Разработка сплава с удельной прочностью 29-32 км » Ремонт Строительство Интерьер. Лесное дело и деревообработка.

Электромонтаж Ремонт и отделка Укладка напольных покрытий, теплые полы Тепловодоснабжение

Разработка сплава с удельной прочностью 29-32 км

31.10.2020

В последние годы применение более прочных материалов стало все в большей степени определять возможность дальнейшего прогресса в различных областях отечественной техники Особенно остро встал вопрос о необходимости разработки новых, более прочных материалов для тех конструкций, в которых повышение прочности за счет применения деталей большего сечения невозможно. Отсутствие возможности увеличения сечения деталей связано или с тем, что увеличение веса приводит к качественному изменению эксплуатационных характеристик конструкций (например, появлению отрицательной плавучести у глубоководных аппаратов), или с тем, что с ростом сечения и увеличением веса возрастают эксплуатационные нагрузки (например, в центробежных установках, длинных тросах и др.).

В связи с этим основной характеристикой, определяющей возможность применения материалов в тех или иных областях, в ряде случаев является отношение предела текучести материала к его удельному весу, называемое удельной прочностью.

Титановые сплавы обладают наиболее высокими значениями удельной прочности по сравнению с другими металлическими материалами. Например, удельная прочность алюминиевого сплава В 96 составляет 23 км, высокопрочной стали 48 ВП-2—26 км. а титанового сплава ВТ14 — 29 км. Поэтому применение их в центробежных установках, производительность которых определяется частотой вращения и регламентируется удельной прочностью, имеет большие перспективы.

В настоящей статье излагаются данные по разработке высокопрочного титанового сплава с удельной прочностью 29—32 км для деталей газовых турбин специального назначения, испытывающих высокие центробежные нагрузки. Детали представляют собой плоские диски, имеющие ряд концентрически расположенных отверстий или ребер Распределение тангенциальных и радиальных напряжений по поверхности одной из деталей при работе в упругой области без учета концентраторов напряжений приведено на рис. 1. Величина рабочих напряжений достигает 110 кгс/мм2. а в местах расположения отверстий (тангенциальные напряжения) — 73 кгс/мм2. В связи с тем, что коэффициент концентрации напряжений в месте расположения отверстий может составить 2.4, максимальный пик напряжений у отверстий может достичь 175 кгс/мм2, что значительно выше уровня рабочих напряжений.

Помимо высокой удельной прочности, материал должен обладать достаточной пластичностью, величина которой обеспечивала бы возможность устранения пиков напряжений в местах конструктивных концентраторов за счет протекания местных пластических деформаций.

При разработке сплава следовало также стремиться к тому, чтобы он был достаточно дешев, поскольку эффективность применения его зависит от соотношения между его стоимостью и эффектом, получаемым при его применении.

Наличие двух модификаций титана (а и в) дает возможность разрабатывать сплавы на основе а-, в- и а+в-фаз.

Ранее проведенными исследованиями установлено, что максимальная прочность а-сплавов, которую можно достичь, составляет не более 110—115 кгс/мм2 при удельном весе 4,4 г/см3. Это обеспечивает возможность создания сплавов с удельной прочностью 26 км.

Максимальный предел текучести в-сплавов после упрочняющей термической обработки составляет 145—150 кгс/мм2 при удельном весе 4,89—5,10 г/см3, что позволяет получить величину удельной прочности 29—30 км. Однако для производства в-сплавов с оптимальным соотношением характеристик пластичности и прочности необходимо легировать сплавы свободными от примесей легирующими элементами, что значительно повышает стоимость металла. Кроме того, технология производства полуфабрикатов из в-сплавов значительно сложнее по сравнению с технологией производства полуфабрикатов других групп титановых сплавов, что также вызывает удорожание изделий. При создании двухфазных сплавов требования к шихтовым материалам несколько ниже. В связи с этим в настоящем исследовании основным направлением являлось создание двухфазного сплава.

Требуемый уровень свойств, соответствующий пределу текучести 150—160 кгс/мм2, может быть достигнут практически на термически упрочняемых двухфазных сплавах, легированных в- и а-стабилизирующими элементами.

В зависимости от содержания в-стабилизирующего элемента, температуры закалки и режима старения сплавы характеризуются различной степенью упрочнения. Особенность зависимости упрочнения двухфазных сплавов от содержания в-стабилизирующих элементов заключается в том, что при определении содержания в-стабилизирующего элемента достигается наибольшее упрочнение, которое затем уменьшается Максимум упрочнения наблюдается у сплавов, содержащих легирующие элементы в количествах, близких к критическим, т. е. к наименьшим количествам в-стабилизирующих элементов, при которых можно зафиксировать в-фазу закалкой. С другой стороны, при легировании сплавов титана до критического состава необходимо ввести в них такое количество в-стабилизирующих элементов, которое будет резко увеличивать удельный вес сплава и, таким образом, снижать удельную прочность. Поэтому при разработке нового сплава необходимо было выбрать несколько наиболее сильных стабилизирующих элементов, при легировании которыми для стабилизации в-фазы требуется небольшое их количество, и определить их минимальное содержание, которое бы обеспечивало упрочнение при старении. Наиболее сильными и в то же время дешевыми в-стабилизирующими элементами являются марганец, железо и хром. Легирование марганцем (до 7—8%) наряду с изоморфными P-стабилизирующими элементами приводит к наилучшему сочетанию прочности и пластичности двухфазных сплавов после упрочняющей термической обработки, но вызывает ряд трудностей. Парциальное давление марганца при температуре плавления двухфазного сплава, содержащего марганец, высокое, что вызывает большую летучесть и неравномерное его распределение по сечению слитка после первого переплава в вакууме. Поэтому отработка составов сплавов, легированных марганцем, не проводилась. При легировании титановых сплавов эвтектоидобразующими элементами (хромом и железом) возможно образование ряда интерметаллических соединений типа TiCrх и TiFeх, так как эвтектоидное превращение в таких сплавах завершается в несколько десятков часов. Коагуляция дисперсных выделений химического соединения хрома или железа с титаном в процессе продолжительного старения, а также неблагоприятное их расположение (например, по границам зерен) вызывают хрупкость. Дополнительное легирование изоморфными в-стабилизирующими элементами (молибденом, ванадием) замедляет эвтектоидный распад и способствует получению после старения наилучшего сочетания прочности и пластичности. Легирование титановых сплавов молибденом вызывает также ряд технологических трудностей, связанных с обеспечением его равномерного распределения в слитке. Молибден — тугоплавкий металл, поэтому в слитки он вводится в виде лигатуры Mo—Al, температура плавления которой значительно ниже. Для исключения возможности попадания нерасплавленных участков, обогащенных молибденом и вызывающих появление хрупкости, в слитки такую лигатуру необходимо многократно переплавлять.

Учитывая, что применение ванадия не вызывает указанных трудностей, в настоящем исследовании в качестве изоморфного в-стабилизирующего элемента применяли ванадий.

На основании изложенного нами для исследования были выбраны системы Ti—Al—V—Cr, Ti—Al—V—Fe, Ti—Al—V—Fe—Cr.

Методика исследования


В лабораторной вакуумной дуговой печи методом переплава расходуемого электрода на губке ТГ-120 выплавлялись десятикилограммовые слитки, химический состав которых приведен в табл. 1.

После второго переплава слитки подвергались обдирке, ковке и термической обработке по различным режимам.
Разработка сплава с удельной прочностью 29-32 км

Известно, что механические свойства двухфазных сплавов зависят от величины зерен в значительно большей степени, чем механические свойства а-сплавов или технически чистого титана. Увеличение размера зерна уменьшает пластические свойства сплавов и повышает хрупкость В связи с этим ковка слитков производилась в несколько приемов. На прутки сечением 40х40 мм они ковались при температуре 1050—1100°, а окончательно — на прутки сечением 12X12 мм — в двухфазной области за один вынос, что обеспечивало величину зерна в пределах 6—8-го класса стандартной шкалы. Для определения температуры превращения а+в—> в шлифы от слитка каждого состава проходили закалку с температур 800, 850, 875, 900, 925, 950, 975°. Такая обработка позволяла с точностью до 10—15° определить температуру превращения каждого сплава. Упрочняющая термическая обработка двухфазных титановых сплавов заключается в закалке из a+в- или в-области и последующего старения при различных температурах и времени выдержки, в результате чего продукты старения в различной степени могут упрочнять сплав. Наибольшую прочность можно получить, закаливая сплавы с температуры превращения а+в—>в, т. е. когда фиксируется максимальное количество метастабильных в- и а'-фаз, распадающихся в процессе старения. Повышение температуры закалки выше температуры превращения а+в—>в приводит к снижению прочности и пластичности металла из-за резкого роста зерна.

Наилучшее сочетание прочностных и пластических характеристик получается при закалке двухфазных сплавов с критических температур.

В настоящем исследовании заготовки под образцы от прутков каждого состава подвергались закалке с температур на 20—50° ниже температур превращения а+р—>в, после чего определялись свойства в закаленном состоянии. На остальной части заготовок определялись механические свойства в состоянии после закалки и старения.

При закалке двухфазных сплавов с температур, близких к температурам превращения а+в—>в, в структуре возникает несколько метастабильных фаз: в-твердый раствор и пересыщенный а'-твердый раствор различной легированности. Изотермический нагрев при невысоких температурах ведет к распаду этих фаз с выделением частиц a-фазы с со держанием легирующих элементов, промежуточным между исходным содержанием их в твердом растворе в p-области и равновесным для данной температуры и выдержки, и дальнейшему постепенному приближению к равновесию. Схемы распада имеют следующий вид:

Эффект упрочнения при старении титановых сплавов описывается кривой с максимумом в зависимости от повышения температуры и времени выдержки. Для каждого сплава появление максимума связано с определенным интервалом температур и выдержек и объясняется большой мелкодисперсностью a-фазы при распаде. Падение свойств после достижения максимума связывают с коагуляцией частиц. Для большинства титановых сплавов максимальные значения прочностных характеристик достигаются после 5—10 часов выдержки, поэтому в настоящем исследовании время старения было выбрано 10 часов.

Результаты исследования


Из табл. 2, где представлено изменение механических свойств сплавов в зависимости от содержания железа, следует, что требуемая удельная прочность может быть достигнута после соответствующей термической обработки у сплава, содержащего 2,5% Fe. В сплавах этой группы пластичность образцов, состаренных на максимальную прочность, невелика. Данные, приведенные в табл. 3, показывают также, что влияние хрома на механические свойства сплава Ti+4% Al+4% V аналогично влиянию добавок железа. Требуемый уровень прочностных свойств обеспечивается при легировании 2,5% Cr.

В настоящее время при разработке новых титановых сплавов большое внимание уделяется многокомпонентным сплавам, сочетающим высокую технологическую пластичность в закаленном состоянии с высокой прочностью после старения.


Влияние комплексного легирования ванадием, хромом и железом (как наиболее сильными упрочнителями титановых сплавов) на механические свойства представлено в табл. 4. Из приведенных в таблице данных следует, что наиболее высокие прочностные свойства получаются у сплава, содержащего 4% Al, 4% V, 2% Fe и 2% Cr. Сравнение механических свойств всех предварительно исследованных в работе сплавов показало, что наиболее высокие значения получаются при совместном легировании титана алюминием, ванадием, железом и хромом (табл. 2 и 3).


Известно, что если сплав составлен из двух отличающихся по свойствам фаз, то прочность и пластичность его будут определяться механическими свойствами и количественным соотношением этих фаз. Максимальные значения прочностных свойств имеют сплавы, содержащие примерно одинаковое количество а- и в-фаз. Часто основной причиной изменения свойств сплава бывает не то или иное соотношение фаз, а изменение их свойств.

Для повышения прочностных свойств a-фазы в титановые сплавы вводят a-стабилизирующий элемент — алюминий. Однако при содержании его более 7% происходит снижение пластичности из-за выпадения хрупкой фазы. В связи с этим необходимо было определить содержание алюминия в сплаве. Зависимость механических свойств металла от содержания алюминия представлена в табл. 5.

Исследования, проведенные на сплавах аналогичных систем, показывают, что для получения максимальной твердости после старения необходимо несколько снизить содержание хрома в сплавах по сравнению с содержанием железа. Поэтому влияние алюминия на механические свойства определялось на сплавах, содержащих 2% Fe и 1,6% Cr.


С повышением содержания алюминия прочностные свойства сплава монотонно повышаются. Относительное удлинение и поперечное сужение резко падают и при содержании 8% Al наступает охрупчивание. Требуемый уровень механических свойств достигается у сплавов, легированных 5—6% Al.

Требуемый уровень удельной прочности может быть достигнут после соответствующей термической обработки сплавов, легированных алюминием, ванадием и железом (табл 6). Оптимальным из этой группы является сплав, содержащий 4% Al, 8% V и 1% Fe, но он содержит большое количество ванадия и стоимость его возрастает.

В результате проведенных исследований был выбран сплав состава Ti+ (5-6)% Al+ (4—5) % V+ (1,5—2)% Fe+ (1,2—1,6) % Cr, обеспечивающий удельную прочность 29—32 км и получивший марку 48-Т8


Физико-механические свойства сплава 48-Т8


Оценка физико-механических свойств производилась на образцах сплава выбранного состава, вырезанных из прутков или штамповок, изготовленных из производственных слитков, выплавленных на Верхне-Салдинском металлообрабатывающем заводе. Прутки и штамповки проходили закалку при температуре 850—880° и старение при 540—560° в течение 10 часов с охлаждением на воздухе.

Рабочая температура деталей, изготовляемых из штамповок, находится в интервале 40—70°, поэтому представляло интерес исследовать влияние температуры на механические свойства.

Результаты исследования (табл. 7) показали, что падение прочностных характеристик при температурах 50 и 100° составляет не более 20%. Физические свойства сплава 48-Т8 в интервале температур 20—100° характеризуются следующими значениями (режим термической обработки: старение при 560—10 часов, охлаждение на воздухе):

Детали, изготовляемые из штамповок, имеют сложное конструктивное оформление и характеризуются большим количеством концентраторов напряжений, приводящих к возникновению сложного напряженного состояния. Это вызвало необходимость широких исследований чувствительности материала штамповок к концентраторам напряжений. Критериями для оценки исследований по чувствительности к надрезу были выбраны отношение временного сопротивления надрезанных и гладких образцов и отношение сосредоточенного сужения к равномерному. На рис. 2 и 3 представлено изменение механических свойств штамповок и чувствительности к надрезу в зависимости от удельной прочности сплава. Начиная с удельной прочности 27 км чувствительность к надрезу резко повышается, а затем (с 33 км) изменяется незначительно. Температурная зависимость чувствительности к надрезу сплава 48-Т8 в интервале температур 20—100° изменяется незначительно. При темпера туре 100° отношение овн=овг становится больше 1.

Исследования показали, что данный сплав, как и все высокопрочные сплавы, склонен к хрупким разрушениям при наличии предельно острых концентраторов напряжений. Удельной прочности 29—32 км соответствует отношение овн/овг =0,95- 0,75, т. е. оно меньше 1. Это предопределяет возможность появления преждевременных разрушений в местах концентрации напряжений в реальных деталях.

Учитывая изложенное, оценивалось поведение материала на стендовых установках в условиях, имитирующих реальные условия эксплуатации деталей. Образец представляет собой плоский диск диаметром 120 и толщиной 1 мм. Из-за трудностей переделки установки с целью повышения допустимых частот оборотов для увеличения возникающих центробежных усилий наружный диаметр детали утолщен до 7 им. Это позволило доводить образцы до разрушения. При испытании таких образцов распределение напряжений по поверхности соответствовало распределению напряжений в деталях (рис. 1), однако в местах концентра торов напряжений (24 отверстия диаметром 3,5 мм по поверхности образца) уровень действующих напряжений значительно выше уровня максимальных напряжений, соответствующих внутреннему отверстию.

Результаты стендовых испытаний (табл. 8) показали, что несмотря на высокую чувствительность материала к концентраторам напряжений, особенность конструктивного оформления деталей и условия их нагружения обеспечивают надежность их эксплуатации без опасности распространения хрупкого разрушения. На многих деталях трещины, начинаясь у большого (центрального) отверстия, застопориваются у маленького.

Принимая во внимание длительную эксплуатацию деталей, а также наличие характерной для титановых сплавов временной зависимости прочности и низкотемпературной ползучести при напряжениях, меньших предела текучести, была проведена оценка сплава по этим характеристикам. Испытание на ползучесть проводилось на десятикратных образцах с диаметром рабочей части 5 мм и длиной 50 мм при температурах 20, 40 и 60°, соответствующих рабочим температурам деталей, на машине ИП-4М при напряжении равном 0,73 о0,2 (рис. 4). Сравнивая результаты испытаний на ползучесть при температурах 20, 40 и 60°, следует отметить, что сплав 48-Т8 обладает несколько меньшей сопротивляемостью ползучести при температуре 20°. Деформация ползучести за 1500 часов при температуре 20° составляет 0,036%, при 40° — 0,022%, а при 60° — 0,02%.

Исследование временной зависимости прочности проводилось на гладких пятикратных образцах с диаметром рабочей части 5 мм и длиной ее 25 мм. При анализе результатов испытания при температурах 20, 40 и 60° не установлено заметного влияния температуры испытания на временную зависимость длительной прочности. Последняя, по-видимому, отсутствует, так как угол наклона кривой в полулогарифмических координатах к оси времени очень мал. Величины пределов длительной прочности на базе испытания 2000 часов почти одинаковы — 144—142 кгс/мм2 (рис. 5).

Результаты испытаний на ползучесть и длительную прочность образцов из сплава 48-Т8 при температуре 40—60° показали, что деформация ползучести, накопленная в течение 2000 часов испытаний, при напряжении равном 110 кгс/мм2 (24,5 км) составляет 0,03%, а предел длительной прочности на базе 2000 часов — не менее 140 кгс/мм2 (31 км), что значительно превышает требования, предъявляемые к сплаву.

Таким образом, в результате исследований в лабораторных условиях разработан новый титановый сплав марки 48-Т8 с пределом текучести 130—150 кгс/мм2.

Имя:*
E-Mail:
Комментарий: