Efectul procesului de tratament termic asupra structurii și proprietăților mecanice ale tijelor din aliaj de titan de înaltă rezistență
1. Introducere
Titanul și aliajele de titan au multe proprietăți excelente, cum ar fi rezistența specifică ridicată, rezistența la coroziune și rezistența la temperaturi ridicate. Odată cu creșterea cererii de performanță a materialelor în domeniul aerospațial, ingineriei maritime, arme și echipamente, biomedical, petrochimic și alte domenii, aliajele de titan de înaltă rezistență s-au dezvoltat rapid Aliajele de titan de tip aproape pot obține proprietăți excelente de rezistență și tenacitate ridicate prin procesare optimizată și procese de tratare termică Aliajele de titan cu o rezistență la tracțiune de 1300MPa, o alungire de 6% și o tenacitate la rupere de 50MPa/m2 sunt de obicei numite aliaje de titan de ultra-înaltă rezistență Cercetările arată că dimensiunea granulelor, lungimea și grosimea lamelelor și faza de la limita granulelor sunt principalii factori care afectează rezistența și tenacitatea aliajelor de titan. Lamelele din interiorul boabelor pot întări matricea și pot prelungi calea de expansiune a fisurilor, ceea ce este benefic pentru optimizarea aliajului. Duritate puternică. Limitele de cereale continue vor afecta plasticitatea aliajului, dar atunci când dimensiunea granulelor este mai mare decât zona de plastic cu vârful fisurii, nu va afecta duritatea aliajului Niinomi et al. a constatat că mărimea granulației aliajului Ti{-6Al{-2Sn{{-4Zr{-6Mo crește, crește rezistența la nuclearea fisurii și duritatea la rupere a aliajului se îmbunătățește. Pentru a obține aliaje de titan de înaltă rezistență și duritate, aliajele de titan sunt de obicei tratate termic în zona de fază pentru a obține granule echiaxiale de dimensiuni mai mari, iar structura completă lamelară este obținută printr-o întărire suplimentară la îmbătrânire pentru a îmbunătăți rezistența aliajului.
tratarea zonei de fază formează boabe echiaxiale. dimensiunea granulelor și rezistența granulelor sunt principalii factori care afectează rezistența și duritatea aliajelor de titan cu rezistență ultra-înaltă. Este o modalitate economică de a controla microstructura aliajelor de titan prin ajustarea parametrilor procesului de tratament termic. Și mijloace eficiente de întărire . Această lucrare obține structuri cu diferite dimensiuni ale granulelor și morfologii diferite ale granulelor prin reglarea sistemului de tratament termic al aliajelor de titan de înaltă rezistență. Se studiază efectul timpului de soluție solidă în regiunea de fază asupra mărimii granulelor și proprietăților mecanice ale aliajelor de titan de înaltă rezistență. Influența în două etape a comportamentului de îngroșare a granulelor asupra proprietăților mecanice ale aliajelor în timpul procesului de soluție solidă oferă o referință teoretică pentru producția industrială de aliaje de titan de înaltă rezistență.
2. Experimentează
Aliajul de titan folosit în experiment este un nou tip de aliaj Ti-Al-Mo-V-Cr-X dezvoltat independent de grupul de cercetare al autorului. Punctul de transformare a fazei aliajului este de aproximativ 800 de grade. După trei ori de topire a consumabilelor în vid, se obține lingoul. După deschiderea zonei de fază, zona de fază (+) și zona de fază sunt forjate pentru a obține o tijă de aliaj de titan de dimensiuni mari, cu un diametru de 400 mm.
Pentru a evita uniformitatea insuficientă a structurii barei de dimensiuni mari și pentru a afecta rezultatele experimentale, a fost prelevat doar materialul de miez al barei forjate. Diverse modele de proces de tratament termic sunt prezentate în Figura 1. Proba de aliaj a fost supusă unui tratament cu soluție solidă în zona de fază, menținută timp de 5 până la 240 de minute, răcită cu aer și apoi unificată la 530 de grade timp de 4 ore de îmbătrânire, așa cum se arată. în figura 1a. Aliajul este supus unei soluții solide în două etape, soluție solidă în două etape metoda A: prima soluție solidă la o temperatură mai mare decât punctul de transformare a fazei (820 grade) timp de 1 oră, apoi răcită cu aer la temperatura camerei și apoi trecută. prin zona de fază (+) la diferite temperaturi (740, 760 și, respectiv, 780 de grade), apoi răcit cu aer la temperatura camerei (calculat ca 820 + 740, 820 + 760 și respectiv 820 +780) timp de 1 oră și în final supus unui tratament de îmbătrânire de 530 de grade / 4 ore, așa cum se arată în Figura 1b. Metoda B soluție solidă în două etape: Soluție solidă la 820 de grade timp de 1 oră, apoi cuptorul lent răcit la diferite temperaturi în zona de fază (+) (740, 760 și 780 de grade), păstrat timp de 1 oră și apoi răcit cu aer în cameră temperatură (calculată respectiv ca 820 ~ 740, 820 ~ 760 și 820 ~ 780) și în cele din urmă supus unui tratament de îmbătrânire de 530 grade / 4 ore, așa cum se arată în Figura 1c.
După ce soluția solidă de mai sus și probele tratate cu îmbătrânire au fost măcinate mecanic, lustruite și gravate chimic, structura aliajului a fost observată utilizând un microscop metalografic și un microscop electronic cu scanare cu emisie de câmp TESCAN MIRA3. Mașina de tracțiune INSTRON5982 a fost folosită pentru a efectua experimente uniforme de tracțiune pe fiecare grup de probe, iar viteza de tracțiune a fost 0. 5 mm/min. Mașina de testare a impactului cu pendul metalic SANS-ZBC2452-C a fost utilizată pentru a efectua testul de impact Charpy cu deschiderea în formă de U din metal pe fiecare grup de probe.
3. Rezultate si discutii
Prin controlul soluției solide și a regimului de tratament termic de îmbătrânire, s-a obținut un aliaj de titan cu granule și lamele echiaxiale și s-au explorat efectele mărimii și morfologiei granulelor asupra proprietăților mecanice ale aliajelor de titan cu rezistență ultra-înaltă.
3.1 Efectul granulometriei asupra proprietăților mecanice ale aliajelor
Aliajul de titan a fost menținut la 820 de grade timp de 5 până la 240 de minute, apoi răcit cu aer la temperatura camerei și apoi îmbătrânit la 530 de grade timp de 4 ore. Microstructura este prezentată în Figura 2. Când timpul de soluție solidă este de 5 și 10 min, din cauza timpului scurt de menținere, boabele recristalizate nu au fost observate, iar limitele curbe ale granulelor inițiale pot fi încă observate, iar diametrele boabelor sunt de 154 și, respectiv, 143 μm. Când timpul de soluție solidă este de 20 de minute, pot fi observate unele boabe recristalizate cu granule drepte. Dimensiunea boabelor recristalizate este mică, cu un diametru de 55 μm. Când timpul de soluție solidă este de 30 de minute, toate limitele de granule ale aliajului sunt drepte și clare, ceea ce indică faptul că aliajul s-a recristalizat complet și, în același timp, boabele recristalizate au crescut, iar diametrul lor este de aproximativ 88 μm. Limitele de cereale discontinue pot fi observate atunci când soluția solidă este dizolvată timp de 5 și 10 minute, așa cum se arată în figurile 3a și 3b; când timpul de soluție solidă este de 20 de minute, pot fi observate limite drepte ale granulelor care s-au recristalizat (Figura 3c), care nu sunt complet recristalizate. O cantitate mică de fază primară poate fi încă observată în timpul cristalizării; când timpul de soluție solidă este de 30 de minute, există doar granițe drepte ale granulelor (Figura 3d), iar aliajul este complet recristalizat în acest moment.
După cum se arată în Figura 2e ~ 2f, pe măsură ce timpul de soluție solidă crește, boabele recristalizate cresc uniform, iar dimensiunea crește treptat. Când timpul de soluție solidă ajunge la 240 min, dimensiunea granulelor este cea mai mare, cu un diametru de aproximativ 186 μm. Creșterea boabelor este rezultatul migrării interfeței. Forța motrice a migrării interfeței la temperatură constantă poate fi exprimată prin formula (1):
În formulă, este energia interfeței (J/m2); R este raza de curbură a interfeței (m); p este forța motrice a migrației interfeței (J/m3). Cu cât raza cerealelor este mai mică, cu atât curbura interfeței este mai mare. Cu cât raza de curbură a interfeței este mai mică, cu atât forța motrice a schimbării de fază este mai mare și rata de migrare a interfeței este mai mare. Procesul de migrare a interfeței este procesul de reducere a curburii interfeței și reducerea diferenței de energie liberă pe ambele părți ale interfeței [15]. Prin urmare, în timpul procesului de soluție solidă izotermă, pe măsură ce timpul de păstrare crește, unele dintre boabele mai mari continuă să crească, în timp ce boabele mai mici se micșorează treptat și în cele din urmă dispar pe măsură ce granițele de cereale migrează.
Prin urmare, se observă o mare diferență în dimensiunea granulelor în microstructură cu un timp de soluție solidă de 60~240min. Relația dintre dimensiunea granulelor și timpul de soluție solidă este prezentată în Figura 4. Când aliajul este complet recristalizat, dimensiunea granulelor devine semnificativ mai mare pe măsură ce timpul de soluție solidă crește. Schimbarea proprietăților mecanice ale aliajului de titan ultra-înaltă cu timpul de soluție este prezentată în Figura 5. Când timpul de soluție este de 5 ~ 20 de minute, rezistența aliajului este mai mare, dar plasticitatea și tenacitatea sunt mai mici. Acest lucru se datorează faptului că timpul de soluție este scurt și aliajul nu este complet format. După recristalizare, o parte din țesutul original este încă păstrat. Când timpul de soluție solidă este în intervalul de la 30 la 240 de minute, aliajul suferă o recristalizare completă. Pe măsură ce timpul de soluție solidă crește, diametrul boabelor crește de la 88 la 186 μm. Proprietățile mecanice ale aliajului și timpul de soluție solidă nu sunt conforme cu legea liniară. Analiza arată că atunci când timpul de soluție solidă este de 60 de minute, un număr mare de boabe de dimensiuni mici formate din cauza migrării interfeței cauzează concentrarea locală a stresului. În acest moment, rezistența de curgere a aliajului și rezistența la tracțiune ating cele mai mari. , respectiv 1346 și 1391MPa. Timpul de soluție solidă nu are un efect semnificativ asupra alungirii, reducerii suprafeței și rezistenței la impact a aliajului. Acest lucru se datorează faptului că dimensiunea granulelor din aliaj este mai mică după o perioadă scurtă de soluție solidă, ceea ce crește posibilitatea de fisurare intergranulară. În același timp, la o anumită cale de expansiune a fisurilor este extinsă într-o anumită măsură; pe măsură ce timpul de soluție solidă crește, diametrul boabelor crește și numărul de limite ale granulelor scade, reducând posibilitatea de fisurare intergranulară și îmbunătățind plasticitatea și tenacitatea aliajului. Prin urmare, pe baza celor doi factori de mai sus, timpul de soluție solidă nu are un impact semnificativ asupra plasticității și tenacității aliajului.
3.2 Efectul morfologiei granițelor asupra proprietăților mecanice ale aliajelor
Pentru a studia influența morfologiei graniței asupra proprietăților mecanice ale aliajului, a fost utilizată metoda soluției solide în două etape A și B pentru a obține structura grosieră a granulelor. După tratamentul de îmbătrânire, faza secundară lamelară va precipita în matrice și se va conforma relației de orientare Burgers cu matricea. Mărimea și grosimea lamelelor secundare depind de temperatura și timpul de îmbătrânire. Pentru a evita impactul morfologiei lamelelor secundare asupra proprietăților mecanice ale aliajului, structurile de soluție solidă obținute prin cele două metode au fost unificate la 530 de grade și maturate timp de 4 ore pentru a obține microstructura finală. 6. Lamelele secundare la nivel de microni de dimensiuni și grosime similare sunt dispuse uniform în matrice. Fenomenul de îngroșare a limitelor de cereale poate fi observat în diferite condiții de tratament termic. Cu cât temperatura soluției solide a regiunii de fază (+) este mai scăzută, fenomenul de grosier al granițelor granulelor. Cu cât este mai evident.
În metoda soluției solide în două etape A, aliajul de titan de tipul obține granule echiaxiale cu granițe drepte după soluția solidă în zona de fază, iar faza se formează în etapa de soluție solidă a zonei de fază a doua (+). , datorită conținutului ridicat de elemente -stabilizatoare din aliajele de titan de ultra-înaltă rezistență și a matricei relativ stabile, energia necesară nucleării cu ajutorul limitelor de cereale este mult mai mică decât energia necesară pentru nuclearea uniformă în interiorul cristalului însuși. 16,17], deci faza preia conducerea în cristal. Se formează la limită și crește treptat în bob, formând o graniță grosieră, așa cum se arată în Figura 6a~6c. Când temperatura soluției solide a regiunii fazei (+) este de 740 de grade, se observă o cantitate mică de fază primară în cristalul din Figura 6a. Conform diagramei de fază de echilibru termodinamic a aliajului de titan, proporția de fază crește pe măsură ce temperatura soluției solide scade. Temperatura la 740 de grade soluție solidă este mai scăzută, iar gradul mai mare de suprarăcire crește forța motrice de nucleare și promovează nuclearea fazei. Când temperatura soluției solide crește, munca critică de nucleare furnizată de suprarăcire nu poate depăși bariera energetică de nucleare. Prin urmare, existența fazei primare în cristal nu poate fi observată în timpul soluției solide la 760 și 780 de grade și pe măsură ce ( + ) temperatura soluției solide a regiunii de fază scade, iar gradul de grosier al graniței este evident. În metoda soluției solide în două etape B, după soluția solidă în zona de fază, cuptorul este răcit lent la zona de fază (+) și menținut la temperaturi diferite. Viteza de răcire a răcirii cuptorului este de aproximativ 1 grad/min.
Datorită vitezei scăzute de răcire, nu există nici compoziție, nici fluctuație de temperatură în matrice în etapa inițială a procesului de răcire lentă, ceea ce face dificilă nuclearea fazei primare în boabe. Pe măsură ce timpul de răcire crește, temperatura soluției solide scade treptat, iar faza primară precipită de-a lungul limitelor de cereale cu o parte din limitele de cereale ca puncte de nucleare eterogene și crește treptat în interiorul boabelor. În aliajele de titan, proporția fazei primare crește pe măsură ce temperatura soluției solide din regiunea fazei (+) scade. În modul de soluție B, cu cât temperatura soluției solide a regiunii de fază (+) este mai scăzută, limitele granulelor devin grosiere. Cu cât numărul este mai mare.
Cu toate acestea, în figurile 6d~6f, nu se observă că temperatura soluției solide a regiunii fazei (+) are un impact semnificativ asupra gradului de grosier al graniței granulelor. Acest lucru se datorează faptului că, cu cât temperatura soluției solide este mai scăzută, cu atât este mai mică forța de antrenare cinetică care promovează creșterea limitelor de cereale, ceea ce nu este propice creșterii limitelor de cereale.
Aliajul a fost solubilizat solid în două moduri și apoi îmbătrânit uniform. Proprietățile sale de tracțiune și proprietățile de impact sunt prezentate în Figura 7. Există reguli similare în cele două moduri de soluție solidă. Pe măsură ce temperatura soluției solide în zona de fază (+), crește rezistența și plasticitatea aliajului, dar modificarea durității la impact nu este evidentă. În combinație cu analiza microstructurii, se crede că, în modul de soluție solidă în două etape A, cu cât temperatura soluției solide a regiunii fazei (+) este mai scăzută, cu atât efectul de îngroșare a graniței este mai semnificativ; în timp ce în modul soluție solidă în două etape B, ( Cu cât temperatura soluției solide în regiunea de faze +) este mai scăzută, cu atât există limite de cereale mai grosiere și, în același timp, rezistența și plasticitatea aliajului scad, ceea ce indică faptul că boabele îngroșarea limitelor face granițele mai slabe și afectează rezistența și plasticitatea aliajului. Acest lucru se datorează faptului că granițele grosiere ale granulelor sunt compuse din fază primară, iar lamelele formate după îmbătrânire întăresc matricea, făcându-i rezistența mult mai mare decât cea a fazei limită a granulelor. Prin urmare, limitele de cereale grosiere se deformează preferenţial în timpul experimentului de tracţiune, în timp ce matricea întărită este dificil de deformat. Pe măsură ce gradul de deformare crește, stresul este concentrat pe interfața graniței pentru a forma fisuri, iar fisurile sunt predispuse să se propagă de-a lungul limitelor de granule și să provoace fracturi intergranulare, rezultând o scădere simultană a rezistenței și plasticității aliajului. 17]. Aliajul suferă doar soluție solidă și îmbătrânire în regiunea de fază fără a îngroșa granițele granulelor. Limita sa de curgere este de 1346 MPa, rezistența la tracțiune este de 1391 MPa și alungirea este de 5%, așa cum se arată în Figura 5 după 60 de minute de soluție solidă. În schimb, după ce soluția solidă în două etape îngroșează granițele granulelor, rezistența și plasticitatea sunt reduse în diferite grade. Printre acestea, efectul de îngroșare a limitelor granulelor al metodei de soluție solidă A este mai semnificativ decât cel al metodei de soluție solidă B, astfel încât rezistența totală a aliajului este mai mică. .
Figura 8 prezintă morfologia ruperii la tracțiune a două tipuri de soluție solidă în două etape și îmbătrânire unificată. Se observă că există un număr mare de fațete plate pe fractura macroscopică a probei. O observare ulterioară a fotografiilor cu mărire mare ale fracturii arată că aceste fațete sunt netede și plate, care sunt tipice de-a lungul marginilor. Există, de asemenea, unele gropițe de mică adâncime pe suprafața de fractură cristalină, ceea ce indică faptul că mecanismul de fractură este un mecanism de fractură mixt cu fractură intergranulară. Prin comparație, s-a constatat că suprafețele de fractură intergranulară mai netede și mai plate au fost observate în metoda soluției solide în două etape A, care a verificat, de asemenea, că probele cu efecte semnificative de îngroșare a granulelor sunt mai susceptibile de a suferi fracturi intergranulare, ceea ce face ca aliajul să reziste și plasticitate mai proastă în același timp. . Prin urmare, în procesul de producție propriu-zis trebuie evitată îngroșarea granițelor de cereale cu rezistență mai mică, iar problema limitelor de cereale slabe trebuie studiată în profunzime.
4. Concluzie
(1) Pentru aliajele de titan cu rezistență ultra-înaltă care sunt soluționate în solid peste punctul de transformare a fază (800 de grade) și apoi supuse unui tratament de îmbătrânire la 530 de grade, pe măsură ce timpul de soluție solidă crește, dimensiunea medie a granulelor de aliajul crește treptat, iar granițele -granule ale procesului izoterm de soluție solidă Migrație, unele boabe cresc, iar unele boabe se micșorează până când dispar. Acest proces va provoca o diferență mare în dimensiunea granulelor. Izolarea zonei de fază timp de 30 până la 240 de minute nu are un efect semnificativ asupra proprietăților de tracțiune și proprietăților de impact ale aliajului.
(2) Aliajul de titan ultra-înaltă este supus unei soluții solide în două etape și unui tratament de îmbătrânire de 530 de grade. În metoda soluției solide A (zona de fază este răcită la temperatura camerei și apoi zona de fază (+) este soluționată solid), ca în a doua etapă (+), temperatura soluției solide în regiunea de fază scade, iar boabele efectul de îngroșare a graniței devine treptat evident. Datorită suprarăcirii mari în timpul soluției solide la 740 de grade, în interiorul unor boabe se formează faza primară; în modul soluție solidă În B (zona de fază este solid dizolvată și apoi cuptorul este răcit la zona de fază (+)), viteza de răcire lentă nu face decât să aspre o parte din granițele granulelor. Pe măsură ce temperatura soluției solide scade, faza din limita granulelor crește. Forța motrice chimică este redusă, astfel încât efectul de îngroșare a graniței este echivalent la diferite temperaturi ale soluției solide, dar cu cât temperatura soluției solide este mai mică, cu atât este mai mare numărul de granițe grosiere.
(3) Rezistența graniței grosiere este scăzută și se deformează de preferință în timpul procesului de deformare, rezultând concentrarea tensiunilor și fisurarea. Fisura se propagă de-a lungul bobului, determinând scăderea rezistenței și plasticității aliajului în același timp. Cu cât efectul îngroșării granițelor este mai evident, cu atât este mai mare impactul asupra rezistenței aliajului. Și cu cât influența asupra plasticității este mai mare, deoarece dimensiunea granulelor nu se modifică, nu există un impact semnificativ asupra rezistenței la impact a aliajului.
ReferințeReferințe
[1] WANG H, ZHAO Q, XIN S și colab. Materials Science and Engineer-ing: A[J], 2021, 3: 141626.
[2] KANG LM, YANG C. Advanced Engineering Materials[J], 2019,21(8): 1801359.
[3] CHENG J, LI JS, YU S, și colab. Metals[J], 2021, 11(1): 11.
[4] CHENG J, LI JS, YU S, și colab. Frontiers in Materials[J], 2020,7: 114.
[5] CHENG J, WANG HC, LI JS și colab. Frontiers in Materials[J], 2020, 7: 228.
[6] Chen Wei, Liu Yunxi, Li Zhiqiang. Journal of Aeronautical Materials[J], 2020, 40(3): 63-76.
CHEN W, LIU YX, LI Z Q. Journal of Aeronautical Materials[J], 2020, 40(3):63-76.
[7] Xin Shewei, Zhou Wei, Li Qian și colab. Progress in Materials in China [J], 2021, 40(6):441-445.
XIN SW, ZHOU W, LI Q și colab. Materials China[J], 2021, 40 (6):441-445.
[8] WANG Y, CHEN R, CHENG X, și colab. Journal of Materials Science & Technology[J], 2019, 35(2): 403-408.
[9] ZHOU W, GE P, ZHAO YQ și colab. Rare Metal Materials and Engineering[J], 2017, 46(8): 2076-2079.
[10] Niinomi M, Inagaki I, Kobayashi T. Materiale Știință și Tehnologie[J], 1988, 4(9): 803-8
[11] GAO X, ZHANG L, CHEN X și colab. Materials Characterization [J], 2020, 167:110492.
[12] FENG X, QIU JK, MA YJ, et al. Journal of Materials Science & Technology[J], 2016, 32(4):362.
[13] Chimie, Chimie, Chimie.Nou Jurnal de Chimie[ J], 2018, 39(4):31-36.
GUO P, ZHAO YQ, HONG Q. Tranzacții de Materiale și Căldură Tratament[J], 2018, 39(4):31-3
[14] PEDERSON R, NIKLASSON F, SKYSTEDT F și colab. Materials Science and Engineering: A[J], 2012, 552: 555-565.
[15] LIU X, ZHUANG K, LIN S, și colab. Crystals[J], 2017, 7(5):128-140.
[16] HUANG SS, ZHANG JH, MAY J și colab. Journal of Alloys and Compounds[J], 2019, 791: 575-585.
[17] GAO X, ZENG W, ZHANG S și colab. Acta Materialia[J], 2017,122: 298-309.
[18] SHEKHAR S, SARKAR R, KAR S și colab. Materials & Design[J],2015, 66: 596-610.
