Газонасыщение и изменение механических свойств литого а-сплава титана в процессе высокотемпературных нагревов

Производство крупногабаритных листов, поковок, проката из слитков большого сечения связано с многократными нагревами и длительными выдержками при высоких температурах перед каждым выносом.

Распространено мнение, что нагревы до высоких температур приводят к ухудшению свойств полуфабрикатов. Однако известно, что гомогенизация оказывает благотворное влияние на механические характеристики некоторых легированных сталей.

Особый интерес представляет изучение воздействия высокотемпературных выдержек на свойства титановых сплавов В отличие от сталей в титане и сплавах на его основе при нагреве имеют место такие явления, как образование на поверхности металла газонасыщенного слоя повышенной твердости, интенсивная диффузия газов, быстрый рост микрозерна и т. д., что может привести к снижению технологических и механических свойств металла. В связи с этим большинство исследователей занималось изучением вопросов кинетики окисления, диффузии газов, образования и роста газонасыщенного слоя на иодидном и технически чистом титане. Несколько работ посвящено исследованию влияния нагрева на механические свойства технически чистого титана в деформированном состоянии.

Однако в литературе отсутствуют сведения о влиянии выдержек при высоких температурах (1000—1200°) на свойства титана и его сплавов/

в литом состоянии, хотя именно литой металл (слитки) подвергается перед деформацией наиболее продолжительным высокотемпературным нагревам.

Целью данной работы являлось исследование влияния продолжительности нагрева на газонасыщение, механические свойства и структуру однофазного а-сплава титана системы Ti—Al в литом состоянии.



Материалом для исследования служили бруски, вырезанные из периферийной зоны слитков а-сплава титана весом 1 (диметр 450 мм) и 4 т (диаметр 750 мм), химический состав и механические свойства которых приведены в табл. 1. Направление сторон заготовок, соответствующих длине и ширине, совпадало с осевым и тангенциальным направлениями в слитке весом 1 т и с осевым и радиальным в слитке весом 4 т.

Выдержка заготовок осуществлялась при температурах нагрева перед горячей деформацией (1140—1150°) в течение 2, 8, 16 и 24 часов. Заготовки из малого слитка нагревались в электрической печи сопротивления, бруски из слитка весом 4 г — в производственной нефтяной печи и в вакууме порядка 1*10в-5 мм рт. ст. Температура посадки металла в нефтяную и электрическую печи составляла 1140—1150°. Заготовки в вакууме нагревались вместе с печью от комнатной температуры до 1140—1150°, после чего следовала выдержка. Заготовки, нагретые в электрической и нефтяной печах, охлаждались на воздухе, а заготовки, отожженные в вакууме, — вместе с печью.

Содержание кислорода и водорода в средней части заготовок по толщине в исходном состоянии и после отжига определялось методами вакуум-плавления и спектрального анализа. Распределение водорода по сечению брусков изучалось путем спектрального анализа, кислорода — спектральным методом на вакуумной установке ИСП-51. Глубина газонасыщения поверхностного слоя определялась замером микротвердости металла на приборе ПМТ-3 с нагрузкой 100 г. Микротвердость с целью изучения равномерности распределения примесей и легирующих измерялась на этом же приборе с нагрузкой 20 г.

Изучалась макро- и микроструктура заготовок в исходном состоянии и после отжига.

Механические свойства металла определялись в продольном (осевом) и поперечном (тангенциальном или радиальном) направлениях на разрывных образцах типа Гагарина и ударных образцах Менаже. Образцы отбирались из средней части заготовок по толщине.



Как следует из рис. 1, зависимость окисления (толщины окалины) исследуемого сплава при 1140—1150° от продолжительности нагрева имеет параболический характер. Сравнение толщин окалины показало, что в электрической печи процесс окисления металла происходит менее интенсивно, чем в нефтяной. После вакуумного нагрева поверхность заготовок остается чистой.

Из рис. 2 следует, что увеличение глубины газонасыщенного слоя на поверхности заготовок при отжиге происходит по параболической зависимости. Поверхностное газонасыщение а-сплава при 1140—1150° в электропечи идет с меньшей скоростью, чем в нефтяной. Замедление роста газонасыщенного слоя во времени в обоих случаях объясняется, вероятно, снижением скорости диффузии кислорода через плотные слои окалины и твердых растворов внедрения кислорода и азота в титане.

Из табл. 2 видно, что высокотемпературные выдержки заготовок в атмосфере воздуха или продуктов горения приводят к газонасыщению более глубоких слоев металла. Высокая подвижность водорода в в-титане обусловливает проникновение его в центральные области заготовок (глубина 12—13 мм) в течение первых 8 часов отжига. Следует отметить, что скорость наводороживания металла при нагреве в нефтяной печи выше, чем при нагреве в электрической печи. Так, если концентрация водорода в центре заготовки после выдержки в электропечи в течение 24 часов возрастает в '6 раза по сравнению с исходной, то отжиг такой же продолжительности в нефтяной печи повышает содержание водорода в металле в 5 раз.

При вакуумном нагреве содержание водорода практически не изменилось (табл. 2). Колебания результатов анализа вакуумированных заготовок следует объяснить неравномерным распределением водорода в металле, а также неточностью определения.

Как следует из табл. 2, содержание кислорода в центральных слоях металла не изменяется во всем диапазоне исследованных выдержек при отжиге в нефтяной и вакуумной печах. Некоторое газонасыщение заготовок наблюдается в результате нагрева в атмосфере воздуха (электропечь) в течение 16 и 24 часов, что, по-видимому, обусловлено малой толщиной брусков (18 вместо 25 мм при отжиге в нефтяной печи).



Изучение структуры заготовок показывает, что высокотемпературные выдержки не влияют на размеры и конфигурацию литого макрозерна. Внутри макрозерен заготовок, отожженных в нефтяной и электрической печах, наблюдается большее количество мелких макросоставляющих, чем в исходной структуре. После вакуумного нагрева характер макроструктуры металла практически не изменяется.

Одним из методов исследования структуры металлов является изучение вида излома. После вакуумного нагрева в заготовках наблюдается крупнозернистый кристаллический излом, подобный излому образцов в исходном состоянии (рис. 3). Отжиг заготовок на воздухе и в нефтяной печи сопровождается уменьшением величины зерна в плоскости излома. Причиной отмеченных изменений в макроструктуре и виде излома является, по-видимому, более высокая скорость охлаждения заготовок после отжига в электрической и нефтяной печах (на воздухе) по сравнению со скоростью охлаждения вакуумированного металла (с печью).

Зависимость характера микроструктуры титановых а-сплавов в деформированном состоянии от скорости их охлаждения из в-области, установленная в работе, подтверждается результатами нашего исследования на литом металле. По сравнению с микроструктурой исходного металла в микроструктуре заготовок, охлажденных после отжига на воздухе, наблюдается уменьшение толщины а-пластинок и выделений второй фазы, а также увеличение числа групп а-пластинок, ориентированных в различных направлениях внутри превращенного в-зерна (рис. 4) После нагрева в вакууме структура металла остается без изменений. Крупнозернистая макро- и микроструктура заготовок обусловливает значительный разброс показателей механических характеристик металла (кроме ударной вязкости) в исходном состоянии и после отжига. Пластические свойства литого металла, как следует из табл. 3, в результате отжига практически не изменяются, что косвенно подтверждает вывод об отсутствии газонасыщения заготовок кислородом и азотом. Влияние повышенного содержания кислорода сказывается на снижении относительного сужения и относительного удлинения в случае нагрева заготовок в электрической печи в течение 16 и 24 часов.

Прочностные свойства вакуумированных заготовок находятся на уровне прочностных свойств литого металла. Отжиг заготовок в электрической и нефтяной печах приводит к росту временного сопротивления и предела текучести металла (табл. 3). Более высокий уровень прочностных свойств заготовок слитка весом 1 т объясняется повышенным содержанием в нем легирующих и примесей по сравнению со слитком весом 4 т. Возрастание предела текучести и временного сопротивления заготовок, отожженных в электропечи в течение 24 часов, по отношению к уровню прочностных характеристик сплава после выдержек продолжительностью 2—16 часов, по-видимому, вызывается повышенным содержанием кислорода в металле (0,2% вместо 0,15% в исходном состоянии). В остальных случаях можно отметить отсутствие связи между изменением прочностных свойств и газонасыщением металла (табл. 2 и 3).

Одной из причин повышения прочности заготовок в результате отжига в электрической и нефтяной печах является, по-видимому, изменение микроструктуры литого металла, обусловленное повышенной скоростью охлаждения металла после нагрева, т. е. уменьшение толщины пластинок мягкой a-матрицы между прочными и твердыми пластинчатыми выделениями второй фазы. В процессе пластической деформации металла с пластинчатой структурой слои мягкого основного материала, прилегающие к недеформирующейся твердой пластинке, образуют вокруг нее тонкий слой металла, не участвующего в деформации, что приводит к повышению прочности металла. При уменьшении меж-пластинчатого расстояния суммарный объем металла, выключенный из деформации, возрастает, и сопротивление деформации все в большей степени определяется прочностью твердых выделений в структуре.

Прочностные свойства металла в значительной степени зависят также от равномерности распределения в нем примесей и легирующих. Выдержки при температурах в-области приводят к выравниванию химического состава сплава по объему микрозерна. Очевидно, что охлаждение с высокими скоростями, задерживая диффузионные процессы в металле, должно обеспечивать более равномерное распределение примесей и легирующих, чем охлаждение заготовок с низкими скоростями.

Для опенки равномерности распределения легирующих и примесей в исследуемом сплаве нами был применен метод измерения микротвердости с последующей статической обработкой результатов. В каждом случае производилось 190—200 замеров. Средняя арифметическая твердость Hm и среднеквадратичное отклонение значений твердости om вычислялись по формулам

где n — число замеров микротвердости;

Hi — значение микротвердости.

Среднеквадратичное отклонение om характеризует неоднородность прочности (твердости) в отдельных участках микрозерна и в связи с этим может быть использовано для косвенной оценки равномерности распределения легирующих и примесей в металле. Значения om для заготовок из слитка весом 1 т в исходном состоянии и после отжига в электрической печи в течение 2, 8, 16 и 24 часов составляют соответственно 42, 20, 28, 30 и 20 кгс/мм2. Для заготовок из слитка весом 4 г в исходном состоянии, после вакуумного отжига в течение 24 часов и отжига в нефтяной печи в течение 8 часов среднеквадратичное отклонение составляет соответственно 51,0; 60,5 и 40,0 кгс/мм2. Таким образом, охлаждение заготовок из p-области с повышенными скоростями обеспечивает более равномерное распределение легирующих и примесей по микрозерну и более высокую прочность литого металла, чем охлаждение с печью.

Ударная вязкость заготовок после вакуумного нагрева практически не изменяется (табл. 3). Отжиг в нефтяной и электрической печах в течение 2—8 часов также не вызывает снижения ударной вязкости металла. При более длительных выдержках наблюдается падение показателей вязкости сплава, которое объясняется наводороживанием заготовок в процессе нагрева (табл. 2 и 3).

Ударная вязкость титановых сплавов зависит не только от содержания водорода, но и от характера микроструктуры. Для крупных поковок сплава 48-ОТЗ с крупнозернистой пластинчатой структурой критическое содержание водорода, при котором начинается резкое падение ударной вязкости, составляет 0,008%. Для исследуемого а-сплава титана в литом состоянии критическое содержание водорода (в случае отжига в нефтяной печи) оказалось равным 0,0080—0,0085% (табл. 2 и 3). Нагрев в электрической печи приводит к меньшему наводороживанию середины заготовок, однако, как видно из табл. 2, содержание водорода в периферийных областях заготовок, соответствующих поверхностным слоям ударных образцов, достигает 0,0085—0,0120%, что и вызывает падение ударной вязкости металла (табл. 3).



Кинетика газонасыщения исследуемого а-сплава титана в литом состоянии кислородом и водородом изучалась на заготовках, вырезанных из слитка весом 4 г и отожженных в нефтяной печи при температуре 1140—1150°.

Следует отметить, что во всех известных нам исследованиях производилась, как правило, косвенная оценка содержания кислорода в металле (весовой метод, замер микротвердости, рентгеновский метод, метод электросопротивлений), и газонасыщение изучалось на небольших глубинах в пределах газонасыщенного (альфированного) слоя (1,5—2,0 мм). В данной работе содержание кислорода и водорода в металле определялось непосредственно спектральным методом на расстоянии 10—12 мм от поверхности заготовок.

Распределение водорода по сечению отожженных заготовок происходит приблизительно по прямолинейной зависимости, переходящей в более сложную зависимость в наружных слоях заготовок (рис. 5). Рост продолжительности выдержки при отжиге вызывает сквозное наводороживание брусков, однако градиент концентрации водорода между центральными и поверхностными слоями металла имеет место во всем диапазоне выдержек.

Зависимости распределения кислорода по сечению заготовок, приведенные на рис. 6, имеют плавный криволинейный характер. Максимальное количество кислорода содержат поверхностные слои заготовок (глубиной до 3—6 мм), а на глубине 10 мм газонасыщение отсутствует во всем диапазоне исследованных выдержек при отжиге.

В связи с повышенной склонностью титановых сплавов к взаимодействию с газообразными примесями (водород, кислород, азот) при высоких температурах большое значение для оценки степени газонасыщения имеет методика расчета содержания этих примесей в металле. Наиболее простое решение получается в случае диффузии нестационарного потока в полубесконечное изотропное тело. Принимая, что коэффициент диффузии D и концентрация диффундирующего вещества на поверхности металла сп являются константами, получаем решение второго закона Фика в окончательном виде:

где с — концентрация диффундирующего вещества, вес. %;

с1 — исходная концентрация вещества в металле, вес. %;

erfz — интеграл ошибок (гауссовский интеграл);

где х — расстояние от поверхности образца, см;

т — продолжительность нагрева образца, сек.

Поверхностная концентрация сп представляет предельную растворимость кислорода с0 в исследуемом сплаве при температуре опыта, т. е. сп=с0. В связи с отсутствием тройной диаграммы Ti—Al—О предельная растворимость кислорода с0 определялась по диаграмме Ti—О (с0 = 1,26 вес. %).

Данные о значениях коэффициента диффузии кислорода в сплавах титана с алюминием в литературе отсутствуют. В табл. 4 приведены значения коэффициента диффузии кислорода в технически чистом титане, вычисленные при температуре эксперимента на основании параметров диффузии Q и D0, которые получены в работах. Для определения содержания кислорода в исследуемом а-сплаве расчетным путем была принята усредненная величина коэффициента диффузии кислорода в в-титане при температуре 1150° равная 7*10в-7 см2/сек.

Как видно из рис. 7, полученные с помощью уравнения (1) зависимости распределения кислорода по сечению заготовок при малых выдержках (до 8 часов) дают значительные отклонения в содержании кислорода в промежуточных и периферийных слоях металла по сравнению с экспериментальными данными (35—52 отн. %). С ростом выдержки при нагреве наблюдается большее соответствие кривых расчетного и действительного распределения кислорода (отклонения в концентрации кислорода составляют 9—20 отн. %).

В уравнении (1) нами не учитывалось влияние на диффузию кислорода газонасыщенного слоя со структурой a-фазы, образующегося и сохраняющегося при температурах p-состояния сплава.

В работе приводится математическое решение для диффузии кислорода в двухслойное полубесконечное тело, состоящее из поверхностного альфированного (газонасыщенного) слоя переменной во времени толщины и основного слоя со структурой в-фазы титана. Выражение для распределения кислорода в p-области имеет вид

Табулированные значения функций Фй(mv) и Ф2(Лm0) приведены в работе.

Коэффициенты диффузии кислорода в а- и в-фазах титана при 1150° приняты равными соответственно Dа = 2*10в-8 см2/сек и Dр =D =7*10в-7 см2/сек.

Как видно из рис. 7, расчет по формуле (2) дает более высокие значения содержания кислорода, чем расчет по формуле (1). Отклонения от экспериментальных данных в промежуточных и периферийных слоях заготовок при выдержках до 8 часов составляют 35—45 отн. %, а при выдержках до 24 часов — 20—35 отн. %.

Таким образом, уравнения (1) и (2), описывающие диффузию кислорода, не обеспечивают удовлетворительного соответствия расчетных данных о газонасыщении а-сплава Ti+4% Al экспериментальным данным при температурах 1140—1150° и выдержках до 8 часов. При продолжительности нагрева свыше 8 часов уравнение (1) может быть использовано для определения содержания кислорода в металле на глубине свыше 3—4 мм.

В настоящее время в литературе нет решений для диффузии водорода в титане и его сплавах. Расчет содержания водорода в заготовках по уравнениям (I) и (2) невозможен, так как отсутствуют данные о растворимости водорода в титане при температурах в-состояния.

На диффузию водорода в титановых сплавах, вероятно, значительное влияние оказывают окалина и поверхностный газонасыщенный слой со структурой a-фазы титана. В связи с тем, что растворимость водорода в a-фазе титана низка, газонасыщенный слой может препятствовать проникновению водорода к границе а- и p-областей в заготовках.



1. Высокотемпературные выдержки литого а-сплава Ti+4% Al в электрической и нефтяной печах в течение 16 часов и более приводят к сквозному наводороживанию заготовок (толщиной 25 мм). Содержание кислорода в центральных слоях металла во всем диапазоне исследованных выдержек остается на исходном уровне. Г азонасыщение металла кислородом при электронагреве в течение 16 и 24 часов объясняется малой толщиной заготовок (18 мм).

Нагрев в электрической печи вызывает меньшее окисление и газонасыщение литого сплава, чем нагрев в нефтяной печи.

2. Показано, что повышение скорости охлаждения сплава Ti+4% Аl в литом состоянии из p-области приводит к измельчению структуры и излома металла.

3. Установлен рост прочностных характеристик а-сплава Ti+4% Al в литом состоянии при охлаждении заготовок после нагрева на воздухе, обусловленный изменениями в микроструктуре, а также более равномерным распределением легирующих и примесей. Пластические свойства сплава остаются практически без изменения.

Критическое содержание водорода, при котором начинается снижение ударной вязкости металла, для исследуемого а-сплава титана в литом состоянии составляет 0,008—0,0085 вес. %.

4. Отмечено различие в характере распределения кислорода и водорода по сечению отожженных заготовок а-сплава титана. Показано, что решения для диффузии кислорода, выведенные при условии постоянства коэффициента диффузии и концентрации кислорода на поверхности металла, могут быть использованы для определения содержания кислорода в а-сплаве Ti+4% Al при 1140—1150° и выдержках свыше 8 часов.

5. Длительные высокотемпературные выдержки а-сплава Ti+4% Al в литом состоянии не ухудшают структуру металла, а в некоторых случаях (высокие скорости охлаждения) способствуют улучшению ее.