Результат интеллектуальной деятельности: СПОСОБ ОПРЕДЕЛЕНИЯ ТЕМПЕРАТУРЫ ПОЛНОГО ПОЛИМОРФНОГО ПРЕВРАЩЕНИЯ ЖАРОПРОЧНЫХ ДВУХФАЗНЫХ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ (АЛЬФА+БЕТА)-МАРТЕНСИТНОГО КЛАССА

Изобретение относится к области исследования процессов полиморфных превращений в металлах и твердофазных металлических сплавов и может быть использовано, например, в отделах техническою контроля металлургических заводов, выпускающих титан и сплавы на его основе.

Температура полного полиморфного превращения (температура окончания полиморфного превращения, температура Т_пп) - это температура, выше которой в структуре сплава отсутствует α-фаза и сплав состоит из стабильного β-твердого раствора.

Режимы термомеханической обработки, а именно температуры нагрева и деформационных обработок, промышленных марок сплавов на основе титана имеют вид

T_н=(Т_пп±N)°C,

где Т_н - температура нагрева/деформации конкретной плавки сплава;

Т_пп - температура полного полиморфного превращения плавки, изменяющаяся в пределах марки сплава в некотором диапазоне;

N - Смещение относительно Т_пп. N не зависит от химического состава плавки и в пределах марки сплава является постоянным.

Таким образом, для выбора конкретных температур нагрева/деформации сплава необходима информация о Т_пп, используемой плавки. Кроме того, в большинстве случаев перегревы сплава выше Т_пп за заключительных этапах обработки недопустимо, так как это приводит к значительному росту исходного β-зерна и ухудшению механических свойств полуфабриката.

Известен способ определения температуры полиморфного превращения (Т_пп) титановых сплавов методом пробных закалок [1]. Сущность этого метода заключается в фиксировании структуры сплава после закалки с нагревом при последовательно повышающихся температурах в районе α+β→β-перехода.

Этот способ весьма трудоемок, требует изготовления большого количества специальных образцов, сложного лабораторного оборудования и, кроме того, не отличается большой точностью и высокой производительностью.

Известен также способ определения температуры Т_пп в двухфазных титановых сплавах, включающий нагрев образцов под закалку до заданной температуры, определение их микроструктуры и выявление зависимости между температурой нагрева под закалку и количеством первичной α-фазы [2].

С помощью этого метода можно определить температуру Т_пп путем закалки и исследования микроструктуры одного образца, но к основным недостаткам можно отнести то, что он остается весьма трудоемким и не отличается большой точностью и высокой производительностью.

Кроме того, известен упрощенный металлографический метод определения Т_пп, основанный на глубоком травлении образцов после закалки, с различных температур в интервале протекания полиморфного превращения. При этом поверхность образцов, закаленных из α+β-области становится матовой, а после закалки из β-области остается блестящей [1].

Основным недостатком данного способа является его применимость только для сплавов (α+β)-класса, а также сравнительно низкая точность.

Иногда применяется расчетный способ определения Т_пп [1] по данным химического анализа. Для этого используются экспериментально-полученные зависимости Т_пп сплава от концентрации легирующих элементов.

Также известен более общий подход по аналитическому определению Т_пп плавки на основе концентрации легирующих добавок для промышленных титановых сплавов любых марок [3].

Недостатками расчетных методов определения Т_пп является использование экспериментальных корреляционных зависимостей, а также отсутствие общепринятых коэффициентов регрессии по всем используемым легирующим элементам и примесям.

Кроме того, известен способ определения температуры Т_пп двухфазных титановых сплавов посредством фиксации температуры свободного прогиба, которая соответствует Т_пп, жестко закрепленного исследуемого образца при непрерывном нагреве электроконтактным методом [4].

Известен также способ определения температуры окончания α+β→β-превращения с использованием метода акустической эмиссии [5]. Сущность метода заключается в измерении излучаемой акустической эмиссии и анализ ее активности при непрерывном нагреве исследуемого образца. Фиксация температуры Т_пп производится по скачкообразному снижению активности акустической эмиссии.

Недостатком данных способ является необходимость применения оборудования, не производящегося серийно, что серьезно снижает возможность использования указанных способов в промышленности, в частности в отделах технического контроля металлургических производств, т.к. сложно обеспечить воспроизводимость и повторяемость результатов анализа.

Также известно применение дилатометрического метода для определения температуры окончания α+γ→γ-превращения (А_с3) в сталях, являющейся аналогом температуры Т_пп в сплавах на основе титана [6, 7].

Применение дилатометрического метода для определения температуры Т_пп двухфазных титановых сплавов осложнено низкой величиной объемного эффекта при протекании α+β→β-превращения.

Также известны случаи применения методов дифференциального термического анализа и дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК) для определения температуры окончания полиморфного превращения в сплавах на основе титана [8, 9].

Известно [8…10] было отмечено, что при использовании термических методов анализа, таких как ДТА и ДСК, на вид фиксируемых в экспериментах кривых непрерывного нагрева сильно влияет исходная структура исследуемого образца, в частности морфология α-фазы в структуре сплава. В частности, при наличии в структуре крупных первичных выделений α-твердого раствора инструментально фиксируемая температура окончания α+β→β-превращения оказывается выше равновесной Т_пп, определяемой металлографическим методом. Исходя из этого, для каждой плавки сплава необходимо использование различных скоростей нагрева с тем, чтобы инструментально-фиксируемая температура соотносилась с температурой Т_пп, определенной металлографическим методом пробных закалок.

Технической задачей предлагаемого изобретения является повышение точности и производительности определения температуры полиморфного превращения двухфазных титановых сплавов с помощью метода дифференциального термического анализа.

Для решения указанной технической задачи предложен способ определения температуры полного полиморфного превращения жаропрочных двухфазных титановых сплавов (α+β)-мартенситного класса, включающий предварительную подготовку структуры сплава и его исследование методом дифференциального термического анализа (ДТА) при непрерывном нагреве образца сплава и отличающийся тем, что предварительную подготовку структуры осуществляют посредством многостадийной термической обработки исследуемого образца, которую проводят непосредственно в приборе ДТА в атмосфере очищенного аргона, причем предварительная многостадийная термическая обработка включает ускоренный нагрев в однофазную β-область, переохлаждение ниже температур активного диффузионного распада β-твердого раствора, кратковременную выдержку и повторный нагрев в однофазную область с предварительно заданной контролируемой скоростью, в ходе которою проводят фиксацию зависимости ДТА-сигнала от температуры и расчет значений производной ДТА-сигнала, а температуру окончания полною полиморфного превращения определяют по максимуму на кривой первой производной ДТА-сигнала при повторном высокотемпературном нагреве.

Изобретение поясняется графическими материалами, где на фиг.1 изображена схема температурной программы ДТА-экспериментов, на фиг.2 - микроструктуры образцов сплава ВТ3-1, закаленных с различных температур, на фиг.3, 4 - участки ДТА-кривых повторного непрерывного высокотемпературного нагрева исследуемых образцов сплавов ВТ3-1 и ВТ8М и рассчитанные зависимости частных производных ДТА-сигнала от температуры.

Порядок операций в указанном способе определения температур полного полиморфного превращения сплава ВТ3-1 следующий:

1. Образец исследуемой плавки сплава помещается в измерительную ячейку прибора ДТА.

2. Термокамера измерительного прибора заполняется инертной атмосферой, в качестве которой используется аргон технической чистоты дополнительно очищенный адсорбционным методом, причем в термокамере прибора в течение всего эксперимента должно поддерживаться избыточное давление (относительно атмосферного) контролируемой атмосферы.

3. Образец анализируемого сплава нагревается в однофазную β-область с максимальной, реализуемой используемым прибором, скоростью.

4. Образец непосредственно после окончания нагрева переохлаждается до температур 600…650°C (ниже интервала высокотемпературного распада β-твердого раствора большинства жаропрочных двухфазных α+β-сплавов мартенситного класса) с максимально-реализуемой скоростью на используемом приборе дифференциального термического анализа.

5. Образец выдерживается при температуре переохлаждения в течение нескольких минут для выравнивания температуры по его сечению.

6. После окончания изотермической выдержки производится повторный нагрев образца сплава в однофазную β-область со скоростью, выбираемой индивидуально для каждой марки сплава.

7. После проведения эксперимента производится расчет частной производной первого порядка численным методом исходного ДТА-сигнала по времени.

8. Температура окончания полиморфного превращения после обработки по указанному режиму определяется по максимуму на кривой частной производной первого порядка.

Это техническое решение подтверждено исследованиями плавок двухфазных титановых сплавов мартенситного класса ВТ8М и ВТ3-1.

Металлографическими исследованиями установлено, что температуры Т_пп исследуемых плавок (по методу пробных закалок) равны 973°C и 980°C для сплавов ВТ3-1 и ВТ8М соответственно (фиг.1). По предлагаемому способу: Т_пп сплава ВТ3-1 составляет 977°C и 982°C для сплава ВТ8М.

Образец исследуемого сплава размерами 3×3×3 мм (Д×В×Ш) помещается в измерительную ячейку прибора ДТА NETZSCH «STA 449C Jupiter» (максимальные скорости нагрева и охлаждения - 50°/мин) и обрабатывается по режиму, схема которого показана на фиг.1. При обработке фиксируются зависимости ДТА-сигнала от температуры при различных скоростях повторного нагрева в однофазную β-область (фиг.3, 4).

После окончания эксперимента производится численный расчет частной производной первого порядка исходного ДТА-сигнала по времени и построение зависимостей значения производной от текущей температуры.

Протекание полиморфного α+β→β-превращения при нагреве происходит с поглощением энергии (то есть процесс полиморфного превращения является эндотермическим) [11], поэтому при непрерывном нагреве образца исследуемого сплава на кривой ДТА в температурной области полиморфного превращения фиксируется эндотермический эффект. При этом, на построенной зависимости значения частной производной ДТА от температуры в температурной области нисходящей ветви эндотермического эффекта наблюдается локальный максимум.

Совместный анализ полученных зависимостей производной ДТА-сигнала от температуры показывает, что для сплава ВТ3-1 скорость повторного высокотемпературного нагрева 20°/мин обеспечивает возможность определения Т_пп с точностью не ниже точности метода пробных закалок - фиг.3. Для сплава ВТ8М - скорость повторного нагрева, обеспечивающая расчет Т_пп предлагаемым способом - 50°/мин.

Пример.

Образцы сплавов ВТ3-1 и ВТ8М помещались в измерительную ячейку прибора синхронного термического анализа NETZSCH «STA 449C Jupiter» и обрабатывались по режиму, схема которого показана на фиг.1. При обработке проводилась запись зависимостей ДТА-сигнала от температуры при различных скоростях повторного нагрева в однофазную β-область. После окончания эксперимента был проведен численный расчет частных производных первого порядка исходного ДТА-сигнала по времени и построены зависимости значений производной от текущей температуры (фиг.3, 4) для всех исследованных скоростей нагрева. Путем совместного анализа полученных зависимостей производной ДТА-сигнала от температуры были выбраны скорости повторного нагрева образцов для определния Т_пп предлагаемым способом - 20°/мин для сплава ВТ3-1, 50°/мин для сплава ВТ8М.

Предлагаемый способ определения температуры полиморфного превращения в двухфазных титановых сплавах позволяет повысить точность определения температуры окончания полиморфного превращения жаропрочных двухфазных титановых сплавов (α+β)-мартенситного класса.

Источники информации

1. Металлография титановых сплавов. Под ред. Аношкина Н.Ф., Бочвара Г.А., Ливанова В.А. и др. М., Металлургия, 1980, с.36.

2. Авторское свидетельство №394709, G01N 25/02, 1973, №34, с.142.

3. Б.А. Колачев, Ю.Б. Егорова, С.Б. Белова. О связи температуры α+β→β-перехода промышленных титановых сплавов с их химическим составом / Металловедение и термическая обработка металлов. 2008. №8 (638), с.10…14.

4. Патент РФ 2248539, G01K 9/00, G01N 25/02.

5. Заявка на изобретение RU 2010134056, 13.08.2010.

6. Рыжков М.А., Попов А.А. Методические вопросы построения термокинетических диаграмм превращения переохлажденного аустенита в низколегированных сталях / Металловедение и термическая обработка металлов. №12 (666). 2010. с.37…41.

7. ASTM A 1033-04. Standard Practice for Quantitative Measurement and Reporting of Hypereutectoid Carbon and Low-Alloy Steel Phase Transformations. ASTM, 2004. 14 p.

8. TIAN Fei, ZENG Wei-dong, MA Xiong, SUN Yu, ZHOU Yi-gang. Measurement of beta transus temperature of BT25 titanium alloy by physical analysis and metal lographic observation methods / Transactions of Materials and Heat Treatment. 2011. Issue 5.

9. Carton M., Jacques P., Clement N., Lecomte-Beckers J. Study of Transformations and Microstructural Modifications in Ti-LCB and Ti-555 Alloys Using Differential Scanning Calorimetry / Ti-2007 Science and Technology. 2007. pp.491…494.

10. Д.В. Гадеев, А.Г. Илларионов, А.А. Попов, М.А. Рыжков, Е.В. Колосова, М.А. Попова, П.С. Альтман, Н.Н. Бондарюк. Использование метода термического анализа для определения температуры полного полиморфного превращения двухфазного титанового сплава / Научно-технический журнал «Титан». 2010. №1. С.24-30.

11. Handbook of thermal analysis and calorimetry: Principles and Practice / Michael E. Brown. London: Chapman and Hall, V.2. 1998. - 725 p.