Содержание к диссертации
Введение
Глава 1 Обзор литературы 11
1.1 Общий обзор титановых сплавов 11
1.1.1 Физико-механические свойства титановых сплавов 11
1.1.2 Легирование титановых сплавов и их классификация 13
1.1.3 Плавка и литье титановых сплавов 16
1.1.4 Деформационная и термическая обработка титановых сплавов 17
1.1.5 Применение титановых сплавов 21
1.1.6 Разработка новых титановых сплавов
1.1.7 Повышение механических свойств титановых сплавов с помощью методов приготовления и обработки 26
1.1.8 Композиционные материалы на основе титана: способы получения, физико-механические свойства, применение 29
1.2 Бинарная диаграмма Ti-В. Бориды титана: термодинамика образования, свойства боридов 41
1.3 Модифицирование титановых сплавов бором 45
1.3.1 Влияние модифицирования бором на структуру титановых сплавов 45
1.3.2 Влияние модифицирования бором в сочетании с деформационной и термической обработкой на физико-механические свойства титановых сплавов.49
1.4 Композиционные материалы на основе TiiB 55
1.4.1 Структура композиционных материалов на основе TiiB в зависимости от способа получения и обработки 55
1.4.2 Физико-механические свойства композиционных материалов на основе TiiB 64
1.5 Постановка цели и задач исследования 73
Глава 2 Материалы и методики эксперимента 75
2.1 Состав изучаемых материалов и способ их изготовления 75
2.2 Деформационная и термическая обработка 77
2.3 Металлографический и электронно-микроскопический анализ 80
2.4 Рентгеноструктурный анализ 81
2.5 Определение температуры полного полиморфного превращения 82
2.6 Оценка модуля упругости 82
2.7 Механические испытания 84
Глава 3 Влияние модифицирования бором на микроструктуру сплавов ВТ1-0
и ВТ8 в литом состоянии и формирование мелкозернистой структуры при горячей деформации 87
3.1 Структура сплавов ВТ1-0 и ВТ1-0-0,2В в исходном состоянии 87
3.2 Формирование мелкозернистой структуры при горячей деформации сплавов ВТ1-0 и ВТ1-0, модифицированного бором 91
3.3 Влияние модифицирования бором на структуру ВТ8 в литом состоянии 104 3.4 Формирование мелкозернистой структуры при горячей деформации сплавов ВТ8 и ВТ8, модифицированного бором 108
3.5 Заключение по главе 3 115
Глава 4 Микроструктура и механические свойства сплава ВТ8, модифицированного бором и подвергнутого деформационной и термической обработке 117
4.1 Микроструктура и механические свойства при растяжении в литом состоянии, подвергнутом -отжигу 117
4.2 Микроструктура и механические свойства при растяжении после всесторонней изотермической ковки и -отжига 120
4.3 Микроструктура и механические свойства при растяжении после всесторонней изотермической ковки и (+)-отжига 124
4.4 Микроструктура и механические свойства при растяжении после горячей изотермической протяжки и -отжига 125
4.5 Сверхпластические свойства после всесторонней изотермической ковки 128
4.6 Вязкость разрушения после всесторонней изотермической ковки и отжига.130
4.7 Практическая значимость модифицирования титановых сплавов бором 132
Глава 5 Микроструктура и механические свойства коротковолокнистых композиционных материалов на основе ВТ1-0iB и ВТ8iB, подвергнутых деформационной и термической обработке 135
5.1 Микроструктура и механические свойства композиционных материалов на основе ВТ1-0iB в литом состоянии 135
5.2 Влияние горячей изотермической протяжки на микроструктуру и механические свойства композиционных материалов на основе ВТ1-0iB 142
5.3 Микроструктура композиционных материалов на основе ВТ8iB в литом состоянии 148
5.4 Влияние горячей изотермической протяжки на микроструктуру и механические свойства композиционных материалов на основе ВТ8iB 152
5.4.1 Микроструктура композиционных материалов на основе ВТ8iВ после горячей изотермической протяжки и отжига 152
5.4.2 Механические свойства при растяжении и вязкость разрушения композиционных материалов на основе ВТ8iВ после горячей изотермической протяжки и отжига 154
5.4.3 Разрушение композиционных материалов на основе ВТ8iВ 157
5.4.4 Механические свойства на ползучесть композиционных материалов на основе ВТ8iВ после горячей изотермической протяжки и отжига
5.5 Оценка эффективности упрочнения композитов на основе модели сдвигового запаздывания 164
5.6 Заключение по главе 5 166
Выводы 168
Список сокращений 170
Список литературы
- Деформационная и термическая обработка титановых сплавов
- Металлографический и электронно-микроскопический анализ
- Формирование мелкозернистой структуры при горячей деформации сплавов ВТ1-0 и ВТ1-0, модифицированного бором
- Микроструктура композиционных материалов на основе ВТ8iB в литом состоянии
Введение к работе
Актуальность темы. Титановые сплавы, обладающие высокой удельной прочностью и коррозионной стойкостью, являются незаменимыми конструкционными материалами для аэрокосмической, энергетической и химической промышленности. Для расширения области применения титановых сплавов стремятся повысить их жаропрочность и прочность, для чего в последние годы применяют необычное легирование и разрабатывают металломатричные композиты на основе титановых сплавов. Если рассмотреть в связи с последним возможные упрочнители для титановой матрицы, то, как видно из таблицы 1, моноборид титана является наиболее подходящим, поскольку имеет высокий модуль Юнга, что важно для титановых сплавов, имеющих относительно низкий модуль упругости, высокую прочность и близкий к титану коэффициент термического расширения. К этому следует добавить химическую инертность моноборида титана по отношению к матрице (в отличие, например, от SiC, Al2O3 и TiB2), высокую адгезионную прочность границы раздела между титановой матрицей и упрочнителем, возможность образования TiB in situ без выделения дополнительных фаз при разных способах изготовления композита.
Таблица 1 – Физические свойства возможных упрочнителей титановой матрицы
Свойство Плотность, г/см3
Модуль Юнга, ГПа Предел прочности, ГПа
Коэф. терм. расширения при 20C (х10-6)
Al2O3
4,1
В системе Ti-B в зависимости от содержания бора принято различать две группы материалов. Первая – это модифицированные бором сплавы, содержащие ~0,01–0,1 вес.% бора, вторая группа – это коротковолокнистые композиционные материалы на титановой основе, содержащие ~1–10 вес.% бора. В случае модифицирования объемная доля TiB незначительна, и роль боридов в основном сводится к их влиянию на структуру. В композитах объемная доля боридов может достигать десятков процентов, в этом случае волокна TiB являются упрочняющей фазой композита. Таким образом, легирование бором титановых сплавов представляет две физические возможности: первая – это модифицирование бором, и вторая – создание композиционных материалов на основе Ti-TiB.
Модифицированные бором титановые сплавы интенсивно изучаются только в последние годы. Для сплава Ti-6Al-4V известно, что благодаря добавкам бора измельчается литая структура, уменьшается текстура литья, незначительно увеличиваются прочность, износостойкость, усталостные свойства. Малоисследованным остается влияние боридов на формирование мелкозернистой структуры в титановых сплавах при горячей деформации, а также влияние различной деформационной и термической обработки на механические свойства модифицированных бором титановых сплавов.
Композиционные материалы на основе Ti-TiB активно изучаются последние десятилетия, при этом большинство работ посвящено композитам, полученным с использованием порошковой металлургии. Преимуществом такого способа изготовления композита является возможность введения большой объемной доли моноборида титана. Недостатки порошковой технологии – это остаточная пористость, примеси, практически нулевая пластичность, а также высокая стоимость изготовления композиционного материала. Альтернативой порошковому пути является обычное литье. К его достоинствам относится простота и дешевизна изготовления, низкие уровни примесей и пористости в получаемом композите. Недостатком литья является ограничение по количеству вводимого бора из-за образования грубых первичных боридов, снижающих механические свойства. Малоизученными в отношении композитов на основе Ti-TiB, получаемых литьем, являются следующие вопросы: а) сколько целесообразно вводить бора; б) как с помощью горячей деформации добиться преимущественной ориентации волокон боридов (для достижения максимального упрочнения в направлении, параллельном ориентации волокон); в) насколько повышается жаропрочность таких композитов по сравнению с матричным материалом.
В качестве исходных материалов в работе были взяты технически чистый титан марки ВТ1-0, двухфазный сплав ВТ8 и бор в виде аморфного порошка. ВТ1-0 был выбран как удобный модельный материал, ВТ8 – как сплав с высокой технологической пластичностью и одновременно жаропрочный материал, на котором можно проверить возможность повышения жаропрочности за счет армирования моноборидом титана.
Цель работы: выявление закономерностей влияния легирования бором в сочетании с горячей деформацией и термической обработкой на механические свойства титановых сплавов и композитов, полученных литьем. Для достижения поставленной цели в работе решались следующие задачи:
1. Выявить влияние малых добавок бора на структуру в литом состоянии и
формирование мелкозернистой структуры при горячей деформации сплавов ВТ1-0
и ВТ8.
2. Исследовать возможности повышения механических свойств титанового сплава
ВТ8 за счет малых добавок бора в сочетании с горячей деформацией и
термической обработкой.
3. Оценить целесообразное количество вводимого бора при изготовлении с
помощью литья композитов на основе ВТ1-0-TiB и ВТ8-TiB.
4. Исследовать влияние горячей деформации на микроструктуру и механические
свойства композиционных материалов на основе ВТ1-0-TiB и ВТ8-TiB.
Научная новизна. Модифицирование титановых сплавов ВТ1-0 и ВТ8 бором в количестве ~0,1 вес.% приводит к образованию коротких, однородно распределенных волокон моноборида титана (TiB), которые способствуют существенному измельчению литой структуры, что обеспечивает повышение пластичности при сжатии по сравнению с матричным сплавом и облегчает формирование мелкозернистой структуры при горячей деформации. В частности, как показано для литых ВТ1-0 и ВТ1-0-0,2В, измельчение литой структуры
5 благодаря добавлению бора способствует более делокализованному развитию динамической рекристаллизации при горячей деформации, что обеспечивает существенно более высокий рекристаллизованный объем. Обнаружено, что подобная мелкозернистая структура формируется после горячей деформации литого ВТ1-0-0,2В и исходного горячекатаного ВТ1-0. При этом эффективнее всего динамическая рекристаллизация развивается при деформации в двухфазной (+)-области (900С).
На примере сплава ВТ8 выявлены условия, при которых модифицирование бором обеспечивает улучшение механических свойств. Показано, что добавление 0,1-0,2 вес.% бора в сочетании с всесторонней изотермической ковкой при температурах (+)-фазовой области и последующей термической обработкой, включающей в себя отжиг в -фазовой области, обеспечивает существенно более высокую прочность и пластичность при незначительном снижении вязкости разрушения по сравнению со сплавом ВТ8 без бора после аналогичной обработки. В мелко- и ультрамелкозернистом состоянии механические свойства при растяжении, в том числе сверхпластические свойства, модифицированного бором сплава ВТ8 соответствуют свойствам сплава без бора.
Показано, что для получения с помощью литья коротковолокнистых композиционных материалов на основе ВТ1-0-TiB и ВТ8-TiB целесообразное количество вводимого бора составляет 1,5-2 вес.%. Для таких композиционных материалов впервые предложены схема и режимы горячей деформации, обеспечивающие переориентацию волокон TiB вдоль одного направления с сохранением высокого отношения их длины к диаметру. Горячая деформация основана на протяжке в изотермических условиях при температурах (3- или верхней части (+)-фазовой области при невысоких скоростях деформации, что позволяет в условиях низких напряжений течения переориентировать волокна, не вызывая их сильного дробления. Новые композиционные материалы существенно превосходят матричные сплавы (после аналогичной обработки) по прочности, модулю упругости и, как было показано для композита на основе ВТ8, сопротивлению ползучести при 500-600С без радикального снижения пластичности и вязкости разрушения.
Практическая значимость. Разработаны научные основы для применения бора в качестве легирующей добавки к титановым сплавам. Установлено, что модифицировать бором титановые сплавы целесообразно в количестве 0,1-0,2 вес.% с целью измельчения исходной литой структуры, повышения технологической пластичности сплава и ускорения формирования мелкозернистой структуры при горячей деформации. Показано, что модифицирование бором сплава ВТ8 позволяет проводить термическую обработку с нагревом в -фазовой области после горячей деформации с повышением основных механических свойств по сравнению со сплавом ВТ8 без бора. В итоге, модифицирование бором слитков титановых сплавов: а) может сократить число деформационных переделов и соответственно объем механической обработки при получении мелкозернистых полуфабрикатов; б) устраняет опасность быстрого роста зерен при нагреве в -область в случае термической обработки или адиабатического перегрева при
деформации; в) повышает основные механические свойства после деформационной и заключительной термической обработки с нагревом в -область.
Показано, что полученные литьем композиционные материалы на основе Ti-TiB, содержащие около 10 об.% TiB (1,5-2 вес.% бора), подвергнутые горячей изотермической протяжке с последующей термической обработкой, включающей в себя отжиг в (3-фазовой области, демонстрируют существенно повышенную прочность, модуль упругости и, как было показано для композита на основе ВТ8, сопротивление ползучести в направлении, параллельном ориентации боридов, по сравнению с матричным материалом без критического снижения пластичности и вязкости разрушения. Это создает предпосылки для использования таких материалов при более жестких условиях и повышенных температурах, чем матричный титановый сплав. Следует отметить, что в случае матрицы из жаропрочного -титанового сплава температурная область применимости композита, по всей вероятности, может быть расширена до температур выше 600С. Благодаря применению литья и традиционной деформационной обработки стоимость изготовления коротковолокнистых композиционных материалов на основе Ti-TiB, имеющих преимущественную ориентацию волокон TiB, будет сравнима со стоимостью матричного титанового сплава.
На основе полученных результатов подготовлены технологические рекомендации по деформационной и термической обработке композиционных материалов на основе Ti-TiB, полученных с помощью литья.
Основные положения, выносимые на защиту:
1. Результаты микроструктурных исследований модифицированных бором
титановых сплавов ВТ1-0 и ВТ8 в литом состоянии и после горячей деформации.
-
Результаты исследования влияния деформационной и термической обработки на микроструктуру и механические свойства модифицированного бором титанового сплава ВТ8.
-
Результаты исследования влияния содержания бора в сочетании с деформационной и последующей термической обработкой на микроструктуру и механические свойства композиционных материалов на основе ВТ1-0-TiB и ВТ8-TiB.
Апробация результатов работы. Результаты диссертационной работы доложены и обсуждены на Открытой школе-конференции стран СНГ «Ультрамелкозернистые и наноструктурные материалы», Уфа, 2012 и 2014 гг., на LII Международной конференции «Актуальные проблемы прочности», Уфа, 2012 г., на международной конференции «Materials Science and Engineering», Дармштадт, Германия, 2014 г.
Вклад автора. Соискатель самостоятельно выполнил экспериментальную часть работы, принимал участие в постановке работы, в обработке и интерпретации полученных данных, а также в подготовке публикаций.
Публикации. Материалы диссертационной работы представлены в 9 статьях в рецензируемых журналах из перечня ВАК, список которых приведен в конце автореферата, а также в тезисах конференций. Не по теме диссертационной работы диссертантом опубликованы 4 статьи в рецензируемых журналах из перечня ВАК.
7 Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, выводов и списка литературы из 152 наименований. Общий объем диссертации -184 страницы, в том числе 79 рисунков и 12 таблиц.
Деформационная и термическая обработка титановых сплавов
Титан в расплавленном состоянии отличается высокой реакционной способностью, что не позволяет проводить плавку в атмосфере воздуха. Титан плавят в вакууме либо в атмосфере инертных газов (аргон или гелий). Существует два основных способа плавки титана и его сплавов: вакуумно-дуговой переплав (ВДП) и гарнисажная плавка. ВДП происходит в вакууме, гарнисажная плавка может проводиться как в вакууме, так и в среде инертных газов [2, 11].
Суть метода ВДП заключается в многократном плавлении расходуемого электрода и постепенном заполнении расплавом медного водоохлаждаемого кристаллизатора. Сначала прессованием изготавливают электрод, состоящий из перемешанных частиц титановой губки и легирующих элементов в необходимом количественном соотношении. Электрод закрепляют в верхней части установки, внутри камеры создают вакуум P 10-3 мм. рт. ст. Между расходуемым электродом и тиглем зажигают дугу, которая постепенно проплавляет электрод снизу вверх, и расплав постепенно заполняет кристаллизатор. Во время плавки поддерживают низкое давление в камере, что позволяет удалить некоторое количество летучих примесей. Для уменьшения содержанием таких примесей и для получения лучшей однородности по составу слиток переплавляют таким же образом обычно еще один или два раза [12].
Гарнисажная плавка титана имеет некоторые преимущества перед ВДП. При гарнисажной плавке сплав сначала полностью расплавляется в медной водоохлаждаемой изложнице, а затем постепенно заполняется кристаллизатор. Источником тепла может служить поток плазмы в атмосфере инертного газа или электронный луч в вакууме. В этом случае при плавке удается удалить из расплава некоторые включения, оседающие на дно, и проплавить тугоплавкие частицы оксидов, нитридов и карбидов. Другим достоинством гарнисажной плавки является возможность получения не только осесимметричных слитков, но и, например, слитков в виде сляба. Это позволяет получить листовой прокат с меньшими затратами на деформацию и механическую обработку [11].
Серьезным недостатком вакуумных способов плавки титановых сплавов является испарение алюминия, который затем оседает и накапливается на стенках вакуумной камеры. Кусочки алюминия могут затем попасть в расплав, что приводит к значительной неравномерности содержания алюминия в слитке. При вакуумно-дуговом переплаве также происходит значительный перегрев расплава, что в сочетании с низкой скоростью кристаллизации и охлаждения способствует грубозернистости слитков [10]. Поэтому, как правило, слитки титановых сплавов сначала подвергают значительной деформационной обработке с целью измельчения литой структуры.
Деформационная и термическая обработка титановых сплавов Структура титановых сплавов характеризуется разнообразием стабильных и метастабильных фаз (, , , , ) [10] и большим количеством различных структурных составляющих (-зерна, колонии -пластин, - и -пластины, -оторочка, - и -глобулярные частицы). Структура также различается по типу, который может быть глобулярным, состоящим из зерен, пластинчатым, образованным колониями пластин, или бимодальным смешанным глобулярно-пластинчатым (дуплексным). Механические свойства титановых сплавов очень чувствительны к типу и параметрам микроструктуры [1]. Различными методами деформационной и термической обработки возможно изменение и/или превращение структурных составляющих в широком диапазоне размеров и количественного соотношения. При этом в зависимости от назначения детали и условий ее работы применяется необходимая технология обработки, обеспечивающая наиболее благоприятную в этом случае микроструктуру. В общем случае проводят деформационную обработку в два этапа с заключительной термической обработкой [11].
При традиционном вакуумно-дуговом переплаве из-за значительного перегрева расплава и малых скоростей охлаждения и кристаллизации в слитках титановых сплавов наблюдается крупнозернистая структура с размером -зерен, достигающим нескольких миллиметров. С целью измельчения размеров -зерен проводят деформационную обработку выше температуры полиморфного превращения. Для этого слиток нагревают на 100–150С выше Тпп и деформируют с помощью гидравлических прессов. Проводят расковку слитков (протяжка), либо всестороннюю ковку. Скорость деформации при этом не должна быть низкой, вследствие охлаждения слитка и увеличения напряжений течения, и не слишком высокой, чтобы избежать образования трещин. За один цикл нагрева обычно проводят деформацию на =20–30%, после чего заготовку снова нагревают и продолжают деформацию до достижения необходимых размеров заготовки. Температура деформации на последнем цикле может опускаться ниже Тпп с целью применения больших степеней деформации. В ходе деформационного процесса в однофазной -области -зерна сплющиваются, вытягиваются вдоль направления течения материала, может развиваться динамическая рекристаллизация с появлением новых мелких равноосных зерен. После деформации проводят рекристаллизационный отжиг в -области (Тпп + 50–75С). При этом по сравнению с исходным литым состоянием в ходе отжига формируется более мелкозернистая структура со средним размером -зерен около 500 мкм. При охлаждении после отжига в сплавах образуется пластинчатая структура. Следует отметить, что деформационная обработка при столь высоких температурах сопровождается сильным окислением поверхности сплавов, образованием хрупкого альфированного слоя. После деформации требуется обточка и фрезерование дефектов, трещин, зажимов и удаление альфированного слоя механическим или химическим способом [11, 13-15]. Деформационная обработка на втором этапе проводится ниже Тпп с целью превращения пластинчатой структуры, сформированной при деформации и термической обработке на первом этапе, в относительно мелкозернистую глобулярную. Для этого заготовку нагревают до температуры ниже Тпп на 20– 50С и проводят горячую деформацию в виде ковки, прокатки, экструзии или штамповки [11]. Скорость и необходимая степень деформации в этом случае определяются структурой и составом сплава.
Известно, что горячая деформация -титановых сплавов сопровождается интенсивным развитием процессов возврата из-за высокого значения энергии дефектов упаковки в -титане [16]. В работе [17] показано, что, несмотря на соответствующее динамическому возврату механическое поведение технически чистого титана при горячей деформации сжатием, в нем наблюдали равноосные зерна свободные от дефектов. В работе [18] наблюдали появление зубчатости границ и образование выступов и «языков» при горячей деформации. Все это свидетельствует о том, что основным механизмом формирования мелкозернистой структуры в -титановых сплавах при горячей деформации является прерывистая динамическая рекристаллизация.
В случае двухфазных сплавов кинетику и механизм трансформации пластинчатой структуры в глобулярную описывают разными моделями. Согласно работе [19], разделение пластин -фазы происходит вследствие развития динамического и статического возврата из-за образования полос сдвига внутри -пластин. Далее -пластины разделяются по новым образованным границам растущей перемычкой -фазы. В работах [20-22] показано, что внутри -пластин образуются субграницы, которые при дальнейшей деформации трансформируются в большеугловые границы, т.е. происходит непрерывная динамическая рекристаллизация. Далее происходит деление пластин по новым границам и их сфероидизация, причем сфероидизация может развиваться не только при горячей деформации, но и в процессе отжига деформированной структуры [23].
Металлографический и электронно-микроскопический анализ
В работе [71] показано, что при получении преимущественной ориентации волокон боридов в композите Ti-6Al-4V-1,55B модуль упругости в этом направлении составляет 138 ГПа, поперек этого направления 127, при хаотичной ориентации TiB – 134 ГПа. После всесторонней ковки E несколько уменьшается, что можно объяснить дроблением боридов. Прокатка повышает модуль упругости (в направлении прокатки) до 145-148 ГПа [71]. В композите Ti-6A1-4V + 20 об.% ТІВ, полученном спеканием порошков, модуль Юнга составляет 145 ГПа, последующая экструзия способствует повышению модуля до 170 ГПа [44], что также объясняется преимущественной ориентацией волокон ТіВ в направлении экструзии.
Для объяснения повышения модуля упругости в композитах по сравнению с матричным сплавом обычно пользуются правилом смесей, уравнением микромеханики Халпина-Цая и моделью сдвигового запаздывания (shear-lag model). Согласно правилу смесей, модуль упругости композита Ек может быть рассчитан на основе модулей упругости упрочнителя Еу и матрицы Ем и их объемной доли Vy и VM ER= Еу- Vy+EM- VM- (І)
Правило смесей хорошо описывает свойства композитов с относительно длинными (или непрерывными) волокнами, ориентированными в направлении растяжения. Правило не учитывает размеры волокон упрочнителя и их ориентацию и дает завышенные значения модуля упругости для коротковолокнистых композиционных материалов Ті-ТіВ с хаотично ориентированными волокнами [4, 107].
Уравнение микромеханики Халпина-Цая разработано для описания коротковолокнистых композиционных материалов с хаотично ориентированными волокнами. Модуль упругости композита Ек рассчитывается как: где LID - отношение длины волокон к диаметру, Еу и Ем - модули упругости упрочнителя и матрицы, Vy- объемная доля упрочнителя. Уравнение Халпина-Цая учитывает отношение длины волокон к диаметру и вполне применимо для композитов с хаотично ориентированными волокнами, но не может быть использовано в случае преимущественной ориентации волокон ТІВ, [44, 114].
Модель сдвигового запаздывания разработана Сох еще в середине XX века для описания механического поведения коротковолокнистых композиционных материалов [115]. В модели предполагается, что волокно упрочнителя и матрица идеально сопряжены (высокая адгезионная прочность границы между упрочнителем и матрицей), а распределение волокон однородное. Благодаря хорошему сопряжению напряжения при растяжении передаются от матрицы к волокнам только через сдвиговые напряжения, что и способствует «запаздыванию» сдвига матрицы. Иными словами общая деформация композита меньше, чем матрицы, благодаря меньшей деформации упрочнителя при данной нагрузке. Модель учитывает морфологию и ориентацию волокон армирующего компонента [42]: где Ey и Ем- модули упругости композита и упрочнителя; п - безразмерная постоянная, Vy и L/r - объемная доля и отношение длины волокон к радиусу, VM -коэффициент Пуассона матрицы. В работах [101, 116, 117] показана применимость модели для описания упрочнения титановых сплавов волокнами ТІВ, получено экспериментальное подтверждение теоретических расчетов. В отличие от модуля упругости прочность и пластичность коротковолокнистых композиционных материалов TiiB зависят от объемной доли волокон моноборида титана, а также от способа приготовления и обработки композиционного материала. По сравнению с матричными титановыми сплавами композиты на основе TiiB обладают большей прочностью при меньших значениях относительного удлинения. Также как и в случае многих других композиционных материалов с титановой матрицей прочностные свойства композитов TiiB с повышением температуры испытания уменьшаются в меньшей степени по сравнению с титановыми сплавами. Это объясняется большей жаропрочностью волокон моноборида титана, имеющих высокую долю ковалентной составляющей атомной связи [3, 111].
С увеличением содержания армирующего компонента более 15 об.% предел прочности уменьшается, а пластичность становится практически нулевой (таблица 1.4). Хрупкость композитов на основе TiiB при высокой объемной доле упрочнителя обусловлена преждевременным разрушением, ведущим к пониженной прочности. Вместе с тем преждевременное разрушение может быть связано не только с высокой объемной долей упрочнителя, но и с дефектами структуры, возникающими при приготовлении и обработке композитов. Различные методы приготовления, основанные на порошковой металлургии, могут обеспечить однородное распределение боридов и относительно небольшие их размеры, однако остаточная пористость после компактирования порошков и более высокий уровень примесей, в частности примесей внедрения, нивелируют эти преимущества. Агломераты волокон боридов, частицы диборида титана, которые не вступили в реакцию с титаном, также могут являться причиной преждевременного разрушения композитов [44, 64, 114]. Различные методы обработки, способствующие закрытию пористости или переориентации волокон TiB, позволяют повысить прочность и незначительно пластичность композитов, полученных порошковыми методами [44]. Пластичность литых композиционных материалов с содержанием бора, близким к эвтектическому составу, как правило, выше в сравнении с композитами аналогичного состава, но полученными порошковой металлургией. В работах Ивасишина и Zhang показано, что горячая деформация (ковка, осадка, прокатка, экструзия) ведет к повышению прочности, пластичность при этом может достигать приемлемых значений [71, 111].
Благодаря большей прочности композиционные материалы на основе титановых сплавов, армированные волокнами TiB, при многоцикловых усталостных испытаниях демонстрируют также более высокую усталостную прочность и большее число циклов до разрушения (при одинаковых нагрузках) по сравнению с матричными титановыми сплавами [64]. При малоцикловых усталостных испытаниях с амплитудой деформации 0,2–0,6% циклическая долговечность композитов TiiB меньше, чем у титановых сплавов [118]. В ходе испытаний наблюдается снижение амплитудных напряжений, что связывают с постепенным дроблением волокон боридов, приводящее впоследствии к более раннему разрушению образцов.
Известно, что увеличение содержания хрупкой упрочняющей фазы обычно сопровождается уменьшением вязкости разрушения металломатричных композиционных материалов [44]. Вязкость разрушения композитов TiiB в значительной степени зависит также и от метода их получения и обработки. В работе [119] композиты на основе сплава Ti-4Fe-7,3Mo, армированные 5, 10, 15 и 20 об.% TiB, получали спеканием порошков после механического легирования. Вязкость разрушения композитов с увеличением содержания моноборида титана уменьшалась с 10 до 8 МПам1/2, однако хрупкому разрушению композитов в работе во многом способствовала высокая остаточная пористость после спекания. В работе [103] композиционный материал Ti-6Al-4V-1,6B получали высокотемпературным спеканием предварительно приготовленных порошков необходимого состава. При этом вязкость разрушения композита с хаотично ориентированными боридами составила 40–55 МПам1/2, что считается вполне приемлемым значением. По сравнению с матричным сплавом Ti-6Al-4V вязкость разрушения композита уменьшилась на 30–50%. В работах [101, 102] изучалась вязкость разрушения композита состава Ti-6,5Al-1B, полученного порошковой металлургией. Показано что вязкость разрушения в композите может варьироваться в широких пределах от 20 до 70 МПам1/2, что авторы объясняют торможением роста трещины на поперечно ориентированных волокнах моноборида титана.
Титановые сплавы отличаются низкой износостойкостью, поскольку низкая теплопроводность титана и его высокая адгезионная способность способствуют перегреву контактной пары, налипанию титана на контртело, свариванию и вырыванию титана с поверхности при трении. Армирование сплава Ti-6Al-4V 10 об.% моноборида титана позволило повысить его износостойкость против стального диска до уровня износостойкого сплава Стеллит 6 [107]. В работе [120, 121] изучалась износостойкость композита Ti + 5, 10, 20 об.% TiB и TiC. Композит получали литьем путем добавления карбида бора в титан. Моноборид титана образовывался согласно реакции: 5Ti + B4C = 4TiB + TiC. Объем изношенного материала полученных композитов оказался в 3-4 раза меньшим по сравнению с технически чистым титаном. В работе [106] изучалась износостойкость композита Ti + 60 об.% TiB, полученного методом СВС. В этом случае объем изношенного материала композита составил только 3% от износа чистого титана.
Армирование титановых сплавов бором может также повысить сопротивление коррозии и окислению. В работе [122] проводились испытания на жаростойкость композита Ti-6,72Al + 8 об.% TiB и сплава Ti-6,72Al при 550– 650C в течение =300 ч. Композит показал большее сопротивление окислению благодаря хорошей адгезии волокон TiB и титанового сплава и большей коррозионной стойкости самого моноборида титана.
Формирование мелкозернистой структуры при горячей деформации сплавов ВТ1-0 и ВТ1-0, модифицированного бором
Слитки сплавов ВТ8 и модифицированных бором сплавов на основе ВТ8 после литья подвергали отжигу при температуре 1030C, что соответствует однофазной -области. На рисунке 3.14 представлены фрагменты кривых ДСК, полученных при нагреве сплавов ВТ8, ВТ8-0,2В, а также композита ВТ8-1,5В. Температуру полного полиморфного превращения + определяли по пиковому значению [132]. По кривым ДСК эта температура составила Тпп=1010±2С, что согласуется с литературными данными, по которым температура полиморфного превращения сплава ВТ8 находится в интервале 980–1020С [10].
Макроструктура поперечного сечения слитков сплавов ВТ8, ВТ8-0,1В, ВТ8-0,2В и ВТ8-0,4В представлена на рисунке 3.15. С увеличением содержания бора структура сплавов существенно измельчается, макроструктура становится более матовой. В макроструктуре литого сплава ВТ8 наблюдаются границы исходных -зерен, их средний размер составил D=2±0,5 мм.
Микроструктура слитков сплавов после отжига представлена на рисунке 3.16. Для всех сплавов наблюдается типичная пластинчатая структура. Светлые участки на фотографиях микроструктуры соответствуют -фазе, серые – -фазе, темные нитеобразные включения – волокнам моноборида титана. Для всех сплавов наблюдается оторочка -фазы вдоль границ исходных -зерен, типичная для двухфазных титановых сплавов после медленного охлаждения от температур -фазовой области. Видно, что в модифицированных сплавах бориды располагаются преимущественно по границам исходных -зерен часто вдоль линии оторочки -фазы. Длина волокон TiB составляет L=10–100 мкм, редко более 100 мкм при диаметре D=0,5-3 мкм. Очевидно, что бориды сдерживают рост -зерен и обеспечивают наблюдаемое измельчение размера исходных -зерен и -колоний во всех модифицированных бором сплавах.
На рисунке 3.17 представлены зависимости размеров исходных -зерен и -колоний от содержания бора в сплаве ВТ8. Следует отметить, что в рисунок включены также данные, полученные для композитов на основе ВТ8 с содержанием бора 1,5 и 2 вес.%, которые будут рассматриваться в пятой главе. Представленные зависимости свидетельствуют о том, что уже 0,1-0,2 вес.% бора достаточно для уменьшения размеров -зерен и -колоний примерно на порядок. Как и в случае технически чистого титана, увеличение содержания бора не оказывает существенного влияния на толщину пластин в сплавах на основе ВТ8. В изучаемых сплавах она отличается лишь в пределах ошибки измерения и составляет b=2,1±0,5 мкм.
Таким образом, модифицирование титановых сплавов ВТ8 и ВТ1-0 бором в количестве 0,1–0,2 вес.% способствует уменьшению размеров исходных -зерен и -колоний примерно на порядок. Проведенный отжиг в -фазовой области с последующим медленным охлаждением с печью показал, что образовавшиеся при литье волокна моноборида титана сдерживают рост -зерен при отжиге. Это означает, что эффект измельчения структуры слитка сохраняется при медленном охлаждении от температур -фазовой области, а значит, может быть реализован и в более массивном слитке. Следует отметить, что увеличение содержания бора свыше 0,2–0,4 вес.% (при использовании бора в качестве модифицирующей добавки), по-видимому, нецелесообразно, поскольку дальнейшее измельчение структуры при этом оказывается незначительным.
На рисунке 3.18 представлены кривые деформации при различных температурах испытания для образцов литых сплавов ВТ8, ВТ8-0,2В и ВТ8-0,4В, подвергнутых предварительному отжигу в -фазовой области. Во всем исследованном диапазоне температур сплавы с бором и без бора показали близкое механическое поведение. Легирование бором приводит к некоторому увеличению напряжения течения на начальной стадии деформации.
Значения напряжения течения сплавов зависят от размера -колоний, толщины пластин, упрочняющего влияния боридов, а также процессов разупрочнения в ходе деформации – динамического возврата, рекристаллизации, изгиба и переориентации пластин, процессов сфероидизации и глобуляризации. Уменьшение размера колоний, наличие жестких и прочных волокон моноборида титана в структуре обеспечивают некоторый прирост предела текучести в исследованном диапазоне температур. Однако в целом сплавы ВТ8, ВТ8-0,2В и ВТ8-0,4В демонстрируют близкое механическое поведение. С увеличением степени деформации до 30–40% напряжения течения сплава ВТ8 и модифицированных бором сплавов на основе ВТ8 становятся близкими. Это свидетельствует о более быстром разупрочнении модифицированных бором сплавов, по-видимому, вследствие более быстрого превращения пластинчатой структуры в глобулярную. Некоторый вклад в разупрочнение сплавов ВТ8-0,2В и ВТ8-0,4В может вносить и дробление волокон моноборида титана при деформации.
Испытания на сжатие образцов при температурах 700-1000С обнаружили некоторое различие в микроструктурных изменениях, сопровождающих деформацию. На рисунке 3.19 представлена микроструктура центральной части образцов сплавов ВТ8 и ВТ8-0,4В, деформированных при температурах 800-1000С. Несмотря на значительное различие в размерах -колоний в исходном состоянии, после деформации при 800-900С существенного различия в формирующейся при деформации микроструктуре не выявляется: в ходе деформации пластины в основном выгибаются, происходит некоторая сфероидизация и глобуляризация структуры. Различие проявляется с повышением температуры деформации. Видно, что в случае ВТ8 происходит переориентация -пластин, которые вытягиваются перпендикулярно направлению сжатия. В случае сплава ВТ8-0,4В деформированная микроструктура выглядит более равноосной, что, по-видимому, свидетельствует о лучшем протекании процессов сфероидизации и глобуляризации.
Микроструктура композиционных материалов на основе ВТ8iB в литом состоянии
С увеличением содержания бора от 1,5 до 2 вес.% прочность незначительно возрастает, а пластичность заметно снижается как при комнатной, так и при повышенных температурах. Тем не менее даже для ВТ1-0-2В при комнатной температуре относительное удлинение было всегда выше 5% и составило в среднем 7,6%. С повышением температуры деформации пластичность ВТ 1-0 и композиционных материалов возрастает, достигая максимума при 300С, затем снижается, что обуславливается окислением в процессе испытания. При 400-500С относительные удлинения, полученные для композиционных материалов, оказались близкими независимо от содержания, морфологии и ориентации боридов. По-видимому, это связано с наличием протяженных межфазных границ TiiB, которые способствовали окислению материала в процессе испытания, что могло снизить пластические свойства композиционных материалов после протяжки.
Интересно отметить, что различие в пределе прочности (аВ) композиционных материалов и матричного сплава при комнатной температуре выше, чем различие в пределе текучести (ст0,2) несмотря на тот факт, что удлинения, полученные для композиционных материалов, были существенно меньше. Это свидетельствует о значительном упрочнении при деформации, вызванном присутствием боридов, причем этот эффект упрочнения имеет место (как показано ниже) несмотря на дробление боридов в ходе деформации.
Относительное сужение после испытаний на растяжение при 20 и 300С сильно уменьшается в композитных материалах, особенно в исходном ВТ 1-0-1,5В с хаотически ориентированными волокнами боридов, в сравнении с матричным сплавом (рисунок 5.7г). Другая интересная особенность заключается в том, что величины v/ и 8 примерно одинаковы для ВТ 1-0-1,5В в исходном состоянии, около 5 и 9% соответственно при комнатной температуре и 300С, в то время как после протяжки величина относительного сужения становится существенно выше соответствующего удлинения (рисунок 5.7в,г). Другими словами, в исходном ВТ 1-0-1,5В с хаотично ориентированными боридами деформация развивается до разрушения практически без образования шейки, тогда как после протяжки наблюдается образование шейки. Важно отметить, что горячая протяжка, обеспечившая предпочтительную ориентацию волокон боридов вдоль направления протяжки (растяжения при последующем испытании), способствовала повышению величины относительного сужения в композите ВТ1-0-1,5В примерно в 3 раза по сравнению с исходным состоянием с хаотично ориентированными боридами. Это свидетельствует о существенно более вязком характере разрушения в случае предпочтительной ориентации волокон боридов вдоль направления растяжения.
Микроструктурные исследования плоской поверхности образцов композитов после испытания на растяжение показали, что трещины в композите зарождаются между или внутри неблагоприятно ориентированных крупных волокон моноборида титана (рисунок 5.8). Ориентированные вдоль направления растяжения волокна при растяжении интенсивно дробились в зоне разрушения (рисунок 5.8в) и в меньшей степени на некотором удалении от этой зоны (рисунок 5.8г). Это свидетельствует о локализации деформации вблизи зоны разрушения. Дробление боридов без вырывания их из матрицы также указывает на высокую адгезионную прочность границы между титановой матрицей и моноборидом титана [116].
На рисунке 5.9 показана поверхность разрушения ВТ1-0-1,5В с хаотично ориентированными боридами (исходное состояние) и ВТ1-0-2В с преимущественно ориентированными боридами. Видно, что в случае относительно благоприятно ориентированных волокон моноборида титана в исходном состоянии имеет место частично вязкое разрушение (рисунок 5.9а), тогда как неблагоприятно ориентированные бориды способствуют хрупкому разрушению сколом (рисунок 5.9б). После горячей протяжки, обеспечившей преимущественную ориентацию боридов параллельно оси растяжения, даже в композите заэвтектического состава ВТ1-0-2В наблюдается типичный ямочный излом, свидетельствующий о вязком характере разрушения (рисунок 5.9а). Отдельные неблагоприятно ориентированные крупные первичные бориды способствуют хрупкому разрушению сколом (рисунок 5.9г).
Таким образом, характер разрушения композиционных материалов на основе ВТ1-0iB определяется ориентацией волокон моноборида титана. В случае ориентации боридов вдоль направления растяжения имеет место вязкое разрушение, при хаотичной ориентации или ориентации поперек оси растяжения – смешанное или хрупкое. Горячая протяжка композиционных материалов на основе ВТ1-0iB при температурах -фазовой области позволяет переориентировать волокна моноборида титана с сохранением высокого отношения их длины к диаметру, что обеспечивает существенное упрочнение по сравнению с матричным материалом при сохранении довольно высокой пластичности.
На рисунках 5.10-5.12 представлена микроструктура композиционных материалов ВТ8-1,5В, ВТ8-2В и ВТ8-3В в литом состоянии после отжига в однофазной -области при 1030C. Композиты образованы пластинчатой (+)-структурой, армированной короткими волокнами моноборида титана. Объемная доля волокон TiB в композитах ВТ8-1,5В, ВТ8-2В и ВТ8-3В составляет соответственно 8, 11 и 16%. В композитах заэвтектического состава, ВТ8-2В и ВТ8-3В, наблюдаются крупные первичные бориды диаметром до D=50 мкм и длиной до L=1000 мкм. Некоторые волокна первичных боридов полые и заполнены матричным материалом. Эвтектические бориды имеют значительно меньшие размеры: D=0,5–20 мкм и L=10–250 мкм в композите ВТ8-1,5В, D=0,5– 20 мкм и L=10–300 мкм в композите ВТ8-2В и ВТ8-3В. Также как и в случае композитов на основе чистого титана более длинные волокна имеют больший диаметр. Отношение длины волокон TiB к диаметру составило L/D36 для композита ВТ8-1,5В и L/D27 для композита ВТ8-2В, для композита ВТ8-3В размеры волокон не оценивали. Волокна эвтектического моноборида титана не имеют преимущественной ориентации, первичные бориды в композите ВТ8-3В преимущественно ориентированы вдоль направления теплоотвода в слитке.
Видно, что увеличение содержания бора с 2 до 3 вес.% в композите ведет к увеличению объемной доли крупных волокон первичного моноборида титана, а объемная доля более мелких эвтектических боридов при этом не меняется. Это связано с тем, что содержание бора в эвтектике, а значит, и объемная доля эвтектических боридов, не зависит от общего содержания бора в составе, т.е. избыток бора выделяется через образование большей объемной доли грубых первичных боридов. Длина волокон первичных боридов в композите состава ВТ8-3В достигает L1000 мкм при диаметре D50 мкм. В композите ВТ8-2В размеры таких боридов несколько меньше – L 800 мкм, D 25 мкм, а отношение длины первичных волокон к диаметру выше, что, согласно модели сдвигового запаздывания, важно для достижения максимального упрочнения. В разделе 5.2 для композитов на основе технически чистого титана также было показано, что грубые волокна моноборида титана сложно переориентировать при горячей деформации, не вызвав их дробления. Таким образом, увеличение содержания бора в литых композитах на основе ВТ8 свыше 2 вес.% нецелесообразно, поскольку эффект упрочнения при этом будет ниже как в литом состоянии, так и после горячей деформации из-за меньшего отношения длины волокна к диаметру и неизбежности дробления крупных первичных боридов при горячей деформации.