Высокотемпературная ползучесть азотированного титана Текст научной статьи по специальности «Физика»

УДК 53.072:621.791.4

ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНАЯ ПОЛЗУЧЕСТЬ АЗОТИРОВАННОГО ТИТАНА

© 2017 В.В. Пешков, А.Б. Булков, И.Б. Корчагин

В данной статье приведены результаты изучения влияния предварительного азотирования титана на развитие его ползучести в условиях диффузионной сварки.

Исследования проводили на образцах диаметром 5 и высотой 10 мм из сплавов ОТ4-1, которые нагружали сжимающим давлением от 1,0 до 3,0 МПа при температурах 850-950 °С (ОТ4). Предварительное азотирование выполняли при 800 °С в течение 60 мин. в среде особо чистого азота.

В ходе работы установлено, что величина накопленной деформации при одинаковых параметрах режимов испытания во всех случаях была значительно меньше у азотированных образцов, хотя с увеличением длительности испытания скорость их ползучести возрастает, приближаясь к скорости ползучести неазотированных образцов. На кривых ползучести выделяются близкие к линейным участки в начале и конце зависимостей и нелинейный участок, обусловленный переходом от одного режима ползучести к другому. Длительность существования линейных участков на начальном этапе зависимостей находится в экспоненциальной зависимости от температуры и с ее повышением уменьшается.

Определен механизм высокотемпературной деформации азотированных образцов в зависимости от длительности испытания: за счет размножения и перемещения дислокаций на начальных участках и вязкого течения - на конечных участках зависимостей.

На основании проведенных исследований дано объяснение кинетических закономерностей развития высокотемпературной ползучести азотированных образцов и получены выражения для расчета их скорости ползучести на линейных начальных и конечных участках

Ключевые слова: титановые сплавы, ползучесть, азотирование

Введение

При диффузионной сварке I титановых тонкостенных слоистых конструкций, представляющих собой сочетание двух несущих обшивок и расположенного между ними сотового заполнителя, сварочное давление ограничивается устойчивостью сотового заполнителя [1]. Потеря устойчивости заполнителя происходит в процессе развития высокотемпературной ползучести под действием сжимающего давления при некоторой критической величине накопленной деформации £кр.

Проведенные испытания показали, что, например, заполнитель из сплава ОТ4-1 высотой 20 мм, характеризуемый отношением S/D = 0,01...0,02 (где S - толщина стенки сотового заполнителя; D - диаметр окружности, вписанной в шестигранную ячейку), теряет устойчивость при £кр < (1,25.1,5) %, что значительно меньше величины деформации, необходимой для формирования диффузионного соединения [1, 2].

Из анализа температурных зависимостей сварочного давления p=^(t), обеспечивающего получение сварного соединения, равнопрочного основному металлу, и предельного напряже-

Пешков Владимир Владимирович - ВГТУ, д-р техн. наук, профессор, e-mail: [email protected]

Булков Алексей Борисович - ВГТУ, канд. техн. наук, доцент, e-mail: bulkov [email protected]

Корчагин Илья Борисович - ВГТУ, канд. техн. наук, доцент, e-mail: [email protected]

ния потери устойчивости заполнителя о=ф(0 следует, что диффузионной сваркой при р<р сотовые конструкции если и могут быть получены, то только в очень узком диапазоне режимов сварки [1].

Расширение области допустимых давлений при диффузионной сварке сотовых конструкций и, как следствие этого, повышение качества и надежности диффузионных соединений несущих обшивок с сотовым заполнителем связано с разработкой способов, обеспечивающих повышение устойчивости заполнителя при температурах сварки и локализацию деформации в зоне соединения.

Результаты, приведенные в работе [3], показали, что испытание титана на ползучесть в азотосодержащей среде сопровождается образованием на его поверхности нитридов и повышением сопротивления высокотемпературной деформации. Однако этот способ не может быть применен при диффузионной сварке трехслойных конструкций с сотовым заполнителем, так как в этом случае будет происходить взаимодействие свариваемых поверхностей с активной газовой азотосодержащей средой.

Целью данной работы является установление влияния предварительного азотирования титана на развитие его ползучести в условиях диффузионной сварки.

Методика экспериментальных исследований

Экспериментальные исследования проводили на образцах диаметром 5,0 мм и высотой 10 мм из сплава ОТ4—1 в интервале температур 850-950 °С и давлений от 1,0 до 3,0 МПа. Испытания на ползучесть в условиях сжатия приводили в вакууме 10-2 Па. Давление к образцу прикладывали после достижения им температуры испытания. Деформацию образцов в процессе ползучести измеряли индикатором часового типа (ИЧ) с ценой деления 10 мкм или измерительной головкой 1МИГ с ценой деления 1 мкм.

Перед испытаниями на ползучести одну партию образцов для получения на их поверхности нитридов отжигали при 800 °С в течение 60 мин в среде особо чистого азота (ГОСТ 9293), а другую партию образцов отжигали по этому же режиму, но в среде аргона высшего сорта (ГОСТ 10157), что обеспечивало формирование однотипной равноосной мелкозернистой микроструктуры с размерами зерен 5.. .8 мкм.

Ползучесть неазотированных образцов

На рис. 1, а приведены типичные кривые £=ф(т), отражающие деформацию образцов во времени в процессе ползучести в зависимости от температуры. На зависимостях £=ф(т) присутствует два участка, соответствующих неустановившейся и установившейся ползучести. Изменение давления в диапазоне от 1,0 до 3,0 МПа не приводит к изменению характера зависимостей е=(р(т) (рис. 1, б). £, % £,

30 45 т, мин 0 15 30 45 т, мин а б

Рис. 1. Ползучесть неазотированных образцов из сплава ОТ4-1: а - при температурах, °С: 1 - 850; 2 - 875; 3 - 900; 4 - 925; 5 - 950 и давлении 2,0 МПа; б - при давлениях, МПа: 1 - 1,0; 2 - 2,0; 3 - 3,0 и температуре 900 °С

Скорости установившейся ползучести ¿, вычисленные по линейным участкам зависимостей е=ф(г), с повышением температуры и увеличением давления возрастают.

Независимо от атомного механизма, контролирующего высокотемпературную ползу-

честь, скорость деформации является экспоненциальной функцией температуры [4]:

¿~ехр(^/КГ), (1)

где Q - энергия активации процесса, контролирующего ползучесть.

Опытные данные в координатах 1п £ - 1/Т ложатся на прямую линию (рис. 2, поз. 1), из тангенса угла наклона которой следует, что эффективная энергия процесса ползучести не-азотированного сплава ОТ4-1 в интервале температур 850-950 °С составляет 225 кДж/моль. В зависимости от атомного механизма, контролирующего установившуюся ползучесть, скорость деформации металлов обычно находится в линейной (¿~р), степенной (¿~рп) или экспоненциальной (¿~ехр(-ур/ЯТ)) зависимости от напряжения [4].

1пё{ё„)

-10

-11

-12

-13

•

г*

<

8,2 8,4 8,6 1/Т-10 ,К Рис. 2. Температурная зависимость скорости ползучести образцов из сплава ОТ4-1 при давлении 2,0 МПа: 1 - неазотированных; 2, 3 - азотированных (2 - на начальном, 3 - на конечном линейном участке зависимости еа=ф(т))

В логарифмических координатах экспериментальные значения скорости ползучести не-азотированных образцов при температуре 900 °С в зависимости от давления укладываются на прямую линию (рис. 3) с тангенсом угла наклона 1,2.

Установленные закономерности высокотемпературной деформации неазотированных образцов из сплава ОТ4-1 и их сопоставление с более ранними исследованиями ползучести титана [1, 2] дают основание считать, что ползучесть образцов осуществлялась по механизму вязкого течения, контролируемого процессами, развивающимися по границам зерен.

Оценку относительной скорости ползучести (с-1) неазотированных образцов из сплава ОТ4-1 в интервале температур 850-950 °С и давлений 1,0-3,0 МПа можно выполнять по выражению

£ = 8,9 • 104 • р1'2 • ехр(-225000/ЯТ). (2)

Ползучесть азотированных образцов

На рис. 4 приведены типичные кривые ползучести азотированных образцов в зависимости от температуры (рис. 4, а) и от давления (рис. 4, б).

Из сопоставления зависимостей еа=ф(т) (рис. 4) с £=ф(т) (рис. 1), полученных при одинаковых режимах испытания (^ р и т), видны принципиальные различия, как в кинетике развития, так и в значениях высокотемпературной деформации. Величина накопленной деформации при одинаковых параметрах режимов испытания во всех случаях была значительно меньше у азотированных образцов, хотя с течением времени испытания скорость их ползучести возрастает, приближаясь к скорости ползучести неазотированных образцов.

1пе(еа)

-11 -12 -13 -14

О 0,5 1,0 1пр

Рис. 3. Логарифмическая зависимость скорости ползучести от давления при 900 °С образцов из сплава ОТ4-1: 1 -неазотированных; 2, 3 - азотированных (2 - на начальном, 3 - на конечном линейном участке зависимости еа=ф(т))

0 30 60 90 г, мин 0 30 60 90 г, мин

а б

Рис. 4. Ползучесть азотированных образцов из сплава ОТ4-1: а - при температурах, °С: 1 - 850; 2 - 875; 3 - 900;

4 - 925; 5 - 950 и давлении 2,0 МПа; б - при давлениях, МПа: 1 - 1,0; 2 - 2,0; 3 - 3,0 и температуре 900 °С

На кривых ползучести азотированных образцов (рис. 4) можно выделить линейные (или достаточно близкие к линейным) участки в начале и конце зависимостей еа=ф(т) и нелинейный участок, обусловленный переходом от одного режима ползучести к другому.

При этом длительность существования линейных участков тн - на начальном этапе зависимостей еа=ф(т) уменьшается с повышением температуры (рис. 4, а) и практически не зависит от величины приложенного давления (рис. 4, б).

Скорости ползучести азотированных образцов £а, вычисленные на начальных и конечных линейных участках зависимостей еа=ф(т), с повышением температуры и увеличением давления возрастают. Зависимости 1пЁа = ^(1/Г) представляют собой прямые линии (рис. 2, поз. 2 и 3), из угловых коэффициентов которых следует, что эффективная энергия активации процесса ползучести азотированных образцов на начальном этапе высокотемпературной деформации составляет 265 кДж/моль (что несколько выше энергии активации ползучести неазоти-рованных образцов) и 220 кДж/моль - на конечном этапе.

Зависимости скорости ползучести азотированных образцов от давления при температуре 900 °С в логарифмических координатах представляют собой прямые линии (рис. 3, поз. 2 и 3) с тангенсом угла наклона 2,3 и 1,3, т.е. на начальных линейных участках зависимостей еа=ф(т) скорость ползучести ¿а~р2,3, на конечных - ¿а~р1,3.

Полученные результаты позволяют считать, что высокотемпературная деформация азотированных образцов в зависимости от длительности испытания осуществляется по разным механизмам: за счет размножения и перемещения дислокаций на начальных участках и вязкого (или приближающегося к нему) течения - на конечных участках зависимостей £а=ф(т) [4].

Для оценки относительной скорости ползучести (с-1) азотированных образцов из сплава ОТ4-1 на линейных начальных и конечных участках можно использовать, соответственно, выражения:

¿а = 4,8 • 105 • р2'3 • ехр (-265000/ЯТ), (3) 4 = 4,0 • 104 • р1'3 • ехр(-220000/Дг). (4)

Наблюдаемые кинетические закономерности развития высокотемпературной ползучести азотированных образцов (рис. 4) можно объяснить, считая, что первостепенную роль в развитии пластической деформации играют приповерхностные слои, где происходит зарождение, размножение и перемещение дислокаций. При этом деформация вначале охватывает только тонкий поверхностный слой, а затем распространяется на внутренние объемы [5]. Наличие на поверхности образцов нитрид-

2/

ных слоев препятствует выходу дислокаций на поверхность, что приводит к уменьшению плотности подвижных дислокаций и величины накопленной деформации еа за одинаковые промежутки времени (т.е. скорости ползучести ¿а) на начальных участках (рис. 4). С увеличением длительности испытания свыше т>тн в результате развития диффузии азота из поверхностных нитридных слоев вглубь титана происходит понижение его концентрации в поверхностных слоях и уменьшение их способности блокировать движение дислокаций. В результате этого скорость ползучести £а возрастает, приближаясь к скорости ползучести не-азотированных образцов. Так как диффузия азота в титане является термически активируемым процессом, то и время, необходимое для понижения концентрации азота в нитридном слое до некоторого критического значения, должно уменьшаться с повышением температуры, что и наблюдается в экспериментах (рис.

5, а).

Из рассмотрения нитридного слоя на титане как плоского источника азота на поверхности полубесконечного тела и решения уравнения Фика для этого случая [6] следует, что время тн, в течение которого происходит понижение концентрации азота С в поверхностном нитридном слое до некоторого критического значения Скр (и как результат этого уменьшение сопротивления высокотемпературной деформации, рис. 4), должно экспоненциально зависеть от температуры, т.е. тн~ехр(Е/ЯТ), где Е - энергия активации процесса диффузии азота в титане, которая, например, согласно [6] для а-титана составляет 190 кДж/моль.

Построение на основе экспериментальных данных зависимости 1п тн - 1/Т (рис. 5, б) позволяет оценить эффективное значение Е, которое составило 205 кДж/моль, что достаточно близко к приведенному выше значению энергии активации диффузии азота в титане. Это дает основание считать, что смена механизма ползучести азотированных образцов с течением времени испытания (при т>тн) связана с понижением концентрации азота в нитридном слое и контролируется процессом диффузии азота в титане.

Полученные результаты позволяют решить практическую задачу: дать количественную оценку эффективности предварительного азотирования сотового заполнителя из сплава ОТ4-1 с целью повышения его предельного напряжения сжатия а и расширения области допустимых давлений р при диффузионной сварке.

Задаваясь допустимой величиной относительной деформации е(еа)=0,015 свариваемых заготовок, временем испытания т=тн (рис. 5, а) и используя полученные выражения (1) и (2), можно вычислить допустимое значение р, приравнивая его а.

Результаты расчетов приведены на рис. 6, из которых видно, что предварительное азотирование сплава ОТ4-1 при 800 °С в течение одного часа позволяет повысить допустимые напряжения сжатия свариваемых заготовок более чем в 3 раза по сравнению с неазотирован-ным материалом.

гИО , с 6

4

2

850 900 950 £ °С а

Рис. 5. Зависимость длительности существования начальных линейных участков тн на кинетических кривых еа=ф(т) (рис. 4) от температуры

а, МПа

,1

2

850 900 950

Рис. 6. Зависимость предельных напряжений сжатия сотового заполнителя из сплава ОТ4-1 от температуры и предварительной термической обработки: 1 - азотирование, 2 - отжиг в среде аргона

Выводы

1. Показано, что предварительное газотермическое азотирование титанового сплава ОТ4-1 может являться эффективным средством

повышения его сопротивления высокотемпературной деформации.

2. В изотермических условиях испытания азотированных образцов на кинетических кривых высокотемпературной деформации можно выделить линейные (или достаточно близкие к ним) участки в начале и конце зависимостей еа=ф(т), характеризуемые различными скоростями деформации и свидетельствующие о смене режимов ползучести.

3. Длительность существования линейных участков на начальном этапе зависимостей еа=ф(т) находится в экспоненциальной зависимости от температуры и с ее повышением уменьшается.

4. Смена режимов ползучести в изотермических условиях обусловлена развитием процесса диффузии азота из нитридных слоев на поверхности титана в металлическую основу и, как следствие этого, снижения их влияния на развитие деформации.

Литература

1. Пешков В.В. Диффузионная сварка титановых тонкостенных слоистых конструкций / В.В. Пешков, А.Б. Булков. - М.: РИТМ, 2016. - 242 с.

2. Диффузионная сварка титана и его сплавов / А.В. Бондарь, В.В. Пешков, Л.С. Киреев, В.В. Шурупов. - Воронеж: Изд-во ВГУ, 1998. - 256 с.

3. Пешков В.В. Высокотемпературная ползучесть титана при испытаниях в азотосодержащих средах / В.В. Пешков, А.Б. Булков, И.Б. Корчагин // Вестник Воронежского государственного технического университета. -2016. -Т. 12. - № 2. - С. 108 - 112.

4. Розенберг В.М. Основы жаропрочности металлических материалов / В.М. Розенберг. - М.: Металлургия, 1973. - 326 с.

5. Крамер И. Влияние среды на механические свойства металлов / И. Крамер, Л. Демер. - М.: Металлургия, 1964. -131 с.

6. Шьюмон П. Диффузия в твердых телах / П. Шьюмон. - М.: Металлургия, 1966. - 195 с.

7. Цвиккер У. Титан и его сплавы / У. Цвикер. - М.: Металлургия, 1979. - 511 с.

Воронежский государственный технический университет

HIGH TEMPERATURE CREEP OF THE NITRIDED TITAN

V.V. Peshkov1, A.B. Bulkov2, I.B. Korchagin3

'Full Doctor, Professor, Voronezh State Technical University, Voronezh, Russian Federation,

e-mail: [email protected]

2PhD, Associate Professor, Voronezh State Technical University, Voronezh, Russian Federation,

e-mail: bulkov [email protected] 3PhD, Associate Professor, Voronezh State Technical University, Voronezh, Russian Federation,

e-mail: [email protected]

This article presents the results of studying the effect of preliminary nitriding of titanium on the development of its creep under conditions of diffusion welding. The studies were carried out on samples with a diameter of 5 and a height of 10 mm from alloys OT4-1, which were loaded with a compressive pressure from 1.0 to 3.0 MPa at 850-950 ° C (OT4). The preliminary nitriding was carried out at 800 ° C. for 60 minutes in pure nitrogen atmosphere.

In the course of work it was established that the value of the accumulated deformation at identical parameters of the test regimes in all cases was significantly lower for nitrided samples, although with increasing test duration their creep rate increases, approaching the creep rate of unnitrided samples. Creep curves distinguish near-linear areas at the beginning and end of the dependencies and a nonlinear region due to the transition from one creep regime to another. The duration of the existence of linear sections at the initial stage of the dependences is in an exponential dependence on temperature and decreases with temperature rising.

The mechanism of high-temperature deformation of nitrided samples is determined depending on the duration of the test: by multiplication and displacement of dislocations in the initial sections and viscous flow, on the final sections of the dependences.

Based on the studies carried out, the kinetic regularities of the development of high-temperature creep of nitrided samples are explained and expressions are obtained for calculating their creep rate at linear initial and final sections

Key words: titanium alloys, creep, nitriding

References

1. Peshkov V.V., Bulkov A.B. "Diffusion welding of titanium thin-walled layered structures" ("Diffuzionnaya svarka titano-vykh tonkostennykh sloistykh konstruktsiy"), Moscow, RITM, 2016, 242 p.

2. Bondar A.V., Peshkov V.V.Kireev L.S., Shurupov V.V. "Diffusion welding of titanium and its alloys" ("Diffuzionnaya svarka titana i yego splavov"), Voronezh, VSU, 1998, 256 p.

3 Peshkov V.V., Bulkov A.B., Korchagin I.B. "High-temperature creep of titanium during testing in nitrogen-containing media, The Bulletin of Voronezh State Technical University, 2016, vol. 12, no. 2, pp. 108-112.

4. Rozenberg V.M. "The fundamentals of the heat resistance of metallic materials" ("Osnovy zharoprochnosti metallicheskikh materialov"), Moscow, Metallurgy, 1967, 276 p.

5. Kramer I., Demer L. "Influence of the medium on the mechanical properties of metals" ("Vliyaniye sredy na mekhanich-eskiye svoystva metallov"), Moscow, Metallurgy, 1964, 131 p.

6. Shyumon P. "Diffusion in solids" ("Diffuziya v tverdykh telakh"), Moscow, Metallurgy, 1966, 195 p.

7. Zwicker U. "Titanium and its alloys" ("Titan i yego splavy"), Moscow, Metallurgy, 1979, 511 p.