обработанные на высокую прочность, обладают пониженной вязкостью разрушения.
Особенности пластической деформации сплава ВТ16
МАТИ им. К.Э. Циолковского совместно с отраслевыми институтами авиационной промышленности (ВИАМ, ВИЛС, НИАТ, НИИД) была разработана водородная технология титановых сплавов [39-43]. Эга технолоіия основана на обратимости взаимодействия металлов с водород и тех благоприятных в технологическом отношении эффектах, которые вызывают обратимое легирование титановых сплавов водородом. Обратимость взаимодействия состоит в том, что металлы сравнительно леї ко поглощают водород в наводороживающей среде и столь же легко отдают ею в вакууме. Легирование водородом приводит к следующим эффектам, которые можно использовать для совершенствования технологических процессов: понижения напряжений течения металла, повышению предельных степеней деформации до появления первой трещины, легкому преобразованию неблагоприятных микроструктур в более благоприятные, улучшению условий механической обработки, усилению адгезии.
Водородная технология состоит в наводороживании металла, технологических операциях с использованием благоприятных эффектов, обусловленных водородом, и вакуумном огжше для снижения содержания водорода до концентраций, исключающих развитие водородной хрупкости в деталях и конструкциях в процессе их эксплуатации. Водородная технология титановых сплавов включают в себя [40]: а) водородное пластифицирование; б) термоводородную обработку; в) механоводородпую обработку; г) компакгводородные процессы; д) водородную технологию фасонного литья.
Водород представляет собой уникальный элемент периодической системы, который достаточно легко и в больших количествах поглощается материалами на основе гидридообразующих элементов и так же леї ко удаляется из твердою раствора при термической обработке в вакууме [40, 44-47]. При этом не происходит изменения агрегатного состояния материала. Эю позволяет использовать его в качестве временною леїирующею элемента в металлических материалах на определенной стадии производства полуфабрикатов и изделий [40, 44-48].
В работе [2] на основе экспериментальных данных, с учетом предыдущих исследований описаны особенности взаимодействия титана и его сплавов с водородом. Водород образует тверділе растворы внедрения в а- и р - фазах титана и сплавов на ею основе, причем наиболее вероятным местом расположения квазииона водорода в ГП - решетке а-фазы являются тетраэдрическис междоузлия (поры) [49,50]. При этом ею эффективный заряд близок к единице при нормальной температуре (Т„=297К) и уменьшается при ее увеличении. Изменения в электронном строении а-фазы, вызванные ионизацией атома водорода, приводят к уменьшению соотношения осей с/а ГП - решетки и ее термодинамической нестабильности [51, 52]. Это и является причиной низкой растворимости водорода (іидридов)ва-фазе.
Растворенный в Р-фазе водород также находится в тетраэдрических порах ОЦК - решетки в виде квазииона протона с эффективным зарядом близким к единице. Однако величина эффективною заряда квазииона водорода в р-фазе уменьшается с повышением температуры в меньшей степени, чем в ос-фазе [51]. Изменение, вызываемое ионизацией атомов водорода в электронном строении Р-фазы, приводит к увеличению ее термодинамической стабильности и, по-видимому, является основной причиной высокой растворимости водорода в Р-фазс [51, 52]. Однако начиная примерно с концентрации х„ = 1,0 ат.% (0,02 масс.%) квазиионы водорода в ОЦК - решетке начинают взаимно оттаткиваться [53]. Это приводит к уменьшению прочности межатомной связи, увеличению размеров элементарной ячейки (5-фазы и в конечном итоге к ее дестабилизации по отношению к гидриду. В связи с этим водород хогя и растворяется в Р-фазе титана и сплава на его основе в достаточно больших количествах, может приводить к ее эвтектоидному распаду при низких температурах или выделению іидридов при высоких [2]. В основе термоводородной обработки лежит возможность управления механизмом и кинетикой существующих или индуцированных водородом новых фазовых и структурных превращений путем рационального выбора температурно концентрационных условий воздействия на материал. Для успешной разработки технологических схем и режимов ТВО необходим анализ фазовых равновесий в системе сплав-водород. Изучению диаграммы состояния титан - водород посвящено много работ [2, 54-58]. Водород расширяет область р-фазы, сужает область а-фазы и образует ( гидрид ТіНх (рис. 1.9) [58]. При непосредственном образовании из титана и молекулярної о водорода іидрид имеет структуру 5-фазы, представленную ГЦК-решеткой, период которой возрастает от 0,440нм при составе Tillj до 0,4454нм при составе Till?99- При температурах ниже 42С 8-іидрид испытывает фазовый переход второю рода 8 -» є с температурным искажением его структуры [58]. Он образуется также при распаде пересыщенных относительно водорода р-твердых растворов. Вместе с тем при распаде пересыщенных относительно водорода а-твердых растворов образуется друюй іидрид - метастабильный іидрид у с тетрагонально искаженной ГЦК решеткой с соотношением осей с/а = 1,09-1,12 [59]. При температурах 335-300С происходит эвтектоидный распад р-фазы на а- и у-фазы. у-фаза представляет собой твердый раствор на основе гидрида титана ТіНг. Растворимость водорода в а-фазе при нормальной температуре невелика (0,002 0,005 % по данным различных авторов). При эвтектоидной температуре она возрастает до 0,15-0,18% (но массе) [58, 60].
Влияние фазовою состава и структуры на механические свойства и технологическую пластичность при холодной пластической деформации прутков из сплава ВТ16
Так как сплав ВТ 16 является в настоящее время одним из основных титановых высокопрочных сплавов, используемых для изготовления ответственных стержневых изделий, то представляет интерес рассмотреть некоторые особенности его пластической деформации.
Фазовый состав сплавов титана являегся одним из основных факторов, определяющих допустимую степень их холодной пластической деформации.
Сплав ВТ 16 является двухфазным и поэтому общее поведение сплава при пластической деформации определяется различными механизмами деформации в а и р-фазах. р-фаза имеет решетку ОЦК, в которой больше кристаллографических систем скольжения, чем в решетке ГП, котор)ю имеет а-фаза. Титан обладает рядом особенностей в развитии пластической деформации и разрушения, отличающих ею от друїих металлов, в том числе и от мет&плов с гексаі опальной плотноупакованной решеткой. Одной из таких особенностей является высокая чувствительность титана и его сплавов к концентрации напряжений и состоянию поверхности. Однако сразу же следует подчеркнуть, что чувствительность к концентрации напряжений титана зависит от напряженного состояния. При циклическом кручении титан практически не чувствителен к концентрации напряжений. В то же время в условиях циклическою изгиба наблюдается весьма высокая чувствительность к концентрации напряжений к состоянию поверхности. К числу особенностей пластической деформации титана при действии статических и циклических нагрузок следует отнести то, что а-титан отличается от друїих іексаюнальньїх металлов более высокой пластичностью (чем это следовало бы ожидать от металла с ГП - решеткой). Как показали рентгеновские исследования, у титана уже при комнатной температуре активизируются для скольжения плоскости пирамиды и призмы. Отношение осей титана с/а равно 1,5907, что значигельно меньше теоретической величины (1,633) для ГП - решетки. При уменьшении этого отношения уменьшается возможность скольжения по плоскости базиса (0001) и возрастает способность к скольжению по плоскостям призмы и пирамиды.
Пластическая деформация а-фазы протекает в основном путем скольжения дислокаций в плоскости призмы {lOlOJ в направлениях (і 120 к а также путем двойникования по плоскостям {lOT2J, {ll2l}, {і 122}, {і123}, {і 124} [73]. Пластическая деформация Р-фазы с олі.к. решеткой протекает в основном по плоскостям {і 12}, {і23}, {і 10} в направлениях (і 10).
При деформаций кристаллов а - титана наблюдали также сбросообразование - особый вид пластической деформации, характеризующийся протеканием скольжения с поворотом решетки вокруг направления, лежащего в плоскости скольжения и перпендикулярного направлению скольжения. Образование полос сброса в кристаллах ot-титана наблюдается в том случае, когда пласіическая деформация осуществляется скольжением, а не двойникованием.
Поскольку в техническом титане, а тем более в ею сплавах, существуют многочисленные препятствия для движения дислокаций в виде вторичных фаз, атомов внедрения, границ зерен и других барьеров, то линии скольжения имеют весьма специфичный характер. Удалось наблюдать: а) развитие тонких сдвоенных линий скольжения (параллельных и близко расположенных друг к другу); б) поперечное скольжение, возникающее в результате восхождения дислокаций на другую плоскость скольжения, заторможенных у иреггятсгвий; в) полосы аккомодации, являющиеся результатом активизации дополнительных шюскостеи скольжения, скольжение в этом случае развивается в результате приспособления решетки матрицы к сдвигообразованию в плоскости с большим числом препятствий. Таким образом, все это указывает на весьма своеобразное поведение титана при механическом нагружении, отличающее его от других металлов, в том числе -и от металлов с гексагональной плотноупакованной решеткой [21]. 1.4.3. Хочодная высадка головки и редуцирование стержня Наиболее перспективным и экономичным методом изготовления крепежных деталей является холодная высадка [74, 75], позволяющая резко увеличить производительность и коэффициент использования материала, в 2-3 раза сократить производственные площади, в 4 раза сократить затраты на оборудование по сравнению с методом горячей высадки. Для высадки головок болтов используются станки для холодной высадки за один, два и более ударов [23]. Для того, чтобы реализовать технологию производства болтов с холодной высадкой головок необходимо иметь материал с поперечным сужением \}/ 60-65% и предельной степенью деформации до появления первой трещины ССР 70-75%. Сплав ВТ16 имеет максимальную пластичность после отжига при температурах 700-800С при сравнительно невысокой прочности (ов 800-900 MI 1а). Поперечное сужение при этом достигает значений более 65%. Высоким поперечным сужением ( 70%) сплав ВТ16 обладает также после закалки с температур 700-950С, при этом после закалки с температур 775-900С формируется провші предела текучести. Таким образом, технолоіия получения болтов с холодной высадкой юловок может быть осуществлена для закаленных заютовок Последующее повышение уровня прочности болтов может быть достиінуто старением при температурах 560-580С в течение 4-10ч. Следует учитывать, что на деформируемость титановою сплава ВТ 16 в холодном состоянии существенное влияние оказывает и скорость деформирования и количество ударов при деформации. С увеличением скорости деформирования с 0,002 м/сек. до 0,6 м/сек. степень деформации (осадка на кривошипном прессе К2124 усилием 25 Г) увеличилась с 76,8% до 85% [21, 76].
Влияние дополнительного легирования водородом на технологическую пластичность прутков из сплава ВТ16
Как показали проведенные исследования, после прокатки материал находился в сильно наїаріованном состоянии, в процессе охлаждения с температуры прокатки сформировалась неоднородная дисперсная сгруктура, а твердость образцов колебалась от 36 до 46 ед. HRC. Высокая плотность дефектов кристаллическою строения и высокие напряжения обусловливают низкую технологическую пластичность сплава после горячей деформации, поэтому предельная степень осадки до появления первой трещины составила 34%.
Для двухфазных (а+р) - титановых сплавов общий уровень прочностных свойств определяется двумя составляющими: прочностью отдельно каждой из фаз (оа и ор) и дополнительным структурным упрочнением (Аас). Первая составляющая зависит от степени леїирования и эффективности растворного упрочнения каждой из фаз легирующими элементами. Вторая - определяется количеством каждой из фаз, размером, морфологией и взаимным расположением структурных составляющих (так называемое «структурное упрочнение»).
Проведённые исследования химического состава а- и (і-фаз при различных температурах (рис. 3.11 и 3.12) показали, что эффект растворного упрочнения а-фазы будет оставаться практически неизменным в температурном интервале 700-870С, т.к. неизменен её химический состав. Растворное же упрочнение р-фазы будет зависеть от предварительной температуры нагрева.
Все составляющие структурного упрочнения зависят от режима термической обработки. Об изменении степени структурною упрочнения при различных режимах термической обработки можно судить но изменению твердости образцов. Как показали проведенные исследования (см. п. 3.1), при увеличении температуры нагрсва в интервале 670-700, твердость образцов не изменяется при всех скоростях охлаждения, так как изотермическая выдержка при этих температурах не приводит к существенным изменениям в микроструктуре: размер первичных частиц а-фазы практически не изменясіся, а все три скорости охлаждения выше первой критической (рис. 3.13).
При охлаждении на воздухе и с печыо после выдержки при 730С происходит выделение дисперсных частиц а-фазы (рис. 3.1 Об). Значения твердости при охлаждении в воде с температуры 730С выше, чем при охлаждении с печью, но ниже, чем при охлаждении на воздухе.
Повышение температуры отжига до 770С приводит к дальнейшему повышению значений твердости для образцов, охлажденных на воздухе, так как чем выше температура нагрева, тем больше в процессе охлаждения выделяется вторичной а-фазы, причем при данной скорости охлаждения процессы зарождения новых дисперсных частиц а-фазы преобладают над процессами роста и формируется дисперсная структура.
При медленном охлаждении с печью процесс роста частиц преобладает над процессами зарождения, поэтому с повышением температуры выдержки до 770С значения твердости понижаются. Однако скорость охлаждения в температурном интервале от 800С до температур р-области оказывается выше, чем при охлаждении с более низких температур, что приводит к увеличению дисперсности структуры и, как следствие, повышению значений твердости (рис. 3.13).
Охлаждение образцов в воде от температур 730-770С приводит к понижению твердости, что связано с увеличением в структуре количества Р-фазы. Однако при дальнейшем повышении температуры нагрева вплоть до температуры Асз количество р-фазы начинает уменьшаться из-за выделения при охлаждении мартенсита а", что вызывает повышение твердости.
При охлаждении от температур, соответствующих Р-области, самую вмсокую твердость имеют образны, охлажденные на воздухе, так как эга скоросіь охлаждения для сплава ВТ 16 является V кр, и при ней формируется максимально дисперсная структура. Самая низкая твердость наблюдается у образцов, охлажденных с печью, так как при медленном охлаждении в сгруктуре формируются длинные пластины а-фазы внутри Р-зерна.
На следующем этапе работы были проведены исследования влияния структуры, формирующейся при различных режимах термической обработки на технологическую пластичность сплава ВТ 16. Из заготовок, нодвершугых изотермической выдержке при различных температурах и охлажденных от температур обработки с различными скоростями, вырезались образцы для испытаний на осадку.
Как было отмечено выше, скорость охлаждения в интервале температур 670-700С не оказывает существенною влияния на формирование структуры, однако в результате отжига уменьшается концентрация дефектов кристаллического строения, что способствует повышению технологической пластичности.
Доведенные испытания на осадку показали, что при увеличении температуры нагрева с 670 до 700С, предельная степень сжатия при осадке (с„р) увеличивается с 42% до 56% для всех трех скоростей охлаждения (рис. 3.14). Одновременно с этим уменьшаются удельные усилия сжатия при осадке (q2s) Дальнейшее повышение температуры нагрева до 730С с последующим охлаждением на воздухе приводит к резкому падению єпр и возрастанию q25-Очевидно, это обусловлено выделением в процессе охлаждения дисперсных частиц а-фазы, что способствует упрочнению сплава, и, следовательно, ведет к ухудшению его деформируемости. С повышением температуры нагрева увеличивается количество вторичной а-фазы, выделяющейся при охлаждении, то есть увеличивается степень дисперсионного упрочнения и, следовательно, снижаются значения гпр и повышаются \25 (Рис 3.14). Кроме того, при охлаждении на воздухе в структуре образуется механически нестабильная р-фаза [2].
