Підвищення високотемпературної і корозійної циклічної тріщиностійкості сплавів системи Ti-Si-Al-Zr

Розділ 2.
методика проведення досліджень
2.1. Матеріали та їх характеристики
Наявність у бінарній системі Ti-Si евтектичного перетворення (рис. 1.12)
відкриває можливість створення нових перспективних жароміцних титанових
сплавів, у яких евтектика (a-Ti+Ti5Si3), розташована вздовж границь титанових
зерен, служить міцним армуючим каркасом, що дає право називати їх природніми
композитами (in situ composites). Такі матеріалди мають високу міцність у
ширшому, ніж традиційні титанові сплави, температурному діапазоні [113],
оскільки зміцнююча силіцидна фаза Ti5Si3, яка входить у склад евтектики, має
температуру плавлення 2130°С. Додаткове легування алюмінієм і цирконієм сприяє
підвищенню високотемпературних властивостей цих сплавів.
У роботі оцінювали працездатність семи структурних модифікацій металокомпозита
системи Ti-Si-Al-Zr, одержаних електро-дуговим виплавом, термообробкою після
виплаву, а також термодеформуванням з різною величиною деформації (табл. 2.1).
Таблиця 2.1
Хімічний склад і режими обробки сплавів
п/п
Модифікації сплавів
Легуючі елементи, мас. %
Обробка виливок
Si
Al
Zr
термомеханічна деформація
термообробка
M0
4,0
4,9
5,3
М05
–//–
–//–
–//–
відпал – 860°C, 4 год
М016
–//–
–//–
–//–
відпал – 1000°С, 4 год 
M022
–//–
–//–
–//–
гартування – 1000°C, 4 год, охол. олива
M4
–//–
–//–
–//–
кування, 1050°C, 41%
T0
3,8
3,1
4,7
відпуск – 650°C, 2 год
T1
–//–
–//–
–//–
кування, 1050°C, 90%
відпуск – 600°C, 2 год
Рентгенструктурний аналіз показав, що всі модифікації складаються з a-титанової
матриці та силіцидів Ti5Si3, легованих Al і Zr (рис. 2.1). В окремих випадках
зафіксовано додатково фази типу Ti3Al і ZrSi2.
Рис. 2.1. Дифрактограми металокомпозитів: а – М0; б – М016; в – Т1.
Таким чином, фізико-механічні властивості дослід­жених матеріалів визначають в
основному їх мікроструктур­ні особливості, які зумовили зміну міцності (sзг),
статичної тріщино­стійкості (КІС), зали­шаючи прак­тично незмінно високою
твердість (HRC) цих матеріалів (табл. 2.2). Слід зауважити при цьому
(табл. 2.2), що існує помітна різниця (до 40%) величини статичної в’язкості
руйнування, визначеної на зразках з тріщиною (КІС) та вирізом (). Таким чином,
навіть у випадку досліджених малопластичних матеріалів достовірні значення
статичної в’язкості руйнування КІС необхідно визначати на зразках з втомною
тріщиною. Різниця між величинами КІС і тим більша, чим вища пластичність
матеріалу (табл. 2.2).
Мікроструктурний аналіз показав, що вихідні металокомпозити модифікацій М0 і Т0
складаються з глобулярно-пластинчастої матриці та колоній силіцидів каркасного
типу (рис. 2.2 а, б) і відрізняються за розмірами та формою зерен a-титану.
Матеріал Т0 грубозернистий (рис. 2.2 б) з чітко вираженими зернами матриці, які
розділені сіткою силіцидної фази, тоді як модифікація М0 більш дрібнозерниста
(рис. 2.2 а). Силіциди мають переважно дендритну форму (рис. 2.2 с).
Таблиця 2.2
Механічні властивості і характеристика структури сплавів
п/п
Модиф. сплавів
sзг, MПa
d, %
КІc, MПa
HRC
Hм, ГПa
Структура
Розмір структур­них складових, мкм
матриця
силіциди
матриця
колонії
силіцидів
матриця
колонії
силіцидів
M0
1170
<0,5
16,5/18,0
44,6
4,8
9,0
глоб.+ пласт.
каркас
25...70
25...100
M05
1516
<0,5
43,4
глоб.
–//–
25…90
25…125
M016
850
<0,5
46,0
пласт.
–//–
25…100
40…150
M022
1012
<0,5
47,0
4,7
9,2
пласт.
–//–
30…100
30…125
M4
1677
<1,0
19,5/20,6
44,5
5,0
8,9
глоб.
глоб.
10…30
5…30
T0
1627
<0,5
19,0/22,6
38,7
4,6
9,1
глоб.+ пласт.
каркас
30...140
30...120
T1
2204
<2,0
27,0/37,3
36,7
4,8
8,8
глоб.
глоб.
5...20
5…25
Примітка: узг – міцність на згин; в чисельнику значення КІС для зразків з
тріщиною, а вели­чини , подані в знаменнику, отримано на зразках з гострим
вирізом радіуса с = 0,06 мм.
Рис. 2.2. Мікроструктура литих металокомпозитів системи Ti­–Si–Al–Zr:
Т0 – (а), М0 – (б), дендритна структура силіцидної фази – (в).
Попередні дослідження показали, що покращення механічних властивостей цих
металокомпозитів досягається шляхом термомеханічної обробки [81, 65], однак,
при цьому підвищується гетерогенність структури, що може негативно вплинути на
корозійні властивості цих матеріалів.
Вплив структурної неоднорідності на опір поширенню втомної тріщини досліджували
на термодеформованих металокомпозитах з різною величиною попередньої
деформації, яка зумовила істотне подрібнення і глобуляризацію
Рис. 2.3. Мікроструктура термодеформованих металокомпозитів системи
Ti­–Si–Al–Zr: М4 – (а), Т1 – (б).
структурних елементів (табл. 2.2). Здеформований на 41% матеріал М4 складається
з подрібнених частинок силіцидів, рівномірно розподілених у титановій матриці
(рис. 2.3 а). Матеріал Т1, здеформований на 90%, мало відрізняється за
розмірами вторинної фази від модифікації М4, проте внаслідок інтенсивного
термодеформування цей матеріал має значну анізотропію розташування силіцидів
(рис. 2.3 б).
З літературних даних відомо, що у традиційних титанових сплавах термічна
обробка (ТО), внаслідок якої утворюється пластинчаста структура позитивно
впливає на циклічну тріщиностійкість матеріалу [114], а глобулярна – на
міцність і статичну тріщиностійкість [114]. Крім цього, використання ТО дає
можливість знизити чутливість матеріалу до негативного впливу експлуатаційних
середовищ. Зокрема швидке охолодження з b- чи (a+b)-області понижує чутливість
титанових сплавів до корозійного розтріскування [58, 99].
На підставі вище сказаного, досліджуючи вплив структури на закономірності росту
втомної тріщини