ВУЗ: Российский государственный технологический университет имени К.Э. Циолковского
Категория: Учебное пособие
Дисциплина: Материаловедение
Добавлен: 18.02.2019
Просмотров: 12619
Скачиваний: 123
116
промышленном сплаве Ti-10V-2Fe-3Al. Для промышленных конструкционных
сплавов ВТ16 и ВТ23 СВФ при ε
Н
=4% не превышает 80% из-за наличия в
структуре 15% α-фазы. Ее присутствие в таких количествах ухудшает
характеристики ВФ в свободном состоянии, но значительно увеличивает
реактивные напряжения.
ЭПФ может проявляться и в титановых сплавах со структурой
атермического мартенсита. Однако здесь возникают две проблемы. Во-первых,
необходимо, чтобы мартенсит имел только двойниковое строение, что
достигается снижением М
К
почти до комнатной температуры за счет изменения
степени легирования. Во-вторых, необходимо предотвратить диффузионный
распад мартенсита путем высокой скорости нагрева. Выполнение этих
требований дает возможность достигнуть величины ε
В
около 4,5% при
значениях А
Н
В
= 400°С, а А
К
В
= 600°С (рис. 5.1). Это позволяет рассматривать
сплавы на основе титана со структурой α′′-мартенсита, как перспективные для
реализации высокотемпературного ЭПФ.
Однако если рассматривать обычные условия эксплуатации (низкие
температуры ВФ, невысокие скорости нагрева и т.д.), то наиболее оптимальным
следует считать исходный фазовый состав, представленный α′′-мартенситом
максимальной и/или механически нестабильной β
М
мнс
-фазой минимальной
степени легирования β-стабилизирующими элементами (V, Mo, Nb и др.). Из
легирующих элементов наиболее перспективными для создания сплавов с ЭПФ
следует считать молибден и, особенно, ванадий. Последний, в сочетании с
алюминием (5-10 ат.%), обеспечивает реализацию при β→α′′ МП
максимальную величину кристаллографически обратимой деформации. Хотя
ЭПФ может быть реализован и на многокомпонентных промышленных
титановых сплавах мартенситного класса (типа ВТ16 и ВТ23). При этом
необходимый фазовый состав достигается закалкой с температуры, близкой к
критической. Следует отметить, что одновременное присутствие в структуре
сплавов на основе титана α′′ и β
М
мнс
- фаз обеспечивает им высокую
демпфирующую способность, обусловленную высокой подвижностью
когерентной межфазной β/α′′-границы. При создании новых сплавов на основе
титана с ЭПФ необходимо решить проблемы термической стабильности,
сужения температурного интервала МП и увеличения максимальных значений
ε
К
ОБ
, ε
Н
и ε
В
.
117
Так
сплавах м
Во
обеспечи
фазового
-стабил
подчеркн
стабилиз
простые
[26] или
Во
обеспече
существу
которых
химическ
ВТ22И,
алюмини
характер
ВТ23, ВТ
Н
[27].
Рис
начала и
растяжени
Пр
10V-2Fe-
ЭПФ бу
ким обра
могут обе
о-первых,
ивает по
о состава
лизатора
нуть, что
заторами
композиц
многоком
о-вторых,
ены под
ующих п
изменен
кий сост
в котор
ия. На рис
ристик го
Т16 и ВТ2
сунок 5.2.
конца ВФ
ии деформа
ромышлен
-3Al) име
удет набл
азом, необ
еспечиват
это созд
осле зак
и структу
условны
о вновь
в колич
ции, напр
мпонентн
необход
дбором
промышл
нием тем
тав
-фаз
ом по с
сунке 5.2
орячеката
22 в завис
Изменени
промышл
ации [27].
нные спл
еют коэфф
людаться
бходимые
ться двум
дание но
алки из
уры. Испо
й коэфф
создаваем
честве, эк
ример, на
ные сплав
димый ф
соответст
ленных к
мпературы
зы. К ни
сравнению
для прим
ных прут
симости о
ие величин
енных спл
авы пере
фициент
только в
е условия
мя способ
овых спл
-облас
ользуя в
фициент с
мые спла
квивалент
основе T
вы.
фазовый
твующих
конструкц
ы нагрева
им относя
ю со спл
мера пока
тков из п
от накопл
ны восста
лавов в зав
еходного
-стабили
в плавка
я для реал
ами.
лавов, хи
сти фор
качестве
стабилиза
авы долж
тном К
=
Ti-Al-V [2
состав и
режимо
ционных
а под зак
ятся спла
лавом ВТ
азано изме
промышл
ленной пр
ановленной
висимости
класса ВТ
изации 1
х этих с
лизации Э
мический
мировани
эквивале
ации
-ф
жны быт
=0,8
1,1.
4], Ti-Al-
и структ
ов терм
титановы
калку мо
авы ВТ16
Т22 сниж
енение те
ленных ти
ри растяж
й деформа
от степени
Т22, ВТ2
.1-1.2, по
плавов с
ЭПФ в ти
й состав
ие необх
ента конц
фазы К
,
ть легиро
Это мог
-Mo [25],
тура мог
мообработ
ых спла
ожно вар
6, ВТ23,
жено сод
ермомехан
итановых
жении деф
ации и тем
и накоплен
22И, Ti-10
оэтому пр
с содержа
итановых
которых
ходимого
ентрации
следует
ованы
-
гут быть
Ti-Ta-Nb
гут быть
тки уже
авов, для
рьировать
ВТ22 и
держание
нических
х сплавов
формации
мператур
нной при
0-2-3 (Ti-
роявление
анием
-
х
х
о
и
т
-
ь
b
ь
е
я
ь
и
е
х
в
и
-
е
-
118
стабилизаторов на нижнем пределе (К
1.1) [28, 29, 30]. Высокопрочные
сплавы мартенситного класса ВТ16, ВТ23, ВТ25У имеют коэффициент
-
стабилизации 0.7
0.9. После охлаждения от температур -области со скоростью
выше v
1
КР
в них образуется
-мартенсит [31]. Сплавы с такой структурой
обладают ЭПФ, однако уровень восстановления формы будет невысокий. В то
же время в этих сплавах закаленных от критической температуры можно
сформировать состав
-фазы, полностью удовлетворяющий оптимальному.
Правда при этом в структуре сплавов будет присутствовать первичная
-фаза,
которая не способна к накоплению термически обратимой деформации.
Поэтому
-фаза затрудняет накопление и восстановление деформации за счет
превращения, так как способствует неоднородности деформации на /-
границе и является препятствием на пути растущих мартенситных кристаллов.
Вредное воздействие первичной
-фазы на реализацию ЭПФ во многом будет
определяться ее количеством и морфологией.
Зависимость восстановленной степени деформации от остаточной для
образцов сплава ВТ22, охлажденных от температур
-области со скоростью
выше v
1
КР
и деформированных растяжением и сжатием, имеет ярко
выраженный максимум при
ост
=4% (рисунок 5.3). При этом величина
В
при
растяжении достигает 3,05%, а при сжатии 2,05%. Интервал температур
восстановления формы с увеличением
ост
расширяется и при
ост
=4%
составляет 60-210
С при растяжении и 40-230С при сжатии (см. рис. 5.3).
Более расширенный интервал температур восстановления формы и меньший
уровень
В
у образцов, деформированных сжатием по сравнению с
растяжением, обусловлен неоднородностью деформации при осадке образцов
за счет трения между торцами образцов и бойками испытательной машины.
Для образцов сплава ВТ16 зависимость от остаточной степени
деформации носит подобный характер, что и для сплава ВТ22. Следует только
отметить, что по мере уменьшения температуры нагрева под закалку ниже Ас
3
величина
ост
,
при которой наблюдается максимальный уровень восстановления
формы, снижается от 4,5 до 3%. В то же время
В
вначале возрастает, достигая
максимума при закалке от критической температуры (770
С), а затем
уменьшается (рисунок 5.4). Температуры восстановления формы с
уменьшением температуры нагрева под закалку падают от 520 (А
К
В
) и 400
С
(А
Н
В
) до 150 и 20
С, соответственно. Максимальная величина восстановленной
119
степени
1,9% при
Так
ВТ22 (см
критичес
имеет мо
при темп
морфоло
температ
охлажден
Если эта
-отороч
15-20 мк
производ
(2-3 мкм
незначит
промежу
Рис
термомеха
от темпера
деформа
и растяже
кое сниж
м. рис. 5.3
ской тем
орфологи
пературе
огию пер
турах
-
ния из
а скорость
чки по гр
км) в теле
дится зак
м) и длин
тельна. П
уточная ст
сунок 5.3. В
анические
атуры 900
ации посл
ении и 1,4
жение вос
3) связано
пературы
ию пласти
нагрева р
рвичной
-области.
-области
ь мала (v
раницам
е зерна. Е
калка, выс
нных (20-
При охлаж
труктура
а)
Влияние ст
характерис
С (скорост
ле закалк
4 при сжат
становлен
о с налич
ы, около
ин ширино
равномер
-фазы
При э
до темп
v
0,05 К
-зерен и
Если скор
сока (v
-25 мкм)
ждении с
(см. рис.
тепени деф
стики (ε
В
(а
ть нагрева 0
ки от кри
тии.
нной деф
чием в стр
30% пер
ой 1-2 мк
рно по тел
можно
этом бол
пературы
К/с), то п
и крупны
рость охла
3 К/с), т
пластин
со скорос
5.5.).
ормации сж
а) и А
Н
В
, А
0,1К/с).
итической
формации
руктуре сп
рвичной
км и длин
лу
-зере
предвар
льшое з
, с котор
первичная
х пластин
аждения д
то
-фаза
по телу
стями 0,0
жатием (1)
К
В
(б)) обра
й темпер
по сравн
плава ВТ
-фазы.
ной 5-6 мк
ен (рисун
рительным
начение
рой прои
я
-фаза в
н (ширин
до темпер
выделяет
зерна, а
05
v 3
б)
и растяжен
азцов сплав
ратуры со
нению со
Т16, закал
При этом
км, выдел
нок 5.5). И
ым отжиг
имеет
изводится
выделяетс
на 6-8 мк
ратуры, с
тся в вид
-отороч
К/с фор
нием (2) на
ва ВТ22, за
оставляет
сплавом
ленном от
м
-фаза
лившихся
Изменить
гом при
скорость
закалка.
ся в виде
км; длина
с которой
де тонких
чка зерен
мируется
а
акаленных
т
м
т
а
я
ь
и
ь
.
е
а
й
х
н
я
120.png)
120
Рис
характери
(1) и растя
Рис
сплава ВТ
770
С с v=
Из
термомех
температ
нагрева
деформа
образцов
охлажден
температ
сравнени
отжигу.
сунок 5.4.
истики (ε
В
(
яжением (2
а)
сунок 5.5.
Т16, закале
=3 К/с, в - 8
менение
ханическ
турах
-о
под за
ации. Мак
в сплава
нных до
туры вос
ии с тем
а)
Влияние
(а) и А
Н
В
,
2) на 3,0- 4,
Влияние
енных от кр
870
С охла
морфол
кие характ
области по
акалку,
ксимальны
ВТ16, по
критичес
сстановле
мпература
температу
А
К
В
(б)) о
5% (скорос
режимов
ритической
аждение до
логии пе
теристики
озволяет
тем бол
ый урове
одвергнут
ской темп
ения фор
ами обра
уры нагрев
образцов сп
сть нагрева
б)
х250
предварит
й температ
770
С с v=
ервичной
и (рисуно
повысить
льше пр
ень
В
(2,5
тых пред
пературы
мы обра
азцов, не
ва под зак
плава ВТ16
а 0,1К/с).
тельного о
туры (а - 7
=0,05 К/с).
-фазы
ок 5.6). Пр
ь
В
, прич
рирост в
5% при р
варительн
ы с печью
азцов пра
е подверг
б)
калку на т
6, деформи
отжига на
70
С, б - 8
ы оказыв
редварите
чем, чем н
восстанов
растяжени
ному отж
ю (v = 0,0
актически
гнутых п
термомехан
ированных
в)
структуру
870
С охла
вает вли
ельный о
ниже тем
вленной
ии) наблю
жигу при
05 К/с). П
и не мен
предварит
нические
сжатием
у образцов
аждение до
ияние на
тжиг при
мпература
степени
юдается у
890
С и
При этом
няются в
тельному
в
о
а
и
а
и
у
и
м
в
у