Базалеева_Наумова_Металлография_часть 2 (831914), страница 16

Просмтор этого файла доступен только зарегистрированным пользователям. Но у нас супер быстрая регистрация: достаточно только электронной почты!

Текст из файла (страница 16)

В соответствии с ориентационным принципом каждое α-зерно имеет определенную ориентировку относительно исходного β-зерна, в результате чего в низкотемпературном109α-состоянии в пределах одного зерна β-фазы возникает текстура,называемая внутризеренной.При полиморфном βα-превращении в двухфазных сплавахтитана кристаллы α-фазы выделяются по границам исходногоβ-зерна в виде белой оторочки, а также прорастают внутрь β-зернав виде пачек параллельных пластин, между которыми сохраняетсяисходная β-фаза. Данную структуру можно отнести к видманштеттовым, в которых также между кристаллами β- и α-фазы устанавливается так называемое ориентационное и размерное соответствие, а именно, плотноупакованные плоскости и направленияβ-фазы параллельны плотноупакованным плоскостям и направлениям α-фазы.

Подобная структура представлена на рис. 7.3. Мелкие α-колонии внутри крупных β-зерен делают эту структуру похожей на корзиночное плетение. Увеличение концентрацииβ-стабилизатора в сплаве Ti приводит к уменьшению толщины отдельных пластин α-фазы и размеров колоний α-фазы. Аналогичным образом на структуру влияет увеличение скорости охлаждения сплава.При горячей обработке давлением титановых сплавов можнополучить глобулярную структуру.

Здесь важной характеристикойявляется температура окончания полиморфного превращения приРис. 7.3. Структура титанового α+β-сплава типа корзиночного плетения110нагреве, которую обозначают как Тпп (температура полного полиморфного превращения). Если пластическая деформация заканчивается выше температуры Тпп, т. е. в однофазной β-области, то придальнейшем охлаждении формируется пластинчатая видманштеттова структура. Если пластическая деформация заканчиваетсяниже температуры Тпп в двухфазной α+β-области и степень обжатия более 60 %, то в результате процесса рекристаллизации структура преобразуется в глобулярную (рис. 7.4).Рис.

7.4. Глобулярная структура титанового α+βсплава, 200Вследствие сильной склонности к росту β-зерна термическуюобработку сплавов Ti, как правило, проводят из двухфазной α+βобласти при температуре не выше Тпп (550…650 °С). На рис. 7.5представлена структура двухфазного титанового сплава, состоящая из светлых зерен α-кристаллов, сформировавшихся при отжиге сплава при повышенной температуре в двухфазной области,и темных β-кристаллов, внутри которых наблюдаются светлыепластины α-фазы, выделившейся в результате полиморфногоβα-превращения при охлаждении сплава от температуры отжига.Полиморфное βα-превращение может идти также и по мартенситному механизму. На рис.

7.2 показаны температуры начала111Рис. 7.5. Дуплексная структура титанового α+βсплава, 200и конца мартенситного превращения — Мн и Мк. Мартенситнаяα-фаза имеет игольчатое строение и, как и α-фаза, обладает гексагональной плотноупакованной кристаллической решеткой, тольконесколько искаженной. Так как при мартенситном или сдвиговомпревращении в отличие от диффузионного не наблюдается перераспределение атомов компонентов, то состав мартенсита соответствует составу исходной β-фазы. В результате этого α-фаза, образовавшаяся в сплавах, расположенных левее точки а, является ненасыщенным твердым раствором, а расположенных правее этой точки —пересыщенным твердым раствором β-стабилизаторов в α-Ti.В сплавах Ti, легированных изоморфными β-стабилизаторами(V, Mo, Nb), α-мартенсит с гексагональной кристаллической решеткой наблюдается только до определенной концентрации твердого раствора (точка С1 на рис.

7.2), а при больших концентрацияхлегирующих элементов формируется α-фаза. Металлографическиα-мартенсит не отличим от α-фазы: он тоже имеет игольчатоестроение, однако обладает иной кристаллической решеткой —ромбической. Переход от α- к α-фазе можно выявить по раздвоению некоторых рефлексов дифракционной картины (методамирентгеноструктурного анализа, просвечивающей электронноймикроскопии).112В сплавах с концентрацией легирующих элементов от С2 до Скр(см. рис. 7.2) мартенситное превращение идет не до конца, в этихсплавах сохраняется некоторое количество переохлажденнойβ-фазы. Остаточная β-фаза имеет неравновесный состав: в равновесном состоянии при комнатной температуре концентрацияβ-твердого раствора описывается точкой b, а в условиях бездиффузионного мартенситного превращения β-фаза сохраняет свой состав таким же, каким он был при температуре закалки.В сплавах, находящихся между точками Скр и b, при закалкемартенсит не образуется, а фиксируется лишь β-фаза неравновесного состава.

При закалке сплавов, состав которых близок к Скр,наблюдается особое состояние β-твердого раствора: внутриβ-кристаллов возникают когерентные по отношению к матрицеобразования с гексагональной структурой (-фаза). β-превращение идет по сдвиговому механизму без объемного эффекта: приперестройке треть атомов остается на месте, треть — смещается водну сторону, а оставшаяся треть — в противоположную. Из-заотсутствия границы раздела между β- и -фазами последняя металлографически не выявляется и с большим трудом выявляетсяэлектронномикроскопическим способом. Размер -областей в закаленном состоянии составляет примерно 45 Å.

Некоторые исследователи предлагают рассматривать -фазу как метастабильнуюнизкотемпературную модификацию β-фазы, по природе являющуюся фазой Юм-Розери. Дело в том, что -фаза образуется, когда состав β-твердого раствора соответствует электронной концентрации от 4,06 до 4,2 электрона на атом, а параметр кристаллической решетки β-фазы — 3,255…3,260 Å. Существует мнение, чтомартенситные превращения βα(α) идут в два этапа через промежуточную -фазу — β    α (α). При диффузионном перераспределении атомов в β-фазе образуются микрообъемы, обогащенные и обедненные легирующими элементами.

В тех областях,где концентрация β-стабилизаторов становится ниже критической,происходит превращение β  . Таким образом, -фаза являетсяпродуктом незавершенного мартенситного превращения. При температурах ниже 500 °С вторая стадия распада β-твердого раствора,как правило, не наблюдается.В отличие от сталей, в которых мартенсит, являясь твердымраствором внедрения, обладает высокой прочностью и хрупко113стью, в титановых сплавах мартенсит является твердым растворомзамещения, и его возникновение не сопровождается значительнымповышением прочности и снижением пластичности. Кроме того,мартенситные α- и α-фазы несколько отличаются по механическим свойствам: α-мартенсит обладает более высокой прочностью, а α-мартенсит — более высокой пластичностью.При закалке из α+β-области α-фаза изменений не претерпевает,а поведение β-фазы зависит от уровня ее легирования, который всвою очередь зависит от температуры закалки.

Если температуразакалки ниже Тпп, то концентрация легирующих элементов β-стабилизаторов в β-фазе выше, чем критическое значение Скр, и послезакалки в структуре сплава содержатся α-кристаллы и β-фазанеравновесного состава. При температуре закалки выше Тпп составβ-фазы будет находиться левее Скр, следовательно, она будет претерпевать полное или частичное мартенситное превращение. В результате в структуре сплава при комнатной температуре будутнаблюдаться α-кристаллы, мартенсит и остаточная β-фаза неравновесного состава.При нагреве закаленных титановых сплавов происходит распаднеравновесной β-фазы с выделением дисперсных α-частиц и распад мартенсита на дисперсную α+β-смесь.

Распад мартенситаначинается только при температурах выше 300…400 °С, причемраспад α-мартенсита сопровождается разупрочнением, а распадα-мартенсита — наоборот, упрочнением. Этот результат объясняют тем, что прочностные характеристики α-мартенсита убывают с обеднением фазы легирующими элементами, тогда как обеднение легирующими элементами α-мартенсита приводит к повышению его прочности и твердости. Максимальная прочностьдостигается при старении сплавов Ti в интервале температур450…500 °С, когда продукты распада достаточно дисперсны.

Приболее низких температурах при распаде неравновесной β-фазыможет образовываться метастабильная -фаза, которая сильноохрупчивает сплав.По своей морфологии все структуры титановых сплавов можноразбить на четыре группы:1) так называемая структура корзиночного плетения (рис. 7.6,а), которая наблюдается при охлаждении сплава из β-области. Пограницам бывшего β-зерна располагается сетка α-кристаллов, а114внутри в ориентационном и размерном соответствии располагаются α- и β-кристаллы, сформированные при распаде β-фазы метастабильного состава (см.

рис. 7.3);Рис. 7.6. Типичные структуры титановых сплавов:а — типа корзиночного плетения; б — дуплексная; в — глобулярная; г — игольчатая (мартенситная)2) смешанная или дуплексная структура (рис. 7.6, б), котораяполучается при выдержки сплава в фазовой α+β-области. Структура состоит из равноосных α-кристаллов и α+β-областей, характерных для структуры корзиночного плетения (см. рис. 7.5);3) равноосная или глобулярная структура (рис. 7.6, в), котораяформируется при деформации в двухфазной области с последующим рекристаллизационным отжигом при температурах ниже однофазной β-области (см. рис. 7.4);4) игольчатая структура мартенсита, которая образуется призакалке из β-области (рис. 7.6, г).115Классификация титановых сплавовТитановые сплавы принято классифицировать по структуре внормализованном состоянии на три основных класса: α-, α+β- и βсплавы, а также два переходных класса: псевдо-α- и псевдо-βсплавы.

Характеристики

Список файлов книги