Главная Контакты В избранное
  • Отчет по практической работе "Исследование эволюции микроструктуры и механических свойств титанового сплава ВТ16 после ИПДК"

    АвторАвтор: student  Опубликовано: 9-12-2020, 22:21  Комментариев: (0)

    Скачать: praktika.zip [1,68 Mb] (cкачиваний: 2)  

     

     

    Исследование эволюции микроструктуры и механических свойств титанового сплава ВТ16 после ИПДК

     

    Отчет по практической работе


    Содержание

    Введение ………………………………..……..……….….……….…………..…2

    1 Обзор литературы

    1.1 Двухфазные Ti сплавы …………………………….………….…….......…3

    1.2 Сплав ВТ16 . Его особенности, тип ,химический состав……............5

    1.3 Термическая обработка Ti- сплавов на примере ВТ16……………….6

    1.4 Микроструктура и фазовые превращения в титановых сплавах….12

    1.5 Влияниеинтенсивной пластической деформации кручением на структуру сплава……………………………………….…………………….…….…13

    2 Материал и методика эксперимента

    2.1 Материал исследования………………………………….……….…..... 14

    2.2 Металлографические исследования ……………….….……….……..15

    2.3 Термическая обработка……………………………….……….……..…..15

    2.4 Интенсивная пластическая деформация кручением…….…….....15

    2.5 Методика измерения микротвердости.……………….…………….....15

    2.6 Оптическая металлография……………..…………….……………..... 15

    3 Результаты эксперимента………………………….......…………..…….…16

    3.1 Микроструктура сплава ВТ16 в исходном состоянии……………...16

    3.2 Микроструктура сплава ВТ16 после 1, 5 и 10 оборотов ИПДК ….29

    4 Выводы…………………………………………………………………….........32

    5 Список литературы………..……………………………..……………....…..33

     


     

     

     

    Введение

    Сплавы на основе титана благодаря сочетанию высокой прочности и малого удельного веса применяются во многих отраслях промышленности. Двухфазные a+bсплавы получили широкое распространение в области машиностроения, авиационной и энергетической промышленности. Одним из представителей титановых сплавов данного класса является слав ВТ16. Сплав ВТ16 используется для изготовления полуфабрикатов, элементов самолетных конструкций, крепежных и резьбовых деталей, работающих при температурах до 350 °С.

    Возрастающие требования к запасу прочности и ресурса конструкций предполагают создание новых сплавов или усовершенствование уже известных. Повысить комплекс механических свойств двухфазных титановых сплавов возможно за счет использования термической или термомеханической обработки. Дополнительные операции термической и термомеханической обработки используются для достижения требуемого уровня свойств в конечном полуфабрикате или изделии. В процессе такой обработки титановых сплавов формируются различные структурно-фазовые состояния. Морфология элементов структуры, а также дисперсность ее отдельных составляющих будут определять комплекс механических свойств сплава. Для разработки эффективного подхода, обеспечивающего повышение комплекса механических свойств сплава и создание регламентированной структуры в ходе термической обработки, необходимо проведение комплексных исследований сплава при различных режимах термообработки. В связи с этим данная работа посвящена исследованию влияния термической обработки на микроструктуру и микротвердость сплава ВТ16.


    1 Обзор литературы

    1.1 Двухфазные Ti сплавы

    Сплав типа α +β. Мартенситный класс. К сплавам мартенситного класса относят большую группу сплавов на основе α + β – твердых растворов, содержащих в стабильном состоянии от 5 до25 % β –фазы, и при резком охлаждении из βобласти приобретающих структуру мартенсита α'. К такому виду сплава, можно отнести ВТ16 [1]. В состав сплава входят α- стабилизаторы – элементы замещения – алюминий и β-стабилизаторы- элементы замещения –β-изоморфные – V и Mo. Зависимость прочности двойных сплавов титана с β- стабилизатором от состава после закалки с различных температур показана на рисунке 2 .

    Хорошим соотношением в сплаве ВТ16 является пластичность и прочность в отожженном состоянии. Его можно подвергать упрочняющей термической обработке, что позволяет использовать большинство титановых сплавов мартенситного типа в промышленности как в отожженном, так и в термически упрочненном состоянии. После закалки в сплавах этих элементов (Аl;V) с титаном при достаточной их концентрации мартенсит α’ сменяется мартенситом α", как это наблюдается в сплавах с β- изоморфными стабилизаторами (V;Mo)[1]. Закалкой и старением упрочняются двухфазные (a+b)-титановые сплавы. Схема образования структур при закалке и старении показана на рис. 1.

    Рисунок 1. Обобщенная диаграмма состояния «Тi - b-стабилизирующий легирующий элемент» и схема образования структур при закалке и старении титановых сплавов.

    Механические свойства сплавов α + β– класса зависят от типа и параметров микроструктуры. Например, для обеспечения высокого уровня пластичности и сопротивления циклическим нагрузкам необходимо стремиться к равноосной мелкозернистой структуре, а высокую вязкость разрушения и большое сопротивление развитию трещин обеспечивают пластинчатую структуры, однако по жаропрочным характеристикам α +β – сплавы уступают супер – псевдо – α - сплавам. С увеличением эквивалента по молибдену ( доли β-фазы ) прочностные свойства α +β – сплавов повышаются , вместе с тем возрастает их склонность к термическому упрочнению.

    Ввиду большого содержания β-стабилизаторов содержание β- фазы в отожженном состоянии велико(примерно 35%) . Прочность –невелика (875Мпа) , закалкой и старением можно получить Более 1400 Мпа. Прутки, листы, ленты, фольга, поковки,штамповки – хорошо деформирутся в горячем и холодном состояниях ,при комнатной температуре :хорошо сваривается .


    Рисунок 2 . Зависимость прочности двойных сплавов титана с β-стабилизатором от состава после закалки с различных температур.


     

    1.2 Сплав ВТ16 . Его особенности , тип ,химический состав.

    Сплав ВТ16 является высокопрочным термическим упрочняющим сплавом мартенситного типа с Кв=0,8 . (Где Кв - коэффициент β-стабилизации сплава).

    Его химический состав 1,5-3,8% Al \4.5-5.5%Mo \ 4.0-5.0 V . Он содержит сравнительно небольшое количество алюминия ,который повышает прочность и жаропрочность и позволяет сохранить высокую пластичность сплава в отожженном и закаленном состояниях ,но из–за относительно большого содержания молибдена и ванадия сплав эффективно упрочняется при закалке и старении. Выбранное содержание Mo и V также определяет хорошую свариваемость сплава и обеспечивают высокую пластичность сварного соединения непосредственно после сварки [1].

    Температураα +β ↔βперехода колеблется в интервале 820 – 870 С . Алюминий и кислород в данном сплаве несколько повышает температуру Ас3 , а молибден и ванадий снижают ее . В отожженном сплаве количество β-фазы составляет примерно 25-30% . При закалке сплава из β – области , β-фаза не может быть зафиксирована и претерпевает превращение в мартенситную α"–фазу.[4].

    При закалке сплава с температур ниже <критической> может быть зафиксировано до 70% метастабильной β-фазы .Структура сплава ВТ16 , закаленного в воде с температуры около 790С (критическая температура) , состоит из метастабильной β иαфазы . При этом β фазы больше, чем α-фазы, однако при закалке с температур выше критической β фазы претерпевает превращение в мартенситную α" фазу.[5].


    1.3 Термическая обработка Ti- сплавов на примере ВТ16.

    Термическая обработка (Т.О.) сплава BT16 производится для придания ему высокой пластичности, необходимой для осуществления пластической деформации в холодном состоянии, а также для получения высокой прочности и жаропрочности [1].

    К сплаву ВТ16 применяются в основном следующие виды термической обработки: отжиг, закалка, старение и в меньшей степени термомеханическая обработка.

    Отжиг сплава BT16 после холодной, а в некоторых случаях и горячей деформации проводят для устранения остаточных напряжений, разупрочнения, преобразования структуры из волокнистой в равноосную и т.д. Отжиг основан на процессах возврата и рекристаллизации. Нагрев металла из β - области приводит к резкому росту зерна. Поэтому отжиг сплава BT16 производится при температурах (α+β) – области, так как зерно, выросшее в результате отжига, может быть измельчено только с помощью последующей пластической деформации. В зависимости от температуры отжига и скорости охлаждения в сплаве ВТ16, как и в других двухфазных (α+β)- титановых сплавах, изменяется соотношение α- и β-фаз, а, следовательно, и свойства. Скорость охлаждения с температуры отжига определяет условия образования в структуре сплава промежуточных фаз, сопутствующих реакции β→α – превращения. Эти промежуточные фазы оказывают весьма большое влияние на свойства сплава.

    Под оптическим микроскопом микроструктура сплава ВТ16, отожженного при температурах до 750°С с последующим медленным охлаждением, представляет собой дисперсную смесь α- и β-фаз . Отжиг в α+β-области при более высоких температурах сопровождается незначительным ростом микрозерна тем большим, чем выше температура. Отжиг при температурах β-области и последующее медленное охлаждение дают крупнозернистую структуру пластинчатого типа. На рисунке 4 показана микроструктура сплава ВТ16 после отжига при различных температурах и охлаждения с печью(3град/мин).

    При охлаждении сплава ВТ16 с температуры отжига на воздухе характеристики прочности растут, начиная с температуры отжига 700°С. Характеристики пластичности остаются достаточно высокими после отжига при температурах не выше 800°С, а затем начинают резко снижаться. Это связано с частичным распадом метастабильных фаз при охлаждении на воздухе. Структура сплава ВТ16 после отжига при температурах до 750-780°С представляет собой смесь α-и β-фаз с микрозерном.

    Отжиг в β-области с последующим охлаждением на воздухе дает крупнозернистую, типичную для сплавов мартенситного типа пластинчатую структуру , отличную от пластинчатой структуры, получаемой при охлаждении с печью. Изменение механических свойств сплава ВТ16 в зависимости от температуры нагрева и скорости охлаждения показано на рисунке 3.

     

    Рисунок 3. Изменение механических свойств сплава ВТ16 в зависимости от температуры нагрева и скорости охлаждения (а-с печью, б-на воздухе, в-закалка в воду).

    Рисунок 4. Микроструктура сплава ВТ16 после отжига при различных температурах и охлаждения с печью со скоростью 3град/мин. А-750,Б-850С х 500.

    При охлаждении на воздухе скорость охлаждения недостаточна для полной фиксации β – фазы и происходит частичный ее распад с образованием дисперсных выделений, упрочняющих сплав. Отжиг с охлаждением на воздухе из β-области дает пластинчатую структуру ,при этом с повышением температуры отжига протяженность и толщина пластин увеличивается .Поэтому , для придания справу хорошей пластичности рекомендуют два вида отжига .[7].

    1- Отжиг, обеспечивающий умеренную прочность и пластичность проводится при температурах около 750С, с последующим охлаждением на воздухе. Его можно рекомендовать как межоперационный для снятия нагартовки холоднокатаных листов и отжига готовых изделий.

    2- Отжиг, обеспечивающий максимальную пластичность и минимальную прочность, осуществляется при температурах вблизи 780С с последующим охлаждением на воздухе . Его можно рекомендовать как межоперационный для снятия нагартовки холоднокатаных листов и для отжига готовых изделий .

    Отжиг, обеспечивающий максимальную пластичность и минимальную прочность, осуществляется при температурах вблизи 780С, с последующим охлаждением с печью со скоростью 2-3 град\мин до 450-400 С, а затем на воздухе - такой отжиг проводят перед большой холодной деформацией, например глубокой вытяжкой. С повышением температуры нагрева под закалку от 700 до 750С увеличивается количество βфазы в структуре сплава , но несмотря на это , она остается достаточно стабильной и не распадается при растяжении образца .

    Повышение температуры до 800С ведет к дальнейшему увеличению в структуре закаленного сплава метастабильной β фазы, более обедненной молибденом и ванадием по сравнению с β фазой, образующейся после закалки с 750С. Такая β-фаза менее стабильна и при растяжении образца распадается по мартенситной реакции с образованием α"- фазы . процесс распада стимулирует пластическую деформацию сплава при более низких напряжениях. Этим и вызвано резкое снижение предела текучести .

    Структура сплава, закаленного с 850С,состоит в основном из мартенситной α"-фазы и небольшого количества β-фазы ,однако и в этом случае наблюдается большая разница между временным сопротивлением и пределом текучести , что связано главным образом по свойствам α"-фазы.

    Изменение фазового состава сплава ВТ16 в зависимости от температуры нагрева и скорости охлаждения приведены в таблице 1 .

    Таблица 1. Изменение фазового состава сплава ВТ16 в зависимости от температуры нагрева и скорости охлаждения

    Фазовый состав после нагрева и охлаждения

    Температура нагрева ,С .

    В воде

    На воздухе

    С печью (2-3 град/мин)

    700

    α›β

    β≈α

    α›β

    750

    β›α

    β›α

    β≈α

    800

    β› α"››α

    β›α

    β≈α

    850

    α"››β

    -

    β≈α

    900

    α"

    α"

    -

    950

    α"

    α"

    β≈α

     

    Изменение микроструктуры сплава ВТ16 в зависимости от температуры нагрева под закалку, наблюдаемое под оптическим микроскопом ,представлено на рисунке 5.

    Рисунок 5. Изменение микроструктуры сплава ВТ16 в зависимости от температуры нагрева под закалку , наблюдаемое под оптическим микроскопом. А-750.Б-800.В-850С,х500.

    После закалки с температур α + β – области, близких к α +β ↔β переходу образуется так называемая структура, представляющая собой мартенситную матрицу и глобулярные образования αфазы. Структура сплава ВТ16 после закалки из β-области имеет крупнозернистое пластинчатое строение ,типичное для титанового мартенсита .

    Резкое охлаждение с 700С дает структуру, представленную мелкодисперсной смесью α и β фаз . После закалки с 800С частицы α фазы более крупные . Повышение температуры закалки от 800 до 850 С ведет к уменьшению в структуре сплава количества метастабильной β-фазы и увеличения количества α" фазы .

    Сплав ВТ16 , содержащей в структуре метастабильные β и α" фазы , склонен при изотермическом нагреве при невысоких температурах существенно изменять свои свойства: распад метастабильных β и α"фаз , начинает заметно протекать при температурах около 350С и сопровождается выделением дисперсных частиц , ответственных за упрочнение сплава .

    При закалке сплава в воде с температур ниже 780-800С образуется метастабильная β- фаза, распад которой при старении вызывает упрочнение сплава. При закалке с температур выше 830-850С в структуре сплава образуется в основном мартенситная α"- фаза , при распаде которой также образуются дисперсные α и β – фазы , упрочняющие сплав .

    В структуре сплава ,который был закален с промежуточных температур , присутствуют одновременно метастабильные β иα"-фазы и упрочнение в данном случае будет определяться распадом обеих фаз .Изменение фазового состава сплава ВТ16 в зависимости от температуры нагрева под закалку и времени старения приведено в таблице 2.

    Таблица 2. Изменение фазового состава сплава ВТ16 в зависимости от температуры нагрева под закалку и времени старения.

    Увеличение продолжительности старения от 4 до 16 ч ведет к уменьшению параметра элементарной ячейки β -фазы , что свидетельствует об обогащении ее молибденом и ванадием . Наиболее обогащена β -стабилизаторами β –фаза после старения в течение исследованного времени при 500С . При 450С распад метастабильной β -фазы не происходит полностью и она остается еще обедненной β -стабилизаторами . Изотермический нагрев при 550С вызывает полный распад метастабильной β -фазы ,но стабилизированная β -фаза содержит меньшее количество ванадия и молибдена ,чем равновесная β -фаза , полученная при более низких температурах. На микроструктурах четко просматриваются поля первичной α-фазы , не подверженной распаду при старении ,доля которой уменьшается с повышением температуры нагрева под закалку . На рисунке 6 отображается микроструктура сплава ВТ16 после отжига при температуре 850С.

    Pисунок 6. Микроструктура сплава ВТ16 после отжига при температуре 850С,х500.

    Структура сплава ВТ16 под электронным микроскопом после отжига при различных температурах и охлаждения на воздухе показана на рисунке 7 .

    Рисунок 7. Структура сплава ВТ 16 под электронным микроскопом после отжига при различных температурах и охлаждения на воздухе.А-750,б-800,в-850,г-900С,х10000.

    Здесь допустимыми структурами являются микроструктуры типов 1-4 . Во всех случаях определяющим в эталонах микроструктур является размер микрозерна , который , как правило , определяет и характер внутризеренного строения .[3].

    1.4 Микроструктура и фазовые превращения в титановых сплавах

    Изменение скорости охлаждения в интервале температур ниже β ↔ α +β - превращения влияет в основном на количество частиц и дисперсность выделяющейся α-фазы. Увеличение скорости охлаждения способствует получению более тонкой α-оторочки вокруг β -зерен и измельчению внутризеренного строения , но общих характер структуры не изменяется. В случае деформации при температурах α+ β области в деформации принимают участие β -фаза и α-фаза первичная , существующая при температуре нагрева под деформацию. Количество деформируемой α-фазы тем больше, чем ниже температура деформации. Структура β - фазы при α + β деформации изменяется так же, как и при деформации в β -области . Однако , при α+ β деформации резко ускоряется процесс рекристаллизации β -фазы , новые равноосные β -зерна появляются не только по границам исходных деформированных β -зерен ,но и внутри него , и в прослойках между α-пластинами. Степень изменения формы внутризеренных α-пластин и приграничной α-оторочки при α+ βдеформации определяется их начальной ориентацией по отношению к направлению течения металла. Наиболее значительные изменения структуры происходят при высокотемпературном отжиге в α+ β области ,когда в структуре остается довольно мало деформированной α-фазы. В процессе нагрева сплавов, деформированных в α или α+ β области, до температур β -области α-фаза полностью превращается в β -фазу и не мешает β -зернам расти.

    Микроструктура титановых сплавов отличается исключительным многообразием. Это обусловлено тем, что большинство титановых сплавов является многофазными системами, в которых морфология отдельных структурных составляющих сильно различается при изменении условий деформации и термической обработки. К числу приемов, облегчающих проведение анализа, относится применение шкал типовых структур, разработанные применительно к разным классам сплавов и видам полуфабрикатов из них, а также отдельным промышленным сплавам. Эти шкалы структур отражают ,как правило , не только величину микрозерна , но также объемную долю, форму, размеры и взаимное расположение структурных составляющих ,наблюдаемые при изменении условий деформации и термической обработки титановых сплавов. За последнее время в металловедении получили широкое распространение методы количественного микроструктурного анализа, в том числе с применением средств автоматизации на основе использования компьютеров для анализа изображений. Пластинчатая структура титановых сплавов характеризуется наличием зерен исходной β-фазы , окаймленных α-фазой , причем β -зерна состоят из α-колоний , являющихся пачками параллельных α-пластин, разделенных прослойками β -фазы.

    Таким образом, на основании проработанной литературы было установлено, что: посредством термической обработки в двухфазных титановых сплавах получают различные типы структур с определенным фазовым составом. Отжиг в β области с последующим охлаждением на воздухе дает крупнозернистую пластинчатую структуру. При закалке двухфазного титанового сплава , образуются метастабильные фазы α‘ и α" . При старении закаленного сплава происходит распад мартенситной фазы с образованием α + β фаз. При наличии в структуре фазы α" распад при старении сопровождается сильным упрочнением. Согласно литературным данным сплав, повышение содержания α’, приводит к упрочнению. Наличие α", приводитк разупрочнению сплава.

     

    1.5 Влияние интенсивной пластической деформации кручением на структуру сплава.

    В одной из работ [6] Методами электронной микроскопии и рентгеноструктурного анализа исследовано влияние исходного фазового состава титанового сплава системы Ti-Al-V-Mo (марка ВТ16) на эволюцию его структурно-фазового состояния в процессе формирования ультрамелкозернистой структуры и при последующих отжигах. Установлено, что в процессе формирования методом прессования со сменой оси деформации и постепенным понижением температуры в интервале 1073-723ºК в сплаве ВТ16 наблюдаются фазовые превращения α// → α+β и β → α. Фазовое состояние сформированного ультрамелкозернистого сплава ВТ16 определяется в основном его элементным составом и режимом интенсивной пластической деформации. Показано, что в процессе дорекристаллизационных отжигов в ультрамелкозернистом сплаве ВТ16 имеют место такие процессы, как фазовое превращение β→α и перераспределение легирующих элементов, способствующие сохранению высокого уровня прочностных свойств сплава.

     

    2 Материал и методика эксперимента

    2.1 Материал исследования

    Сплав ВТ16 .Его химический состав 1,5-3,8% Al \4.5-5.5% Mo \ 4.0-5.0 V .

    Металлографическое исследование:

    Металлография — направление в металловедении, классический метод исследования и контроля металлических материалов, подготовка и изучение строения структуры шлифа обычно с помощью микроскопии. Структуру выявляют с помощью травления, либо среза, шлифования и полирования образца. Шлифование — механическая или ручная операция по обработке твёрдого материала. С целью получения поверхностей с минимальной шероховатостью. Используем Шлифовальные круги, шкурки. Заканчивая обработку на данном этапе полировкой .

    Термическая обработка сплава:

    Термическая обработка образцов проводилась в несколько этапов с различными температурными режимами с помощью Лабораторной печи Nabertherm .

    Образцы помещались в печь ,нагретую до температур 840,780,540,640С.

    Выдерживались в печи от 1 до 4 часов. Затем охлаждались на воздухе , либо закалялись в воду.

    Микротвердость :

    Микротвёрдость — твёрдость отдельных участков микроструктуры материала.Определение микротвердости осуществляется на приборе ПМТ-3 путем вдавливания правильной четырехгранной алмазной пирамиды в плоскую поверхность образца.

    Измерение микротвердости по Виккерсу (Hv) проводилось на приборе MICROMET 5101 с пирамидальным алмазным индентором под нагрузкой 1 Н (100 г) в течение 10 сек.

    Интенсивная пластическая деформация кручением:

    К числу основных методов, с помощью которых были достигнуты большие деформации с истинными степенями, равными 10 и более, без разрушения образцов, относится метод кручения под высоким давлением.

    В процессе ИПДК образец, имеющий форму тонкого диска, подвергается деформации кручением под высоким гидростатическим давлением. Диск помещается между бойками, создается гидростатическое давление, и за счет вращения одного из бойков достигается пластическая деформация кручения. Исследуемые образцы имеют диаметр -10 мм, а высоту-≈1,8мм. Деформация методом ИПДК проводилась при температуре 20С.

    Геометрическая форма образцов такова, что основной объем материала деформируется в условиях квазигидростатического сжатия под действием приложенного давления и давления со стороны внешних слоев образца. В результате деформируемый образец, несмотря на большие степени деформации, не разрушается. Формирование наноструктуры при ИПДК происходит под действием не только внешних, но и внутренних напряжений.

    Обычно формируется однородная структура по диаметру образца, в центре образцов не должно происходить существенное изменение микроструктуры. В связи с этим при исследовании процессов эволюции микроструктуры в ходе ИПДК часто бывает правильно рассматривать число оборотов, а не величину деформации, рассчитанную с помощью аналитических выражений.

    Использование метода интенсивной пластической деформации кручением способствует сильному измельчению зеренной структуры в металлах и сплавах за счет применения больших деформации сдвигом в условиях высоких гидростатических давлений до 6 ГПа и относительно низких гомологических температур, менее 0,4 Т плавления.

    Установка для проведения ИПДК

    Структурный анализ/оптическая металлография :

    Для данного этапа исследования, необходимо протравить отшлифованный, отполированный образец в растворе : HNO3(16ML) + HF (16ML) +ГЛИЦЕРИН (68ML). После этого был использован исследовательский микроскоп Olympus GX51 , который предназначен для материаловедческих исследований, также были проанализированы микроструктуры данных термически обработанных образцов. Далее приведены результаты исследования изменения структуры сплава

     

     

     

     

    3 Результаты эксперимента

    3.1 Микроструктура сплава ВТ16 в исходном состоянии

    На рисунке 8 изображена микроструктура сплава ВТ16 в исходном состоянии.

    Видно, что средний размер исходных зерен составляет около 250 мкм, по границе зерна наблюдается α- оторочка. Структура исходного образца крупнозернистая, внутри зерен различается пластинчатая структура. Пластины α-фазы на представленных фотографиях оптически светлые. Между α- пластинами расположена β– фаза, которая выглядит оптически темной. Также была проанализирована микротвердость сплава в исходном состоянии, микротвердость составила 434 HV.

     

    а б

    Рисунок 8. Титановый сплав ВТ16 в исходном состоянии . а),б) Микроструктура сплава ВТ16 в исходном состоянии.

     

     

     

     

     

     

     

     

     

    3.2 Микроструктура сплава ВТ16 после 1, 5 и 10 оборотов ИПДК

    На рисунке 9 изображена микроструктура (край образца) сплава ВТ16 после 1 оборота интенсивной пластической деформации кручением. Судя по характеру сформировавшейся структуры средний размер зерен остался прежний » 250±10 мкм, α- оторочка по границам зерен сохранилась. Существенные изменения произошли внутри зерна.

    Исходные пластины a и βфазы изогнулись в соответствии с направлением течения материала при ИПДК. Видно, что пластинчатая составляющая структуры фрагментировалась, сформировались отдельные пластины. Различаются небольшое количество сохраненных, параллельно ориентированных, пакетов пластин.

    Микротвёрдость сплава после 1 оборота ИПДК (край образца) составила 510±20 HV (среднее число). Как следует из результатов, микротвердость сплава после 1 оборота повысилась с 434 HV .(в исходном состоянии) до 543±20 HV, что обусловлено измельчением пластинчатой составляющей сплава.

    а б

    Рисунок 9. Титановый сплав ВТ16 после ИПДК (1 оборот). а) и б) Край заготовки .

    На рисунке 10 изображена микроструктура сплава ВТ16 в центральной области образца сплава ВТ16 после 1 оборота интенсивной пластической деформации кручением. Границы исходных зерен в центральной части образца выявляются не полностью процессе химического травления. Судя по остаткам границ, наблюдаемых на фотографиях структуры, размер зерен составил около » 250 мкм, α- оторочка по границам зерен частично сохранилась. Пластинчатая структура внутри зерен измельчилась. Различаются отдельные фрагменты, внутри которых изогнутая пластинчатая составляющая структуры имеет схожую направленность. По своей морфологии она схожа со структурой на краю образца (рисунок 9). Также была проанализирована микротвердость сплава в данном состоянии, микротвердость составила 577±30 HV (среднее число).

    а б

    Рисунок 10. Титановый сплав ВТ16 после ИПДК (1 оборот). а) и б) Середина заготовки.

     

    На графике 1 показано изменение микротвердости по диаметру заготовки сплава ВТ16 после ИПДК 1 оборот при Т=20С. Видно, что микротвердость увеличивается от края к центру исследованного образца.

    График 1 .Изменение микротвердости сплава ВТ16 по диаметру заготовки, 1 оборот ИПДК.

    На рисунке 11 изображена микроструктура сплава ВТ16 после интенсивной пластической деформации (5 оборотов) с краю.

    Видно, большая пластическая деформация привела к тому, что исходные границы зерен сильно исказились и четко не проявляются на снимках структуры. Средний размер зерен, оценённый по результатам оптической микроскопии, составил около 210±20 мкм. По некоторым границам зерен наблюдается α-отторочка, а внутри зерен наблюдаются фрагменты «разрушенной» пластинчатой структуры. Также была проанализирована микротвердость сплава в данном состоянии, микротвердость составила 535±10 HV (среднее значение).

     

    а б

    Рисунок 11. Титановый сплав ВТ16 после ИПДК (5 оборотов). а) и б) Край заготовки

     

    На рисунке 12 изображена микроструктура сплава ВТ16 после интенсивной пластической деформации (5 оборотов) середина.

    Из рисунка видно, что для центральной части образца характерна сильно деформированная структура, причем границы элементов структуры не проявились в ходе химического травления. По видимому, такой результат обусловлен особенностью распределения степени деформации по сечению образца при ИПДК. Также была проанализирована микротвердость сплава в данном состоянии, микротвердость составила 594±10 HV. Микротвердость данного образца превышает микротвердость исходного на 131±20 HV.

    а б

    Рисунок 12. Титановый сплав ВТ16 после ИПДК (5 оборотов) . а) и б) середина заготовки.

    На графике 2 показано изменение микротвердости сплава ВТ16 после ИПДК 5 оборотов при Т=20ºС. Видно, что микротвердость в середине образца выше, чем с краю.

    График 2 .Изменение микротвердости титанового сплава ВТ16 по диаметру образца после 5 оборотов ИПДК.

    аб

    Рисунок 13. Титановый сплав ВТ16 после ИПДК (10 оборотов) . а) и б) Край заготовки .

     

    На рисунке 13 изображена микроструктура сплава ВТ16 после интенсивной пластической деформации 10 оборотов (край образца).

    Анализируя рисунок 13, видно, что средний размер зерен составляет около 190±20 мкм. Структура данного образца крупнозернистая, внутри зерен наблюдаются α-пластины, разделенные β-фазой. Также была проанализирована микротвердость сплава в данном состоянии, микротвердость составила 550±10 HV.

    аб

    Рисунок 14. Титановый сплав ВТ16 после ИПДК (10 оборотов) . а) и б) Середина заготовки .

    На рисунке 14 изображена микроструктура сплава ВТ16 после интенсивной пластической деформации (10 оборотов). Середина образца.

    По рисунку видно, что сформировалась измельченная структура. Большая накопленная величина деформации ИПДК привела к тому, что границы зерен и пластинчатая составляющая, четко не проявляются на фотографиях.

    Необходимо отметить, что метод оптической микроскопии не позволяет подробно исследовать мелкие структурные элементы ввиду ограничений метода. Поэтому на следующем этапе работ запланировано проведение более глубокого анализа микроструктуры образцов методом сканирующей электронной микроскопии.

    Также была проанализирована микротвердость сплава в данном состоянии, микротвердостьсоставила 582±20 HV.

     

    На графике 3 показано изменение микротвердости сплава ВТ16 после ИПДК 10 оборотов при Т=20С. По графику видно, что микротвердость в середине образца выше, чем с краю.

     

    График 3 . Изменение микротвердости титанового сплава ВТ16 по диаметру образца после 10 оборотов ИПДК.

     

    На графике 4 показано изменение микротвердости сплава ВТ16 после ИПДК при 1 ,5 и 10 оборотах (Т=20ºС). По графику видно, что микротвердость всех образцов в середине заготовки выше, чем с краю.

     

    График 4. Изменение микротвердости титанового сплава ВТ16 по диаметру образцов после 1,5 и 10 оборотов ИПДК.

     

    На основании полученных измерений микротвердости были рассчитаны величины среднего значения микротвердости образцов после 1, 5 и 10 оборотов ИПДК, которые представлены в таблице 1.

    Изменение среднего значения микротвердости в центральной области образца и в крайней области образца после 1, 5 и 10 оборотов ИПДК наглядно отражены на гистограмме (рисунок 5). Из рисунка 5 видно, на всех исследуемых образцах значения микротвердости в центральной части выше, чем на краю образца.

    Таблица 1. Изменение микротвердости образцов сплава ВТ16 с увеличением числа оборотов ИПДК.

    Количество оборотов

    Среднее значение HV

    Край

    Центр

    1

    510

    577

    5

    535

    594

    10

    550

    613

    На графике 5 показана зависимость среднего значения микротвердости по центру и по краю образцов от количества оборотов ИПДК.

    График 5. Результаты измерения микротвердости титанового сплава ВТ16 по диаметру образца после 1,5 и 10 оборотов ИПДК.

     

    Учитывая, что метод оптической электронной микроскопии не позволяет установить однозначную зависимость изменения размеров зерен от увеличения количества оборотов при ИПДК, мы можем только предположить ,что средний размер зерен при увеличении количества оборотов интенсивной пластической деформации кручением –уменьшается, что подтверждается литературными данными [Золотаревский]. Таблица 2 показывает зависимость изменения размеров зерен от увеличения количества оборотов при ИПДК.

     

     

    Таблица 2. Изменение среднего размера зерна от количества оборотов ИПДК.

    Количество оборотов ИПДК

    Величина среднего размера зерна, мкм

    1

    250 ±10

    5

    200 ±20

    10

    190±30

     

    4 Выводы

    1) Было показано, что исходные зерна изменяют свою форму в соответствии с направлением течения материала при ИПДК, а пластины a и β фаз изгибаются и частично дробятся на фрагменты.

    2)Установлено, что измельчение пластинчатой составляющей сплава обеспечивает повышение величины микротвердости после ИПДК.

    3) Показано, что в процессе ИПДК по диаметру образца формируется градиентная структура. Установлено, что в центральной части образца микротвердость выше, чем на краю образца.

    4)Установлено, что среднее значение микротвердости сплава ВТ16 повышается с 434 HV в исходном состоянии до 543 HV , 565 HV и 582 HV после 1, 5 и 10 оборотов ИПДК соответственно.

     

    5 Список литературы

    1.Термическая обработка титана и его сплавов . Ливанов В.А, Колачев Б.А, Лясоцкая Н.Сиздательство Металлургия 1979г 315стр.[1].

    2.А.А. Ильин, Б.А. Колачев, И.С. Полькин Титановые сплавы. Состав, структура, свойства. Справочник. - М.: ВИЛС-МАТИ, 2009. 520 c. [2].

    3.Титан и его сплавы в химической промышленности . Фокин М.Н , Рускол Ю.С ,Мосолов А.В издательство Химия Ленинградское отделение 1978г 198стр.[3]

    4.Металловедение и термическая обработка металлов . Ю.М. Лахтин 1979.Издательство Москва 1968г.[4].

    5.А.В. Поляков, Д.В. Гундеров, Г.И. Рааб, Е.П. Сошникова. Эволюция микроструктуры титана // Вестник УГАТУ Т. 15, № 1 (41). С. 95-100. [5].

    6.Колобов Ю.Р., Валиев Р.З., Грабовецкая Г.П., Жиляев А.П., Дударев Е.Ф., Иванов К.В., Иванов М.Б., Кашин О.А., Найденкин Е.В. Зернограничная диффузия и свойства наноструктурных материалов. – Новосибирск: Нау- ка, 2001. – 213 с.[6]

    7.Золотаревский В.С. Механические свойства металлов.85-100,163-210 [7]

    скачать dle 10.6фильмы бесплатно