Термическая обработка титановых сплавов

1. Разработка сплава

1.1 Характеристика базового элемента

1.2 Система Ti-Al и выбор сплава

1.3 Структурный анализ диаграммы состояния Ti-Al

1.4 Исследование влияния вспомогательных компонентов

2. Теоретические и технологические аспекты процесса плавки

2.1 Определение типа плавильного агрегата

2.2 Термодинамический анализ металлургических реакций

2.3 Кристаллизация сплава

2.4 Литейные свойства сплава ВТ21Л

3. Термическая обработка титановых сплавов

3.1 Отжиг

3.2 Закалка

3.3 Старение

4. Металлографические исследования сплава

5. Механические испытания сплава Список используемых источников

1. Разработка сплава

1.1 Характеристика базового элемента

Ti (Titanium) — лёгкий металл серебристо-белого цвета. Существует в двух кристаллических модификациях: б-Ti с гексагональной плотноупакованной решёткой, в-Ti с кубической объёмноцентрированной, температура перехода б-в 883 °C. Температура плавления 1668±4 °C. Плотность б-Ti при комнатной температуре равна 4,505 г/см³. При переходе б-Ti в в-Ti объем металла несколько уменьшается. Удельное электросопротивление 42•10^-6 — 70•10^-6 Ом• Удельное сопротивление 0,42 мкОм· м при 20 °C.

Таблица 1 — Механические свойства чистого титана

Коррозионная стойкость обеспечивается благодаря защитной пассивирующей пленке TiO₂.

титановый сплав термический

1.2 Система Ti-Al и выбор сплава Характер взаимодействия при образовании сплавов должен учитывать следующие факторы:

Элементы должны иметь кристаллическую структуру одинакового типа;

Атомные диаметры должны отличаться не более, чем 8−15%:

Элементы должны иметь близкие электрохимические свойства, что наблюдается при сходстве электронного строения.

Для компонентов Ti и Al они характеризуются следующими факторами:

Таблица 2 — Свойства кристаллической решетки элементов

Система Ti-Al характеризуется наличием основных соединений: TiAl, Ti ₃Al и ТiAl ₃.

Соединения TiAl и TiAl₃ образуются по перитектическим реакциям при температурах 1460 и 1340 °C соответственно, a Ti₃Al — по перитектоидной при 1255 °C. Соединение Ti3Al имеет гексогональную решетку, TiAl — тетрагональную, a TiAl₃ — ОЦТ.

Уменьшение твердости с одновременным повышением пластичности наблюдается в интерметалл идах с увеличением в них содержания алюминия. Так, моноалюминид титана обладает значительной высокотемпературной прочностью и малой пластичностью при нормальной температуре. Это обусловлено тем, что в нем приблизительно 70% металлической и 30% ковалентной связи.

Таблица 3 — Механические свойства сплава Ti-Al без дополнительных компонентов

Для обеспечения заданных механических свойств в систему Ti-Al можно ввести компоненты, которые обеспечат повышение механических свойств по механизму дисперсионного твердения.

Таблица 4 — Литейные титановые сплавы системы Ti-Al

Для сплавов ВТ9Л, ВТ20Л И ВТ21Л главным вспомогательным легирующим элементом является Al, а также выполняет роль модификатора I рода.

Выбран сплав ВТ21Л, так как именно этот сплав удовлетворяет заданные свойства.

1.3 Структурный анализ диаграммы состояния Ti-Al

Рисунок 1 — Диаграмма состояния Ti-Al

Механизм структурообразования очень зависит от состава исходной реакционной смеси.

Исходная стадия структурообразования алюминидов титана — плавление алюминия, вызванное тепловым импульсом и его дальнейшее растекание по каналам капиллярно-пористой среды. Последующая диффузия атомов алюминия в решетку частиц титана приводит к зарождению в диффузионной зоне интерметаллидного соединения TiAl₃.

При образовании в интерметаллиде возникают внутренние сжимающие и внешние стягивающие напряжения, что может привести к разрушению данного интерметаллида. В системе, содержащей 39,6% масс. Al, ранее образовавшийся слой ограничивает перемещение атомов алюминия в титановый материал.

При этом происходит наращивание слоя TiAl₃, что приводит к обеднению алюминиевой массы и последующему зарождению моноалюминида титана. При распространении процесса в глубь титановой массы концентрация алюминия уменьшится, что станет причиной зарождения интерметаллида Ti₃Al.Заключительной стадией структурообразования станет выравнивание состава интерметаллидных слоев, в первую очередь благодаря перекристаллизации Ti ₃Al в TiAl.

Рисунок 2 — Основные стадии структурообразования в системе Al-Ti

1.4 Исследование влияния вспомогательных компонентов Сплавы системы Ti-Al дают низкие механические свойства и относятся к неупрочняемым. Единственный метод повышения прочностных и пластических свойств является легирование компонентами, позволяющими повысить механические свойства до необходимого уровня.

Из рассмотрения диаграммы состояния Ti-AI можно выделить 4 основные структуры алюминидов титана: ТiзА1, TiAl, TiAI₂, TiAI₃.

Основа сплава должна обладать: высокой температурой плавленая, так как от нее зависят возможные рабочие температуры; высокой устойчивостью соединения; высокой удельной жаропрочностью, а следовательно низкой плотностью, для возможного уменьшения веса конструкции при неизменных рабочих характеристиках.

Как следует из таблицы 5, среди четырех структур алюминидов титана наилучшим сочетание сочетанием показателей обладает интерметаллид ТiAl₃, имеющий самую низкую плотность, наибольшую устойчивость, и достаточно высокую температуру плавления. За основу сплава выбирается структура TiAI₃.

Таблица 5 — Параметры систем Al-Ti

Титан наиболее сильно упрочняют такие элементы, как железо, марганец я кремний, менее интенсивно — олово, ванадий, алюминий и сравнительно слабо — цирконий, ниобий, тантал. Интенсивность упрочнения, определяемая тангенсом угла наклона зависимости прочностных характеристик от состава к оси абсцисс, уменьшается с увеличением содержания всех легирующих элементов, кроме алюминия. Алюминий в области концентраций 0…4% (по массе) упрочняет титан слабее, чем в интервале 4…7% (по массе). Многие легирующие элемент, кроме железа и марганца, не приводят к резкому падению характеристик пластичности.

Сплавы Ti содержат небольшое количество в-стабилизаторов. К тому же при многокомпонентном легировании суммарное упрочнение не является простой суммой упрочнения от введения отдельных компонентов из-за эффектов комплексного легирования.

Согласно законам Н. С. Курнакова, прочностные свойства двойных сплавов титана с в-стабилизаторами должны возрастать по криволинейной зависимости в области б-р астворов, аддитивно в двухфазной (б + в) — области и снова по криволинейной зависимости в области в-растворов с максимумом при 50% ат. титана и в-стабилизирующего элемента. В действительности механические свойства (б + в)-сплавов не подчиняются закону аддитивности в связи с тем, что при переходе от бк (б + в)-структуре зерно сильно измельчается, причем зернистая структура часто сменяется пластинчатой. Наиболее мелкое зерно свойственно сплавам, структура которых представлена примерно равными количествами би вфаз. При переходе от (б + в) — к в-структуре зерно вновь укрупняется. Отмеченное измельчение зерна приводит к отклонению прочностных свойств сплавов в сторону их больших значений.

2. Теоретические и технологические аспекты процесса плавки

2.1 Определение типа плавильного агрегата Титан относится к легким (р = 4,5 кг/дм3) тугоплавким (Tпл = 1668 °С) металлам. Теплопроводность расплава титана в 20 раз меньше, чем меди. Удельное электрическое сопротивление титана 0,61 *10″ 6 Ом-м. По сравнению со сталью удельная теплота кристаллизации титана (419 кДж/кг) в 1,6 раза больше.

Титан и его сплавы в жидком состоянии имеют чрезвычайно высокую химическую активность. Титан реагирует с кислородом, азотом, водородом, вступает во взаимодействие с различными оксидами, образующими огнеупорные материалы, и восстанавливает их. Кроме того, расплав титана растворяет углерод графитового тигля, что приводит к резкому снижению пластичности сплавов. Поэтому титан нельзя плавить в печах, футерованных обычными огнеупорами. Для выплавки качественных титановых сплавов необходимо исключить взаимодействие металла с футеровкой и газовой фазой. Поэтому плавку ведут в вакуумных гарнисажных дуговых печах.

Рисунок 3 — Схема вакуумной дуговой печи с расходуемым электроном для плавки титановых сплавов (1- электрододержатель, 2- расходуемый электрод, 3- вакуумная камера, 4- смотровое окошко; 5- литейные формы, 6- токопровод к тиглю, 7- шланг подачи воды, 8- медный водоохлаждаемый тигель, 9- гарнисаж)

2.2 Термодинамический анализ металлургических реакций Он позволяет предвидеть направление полноту реакций. Термодинамические исследования сводятся, в основном, к определению константы равновесия Кр, торги и Гиббса, ос которым судят о направлении реакций.

В данном исследовании реакции:

TiO₂ + Al = Ti + Al₂O₃

при Т=1350 К мы использовали метод Владимирова.

Таблица 6 — Расчет по методу Владимирова

lg K_p = 2,8527+(-25,2072) = -22,3545

?G₁₃₅₀ = -4,575•Т• lg K_p = -4,575•1350•(-22,3545) = 138 066,9806

При температуре 1350 К реакция пройдёт только в обратном направлении.

2.3 Кристаллизация сплава В соответствии с диаграммой состояния Ti-Al температурный интервал кристаллизации? t_кр сплава составляет примерно 30…50С. Такая величина? t_кр характеризует сплав как узкоинтервальный с хорошими литейными свойствами: хорошая жидкотекучесть, малая усадка, отсутствие пористости, концентрированная раковина.

Процесс кристаллизации начинается с образования центров кристаллизации б-фазы. Зародышами кристаллизации могут быть флуктуации основного металла, примеси, различные субмикроскопические твердые частицы. Различают гомогенное и гетерогенное зарождение центров кристаллизации. При гомогенном зарождении центров кристаллизации наблюдался два процесса:

1. Изменение свободной энергии при гомогенном зарождении новой фазы со сферическим радиусом;

2. Образование зародыша ведет к появлению поверхности раздела.

На величину радиуса влияет степень переохлаждения сплава.

Гетерогенное образование зародышей происходит на несовершенствах кристаллической решетки (точечные дефекты, дислокации) или на подложках, которые должны соответствовать размерному и структурному принципу. При наличии поверхности раздела зарождение новой фазы происходит при меньшем критическом радиусе.

При равновесии величина контактного угла зависит от относительной энергии трех границ раздела.

Из образовавшегося зародыша происходит рост дендрита.

Суммарная скорость кристаллизации зависит от скорости зарождения центров кристаллизации (СЗ) и скорости роста кристаллов (СР).

Величины СЗ и СР зависят о степени переохлаждения. При равновесной температуре с увеличением ?Т изменяются параметры СЗ и СР и происходит кристаллизация сплавов.

Процесс кристаллизации и зависимость от степени переохлаждения? Т и температурного интервала кристаллизации может быть фронтальном (с плотной столбчатой структурой и концентрированной усадочной раковинной у узкоинтервальных сплавов) и объемной (у широкоинтервальных сплавов е обширной пористостью). На процесс кристаллизации оказывает влияние модифицирование и специальные технологические приемы (установка холодильников, покраска формы и др.).

2.4 Литейные свойства сплава ВТ21Л К литейным свойствам относятся:

2.4.1 Неравновесная кристаллизация и ликвационные процессы. Процесс затвердевания сопровождается неравновесной по химическому составу кристаллизацией, как объективной из-за дендритной ликвации, которая возникает вследствие различия состава жидкости и крисстализации из неё твердой фазы. В результате процессов, происходивших при кристаллизации слитков и отливок из алюминиевых сплавов в реальных производственны условиях их структура оказывается неравновесной. Основные особенности неравновесной структуры заключаются в следующем:

1) Ликвирующие элементы и примеси неравномерно распределяются по объему дендритов твердого раствора. Периферийны зоны дендритных ветвей обогащены элементами, понижающими температуру плавления титана (Al, O₂, N) и обеднены элементами, повышающими точку его плавления (Mo, V, Nb, Cr, Mn, Fe).

2) В литом металле могут присутствовать фазы, которых не должно быть при равновесной кристаллизации, в частности фазы, входящие в неравновесные эвтектики, и первичные интерметалиды, не успевшие прореагировать с титановым твердым раствором по перитектической реакции;

3) Фазы, взаимодействующие с титаном по эвтектической реакции, располагаются по границам дендритных ячеек, а взаимодействующие по перитектической реакциив центре зерна.

2.4.2 Образование внутренних напряжений и горячих трещин. Внутренние напряжения могут возникать от кристаллизационных и фазовых процессов, затрудненной усадки и термических перепадов.

2.4.3 Жидкотекучесть (заполняемость литейной формы) — зависит от внутреннего трения. Узкоинтервальные сплавы, эвтектики и чистые металлы кристаллизующиеся последовательно, с узкой зоной твердожидкою состояния плохо свариваются и склонны к образованию спаев и неслитин.

2.4.4 Усадкапроисходит в процессе кристаллизации за счет уменьшения объема твердой фазы, но сравнению с жидкой, а также за счет термического сжатия. Процент линейной усадки можно определить с помощью прибора Большакова.

3. Термическая обработка титановых сплавов Термическая обработка является важнейшим средством воздействия на структуру и свойства.

Для титановых сплавов широкое распространение получили три основных вида термической обработки: отжиг, закалка и старение.

3.1 Отжиг Рекристаллизационный отжиг применяют для титана и б-сплавов для снятия наклепа после их холодной обработки давлением. Температура рекристаллизациоииого отжига 520…850 °С в зависимости от химического состава сплава (легирующие элементы повышают температуру рекристаллизации) и вида полуфабриката (более низкая температура для листов, более высокая для прутков, поковок, штампованных деталей).

При простом отжиге ((б+в) -сплавов их нагревают до температуры отжига, выдерживают и медленно охлаждают. Образующаяся при нагреве в — фаза (иногда с остаточной б-фазой) при медленном охлаждении распадается с выделением б-фазы, в результате чего образуется структура б и в-фаз, близкая к равновесной. При двойном отжиге детали нагревают до температуры отжига, выдерживают и охлаждают на воздухе. Затем повторно нагревают до 500 — 650В° С, выдерживают и охлаждают на воздухе. Двойной отжиг по сравнению с изотермическим отжигом повышает предел прочности при незначительном снижении пластичности и сокращает длительность обработки.

3.2 Закалка При закалке из б+ в-области в структуре сплава появляется также пластичная б-фаза. Это и позволяет в широких пределах регулировать механические свойства сплавов.

Температуру нагрева титановых сплавов под закалку, как правило, выбирают несколько ниже границы фазового превращения б+ в-в. Это обусловлено тем, что в в-области наблюдается интенсивный рост зерна, в результате чего снижаются пластические свойства.

Формирующиеся в процессе закалки метастабильные фазы при обычных условиях, как правило, стабильные. Однако при нагреве до температур выше 300…400 °С происходит распад метастабильных фаз. Распад сопровождается, с одной стороны, выделением избыточных фаз в мелкодисперсной форме, с другой — уменьшением степени искажения решетки матрицы. Первый процесс приводит к упрочнению сплава, второй — к разупрочнению.

3.3 Старение Образовавшиеся в результате закалки метастабильные фазы б', б", щ и внест. При последующем нагреве переходят в более стабильные дисперсные структуры. На процесс старения и получаемые при этом результаты влияют состав сплава, его структура после закалки, температура и длительность старения. При старении б-сплавов со структурой после закалки б'-фазы происходит превращение б'-б. При старении (б+в) — сплавов в зависимости от структуры, полученной после закалки, происходят следующие превращения:

б'(б")-(б+в); б" + внест — б + в внест + щ — б+в.

При старении в-сплавов происходит распад внест фазы на б и в-фазы:

внест> б+в.

Распад в-фазы в (б+в) — и в-сплавах по схеме внест> б+в происходит во время старения при температурах выше 450В° С (для большинства сплавов). При более низких температурах распад в-фазы происходит с образованием щ-фазы. Так как наличие щ-фазы вызывает охрупчивание сплава, старения при низких температурах избегают.

4. Металлографические исследования сплава Старение сплава, исследование с помощью металлографического микроскопа, называется металлографическом исследованием.

Для исследования микроструктуры берется образец сплава (специально отлитый или вырезанный из изделия) и с помощью шлифовки и полировки специально подготавливаете для выявления структуры составляющих протравливается специальным реактивом.

Так как границы зерен обладают определенной энергией, то при травлении по границам зерен образуются канавки, которые делают видимыми под микроскопом границы зерен (различные структурные составляющие).

При металлографических исследованиях с помощью оптического микроскопа МИМ-8 при косом освещении обнаружено различие в структуре, полученной при различных скоростях охлаждения. Поверхность зерен в-фазы неровная, с «рябью». Видимо, при таких режимах охлаждения с высокой температуры в структуре происходит подготовительный процесс к перестроению решетки. Возможно также образование небольшого количества дисперсных метастабильных промежуточных фаз, которые не выявляются рентгеноструктурным анализом, но в то же время оказывают отрицательное влияние на пластичность сплава.

Рисунок 4 — Выявление границ зерен

5. Механические испытания сплава Производится на растяжения по ГОСТ 1497–84. Обычно определяется пятикратный образец круглого сечения (диаметр 5 мм расчетная длина 25 мм).

Список используемых источников

1. Никифоров Б. Т. Теоретические основы сталеплавильного производства: учеб. пособие / Б. Т. Никифоров. — Ростов н/Д: издательский центр ДГТУ, 2012. — 131 с.

2. Владимиров Н. П. Термодинамические расчеты равновесия металлургических реакций. / Н. П. Владимиров — «Металлургия», 1970. — 528с.

3. Колачев Б. А. — Металловедение и термическая обработка цветных металлов и сплавов. Учебник для вузов/ Колачев Б. А., Елагин В. И., Ливанов В. А. — 3-е изд., перераб. И доп. — М.: МИСИС, 2001. — 416с.