На правах рукописи

ЖЕРЕБЦОВ Сергей Валерьевич

СТРУКТУРНЫЕ ИЗМЕНЕНИЯ В ХОДЕ БОЛЬШОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ

ДЕФОРМАЦИИ И РАЗВИТИЕ МЕТОДОВ ПОЛУЧЕНИЯ

УЛЬТРАМЕЛКОЗЕРНИСТОЙ СТРУКТУРЫ В ПОЛУФАБРИКАТАХ ИЗ

СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ ТИТАНА

Специальность 05.16.01 Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

Екатеринбург - 2013

Работа выполнена в Белгородском государственном национальном исследовательском университете

Научный консультант доктор технических наук, профессор

САЛИЩЕВ ГЕННАДИЙ АЛЕКСЕЕВИЧ.

Официальные оппоненты: СКВОРЦОВА СВЕТЛАНА ВЛАДИМИРОВНА доктор технических наук, профессор.

МАТИ Российский государственный технологический университет им. К.Э.

Циолковского, профессор кафедры материаловедения и технологии материалов.

ПУШИН ВЛАДИМИР ГРИГОРЬЕВИЧ

заслуженный деятель науки РФ, доктор физико-математических наук, профессор.

Институт физики металлов Уральского отделения РАН, заведующий лабораторией цветных металлов.

МАКАРОВ АЛЕКСЕЙ ВИКТОРОВИЧ

доктор технических наук, старший научный сотрудник.

Институт машиноведения Уральского отделения РАН, заведующий лабораторией конструкционного материаловедения.

Ведущая организация: ОАО «Корпорация ВСМПО-АВИСМА»

Защита состоится «14» июня 2013г. в 15:00 на заседании диссертационного совета Д 212.285.04 в ФГАОУ ВПО «Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина» по адресу: 620002, г. Екатеринбург, ул. Мира, 28, ауд. Мт-329.

Телефон: (343)-375-48-08, факс (343)-375-53-35, e-mail: [email protected].

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ФГАОУ ВПО «Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина».

Автореферат разослан «13» марта 2013г.

Ученый секретарь диссертационного совета Д 212.285.04 Мальцева Л.А.

Общая характеристика работы

Актуальность проблемы. Одним из перспективных подходов к повышению механических свойств конструкционных материалов является формирование в них ультрамелкозернистой (УМЗ) структуры с размером зерен менее 1 мкм. По сравнению с крупнозернистыми аналогами УМЗ материалы обладают существенно более высокими значениями статической и циклической прочности, твердости и износостойкости, что дает возможность снизить габариты деталей при сохранении их эксплуатационных качеств. Это особенно актуально для титана и титановых сплавов, которые в силу малой плотности, высокой удельной прочности и отличной коррозионной стойкости востребованы в тех отраслях, где вес и размер изделия являются чрезвычайно важными параметрами, т.е. в авиации, космонавтике, кораблестроении, автомобилестроении, медицине и т.д.

Еще одна особенность УМЗ материалов связана со снижением температуры сверхпластичности на несколько сотен градусов по сравнению с традиционными режимами. Это дает существенные технологические преимущества при реализации таких операций, как сверхпластическая штамповка, формовка и диффузионная сварка за счет снижения энергозатрат, повышения экологичности производства (исключается операция химического травления для удаления альфированного слоя) и использования более дешевых штамповых сталей.

Кроме того, низкотемпературная сверхпластичность не приводит к значительному укрупнению микроструктуры, тем самым сохраняя высокую прочность УМЗ материала.

Измельчение микроструктуры металлических материалов до УМЗ состояния может быть достигнуто за счет деформации до больших степеней (e>12) при Действительно, ПЭМ и EBSD анализ образца подвергнутого 4-м осадкам, свидетельствует об образовании в центральной области довольно однородной структуры с равноосными зернами/субзернами размером около 0,4 мкм (рис. 7б).

С увеличением степени деформации вид структуры почти не изменяется, но при этом возрастает доля высокоугловых границ. Следовательно, изменение направления деформации дает в целом более быструю кинетику формирования однородной глобулярной УМЗ структуры в титане, хотя, согласно литературным данным, на начальных этапах деформации эволюция структуры происходит быстрее при монотонном нагружении. Более подробно кинетика эволюции структуры при разных видах нагружения обсуждается в главе 5.

контролируется прерывистой динамической рекристаллизацией в области горячей деформации (T>0,5Tпл.); двойникованием, фрагментацией и непрерывной динамической рекристаллизацией в области теплой деформации (T0,35-0,5Tпл.);

двойникованием и фрагментацией в области холодной деформации (Т0,55Tпл.. После деформации е = 1,2 формируется смешанная структура, состоящая из остатков пластин, ориентированных вдоль направления течения металла и глобулярных частиц, размер которых составляет ~1,5 мкм (рис. 8в).

увеличивается вклад сдвиговой деформации в деление пластинчатой структуры.

Тонкие -прослойки разрываются в полосах интенсивного сдвига и соседние пластины через эти разрывы объединяются между собой, формируя матричную фазу с включениями -частиц (рис. 8г). Деление и сфероидизация -фазы в ходе деформации при 600°C происходит существенно медленнее чем при 800°С.

Обнаружено, что после деформации е = 1,2 в результате развития динамических процессов возврата/рекристаллизации в большинстве -пластин формируется зеренно-субзеренная структура с высокой плотностью дислокаций. Размер (суб)зерен в -фазе и размер -частиц по результатам ПЭМ исследования составляет ~300 нм.

Кривые в координатах «истинное напряжение - истинная деформация» сплава при обеих температурах демонстрируют упрочнение, сменяющееся пиком и, микроструктурных изменений установлено, что -пластины разворачиваются в направлении течения металла наиболее быстро в начале деформации (е 0,55Tпл.) внутрифазные границы образуются главным образом за счет процессов возврата и рекристаллизации в фазах, то при снижении температуры возрастает роль сдвиговой деформации в формировании внутрифазных границ.

Угол между -пластинами и осью осадки, градусы Рисунок 9 - Наклон -пластин в направлении течения металла (а) и доля глобулярных частиц (б) в зависимости от степени деформации сплава ВТ6 при 800 и 600°C.

Кинетика деления пластин -фазы по механизму образования и роста канавок описывается известным уравнением Муллинса: tp = 0.2(d)3/A(mg)3, где tp время завершения процесса (соответствующее встрече канавок, растущих с противоположных сторон пластины), d - толщина -пластины, mg определяется углом при вершине канавки (mg=tg()), - энергия межфазной границы.

определяемых температурой (равновесная концентрация наиболее медленной примеси в -фазе, молярный объем пластинчатой -фазы, коэффициент диффузии самого медленного элемента через -матрицу).

Согласно уравнению Муллинса основным фактором, влияющим на кинетику Экспериментально было обнаружено существенное снижение доли глобулярных частиц -фазы в сплаве с различной толщиной -пластин, полученной закалкой в (тонкопластинчатая + структура) и контролируемым охлаждением в печи из области (грубопластинчатая + структура). После деформации на 70% (е=1,2) при 550-600°С в сплаве с исходной мартенситной микроструктурой формируется однородная глобулярная УМЗ структура с размером зерен около 0,3 мкм. В образцах с тонкопластинчатой структурой в результате деформации также формируются УМЗ зерна размером около 0,3 мкм, однако микроструктура неоднородная, сохраняется до 30% пластинчатой составляющей. В грубопластинчатой структуре доля глобулярных зерен после деформации не превышает 40%. Эти результаты показывают, что для формирования однородной УМЗ структуры следует использовать наиболее дисперсное исходное состояние без существенной неоднородности по сечению, что может быть достигнуто ускоренным охлаждением заготовки из -области.

Была установлена зависимость кинетики деления пластин (углубления канавок) от энергии внутрифазных и межфазных границ. В исходном состоянии взаимная ориентировка кристаллических решеток - и - фаз удовлетворяют ориентационному соотношению (ОС) Бюргерса, согласно которому {0001} // {110} низкоэнергетичных (полу)когерентных межфазных границ. Рассчитанная нами с использованием модели ван-дер-Мерве энергия межфазной границы, образованной плоскостями ( 1 100 ) // ( 1 12 ), составила исх = 0,053 Дж/м2.

Угол между нормалями к плоскостям (0001) в -ГПУ и (110) в -BCC, рад.

Рисунок 10 - Угол между нормалями к плоскости (0001) в ГПУ решетке -фазы и плоскости (110) в ОЦК решетке -фазы (а) и энергия границы, образованной плоскостями (-1100) // (-112) (б) в зависимости от степени деформации для сплава ВТ6 с ламельной микроструктурой.

Считая, что отклонение от исходного ОC аналогично выстраиванию стенки дислокаций вдоль межфазной границы, увеличение энергии границы при небольших величинах деформации определяли с использованием формулы Рида - Шокли, описывающей энергию малоугловых границ в однофазных материалах:

– вектор Бюргерса, - разориентировка дислокационной границы, - параметр ядра дислокации. Разориентировка дислокационной границы есть функция деформации, и может быть представлена как = K, где K обозначает константу, количественно равную скорости отклонения от ОС в ходе деформации.

Результаты измерений, выполненных с помощью методик ПЭМ и EBSD анализа (рис. 10а), дали значение K0,38.

Рассчитанное нами изменение энергии межфазной границы в ходе деформации сплава при 800°С показано на рисунке 10б. Обнаружено, что энергия межфазной границы быстро увеличивается на начальных стадиях деформации, достигая максимального значения 0,27 Дж/м2 при е = 0,50,6. Отклонение от ОС Бюргерса достигает 15° (по аналогии с межзеренными мало- и высокоугловыми границами эта величина может рассматриваться переходной между (полу)когерентностью и некогерентностью) также при е 0,5 (рис. 10а). По результатам сравнения этих данных с кинетикой сфероидизации (рис. 9б), установлено, что сфероидизация интенсифицируется при е 0,6, когда межфазные границы становятся некогерентными, а внутрифазные достигают высокоугловой разориентировки.

Таким образом, исходно «прозрачные» для движения дислокаций (полу)когерентные межфазные границы (данные литературы) замедляют на начальных этапах деформации формирование и увеличение разориентировки внутрифазных границ. В ходе деформации когерентность межфазных границ снижается вследствие взаимодействия с дислокациями и, одновременно, увеличивается энергия границы на величину энергии вошедших в границу дислокаций. В результате / граница становится барьером для движения дислокаций, что способствует более интенсивному увеличению разориентировки внутрифазных границ и трансформации исходной пластинчатой структуры в глобулярную. Следовательно, потеря когерентности между фазами и увеличение разориентировки внутрифазных границ могут рассматриваться как факторы, интенсифицирующие сфероидизацию.

Рисунок 11 - РЭМ изображения сплава ВТ6 подвергнутых осадке до е = 0,69 и последующему отжигу: (а) – отжиг при 600°С в течение 625 часов, (б) при 800°C в течение 50 часов.

В литературе низкие значения межфазной энергии в двухфазных титановых сплавах также называются в качестве основной причины очень медленной сфероидизации пластинчатой структуры при отжиге. Повышение энергии межфазных границ в ходе деформации (рис. 10б), дает возможность сформировать глобулярную структуру в сплаве посредством отжига деформированных образцов.

деформированных до е=0,69 при 600°С, привел почти к полной сфероидизации фазы, которая в форме отдельных мелких частиц (~1 мкм) располагается вдоль остатков -пластин (рис. 11а). В -фазе наблюдаются (суб)зерна размером ~0, мкм. Пятидесятичасовой отжиг при 800°C образцов, деформированных до е=0, при 800°С, ведет к существенной сфероидизации -фазы (рис. 11б). При этом частицами.

Уменьшение степени предварительной деформации и снижение времени отжига ведет к значительно меньшей сфероидизации структуры. Полученные экспериментальные результаты удовлетворительно согласуются с выполненной оценкой кинетики сфероидизации структуры по формуле Муллинса: расчетная величина tp при 800°C составила ~20 часов и при 600°C tp = ~1000 часов.

Напряжение течения, MПa Рисунок 12 - Кривые -e для «abc» деформации сплава ВТ6 при 800 (а) и 550°С (б).

Анализ кинетики эволюции структуры в двухфазном сплаве показал более быстрое формирования УМЗ структуры по сравнению с однофазным титаном, что видно из деформационного поведения материалов при «abc» деформации. Как следует из результатов, показанных на рис. 12, «abc» деформация сплава ВТ6 с уменьшением напряжения течения и наступлением установившейся стадии уже после второй осадки (е1). Установлено, что разупрочнение на начальных стадиях связано с переориентацией пластин в направлении течения металла, процессами возврата и рекристаллизации в фазах, а также развитием сфероидизации. Установившаяся стадия обусловлена активизацией зернограничного проскальзывания при увеличении количества высокоугловых межзеренных и некогерентных межфазных границ. На развитие ЗГП указывают значение кажущейся энергии активации деформации, равное кДж/моль, и изменение величины коэффициента скоростной чувствительности с 0,17 при е=0.4 до 0,35 при е=0,9. На стадии установившегося течения (т.е. при е1) в образце формируется глобулярная структура с размером зерен 0,3 мкм.

На примере различных способов деформации (одноосная осадка, «abc»

деформация, гидростатическая экструзия, ротационная ковка) было установлено, что изменение направления нагружения в ходе большой деформации ускоряет сфероидизацию и формирование УМЗ структуры по сравнению с монотонной деформацией. Отличия в кинетике сфероидизации сплава ВТ6 при монотонной и немонотонной деформации более подробно обсуждаются в главе 5.

Полученные результаты показывают, что трансформация пластинчатой структуры в глобулярную в двухфазных титановых сплавах в ходе деформации и отжига при пониженных температурах + области Т(0,45-0,55)Tпл. происходит, так же, как и при более высоких температурах, путем деления пластин по механизму образования и роста канавок на межфазной поверхности и сфероидизации частей пластин по растворно-осадительному механизму. Кинетика деления пластин/прослоек фаз в двухфазных титановых сплавах зависит от энергии и когерентности межфазных границ и развития динамической рекристаллизации в фазах; фрагментация интенсифицируется после потери когерентности межфазными границами и увеличения разориентировки внутрифазных границ до высокоугловой.

В четвертой главе было выявлено влияние количественного соотношения и фаз и фазового превращения на эволюцию структуры на примере двухфазных / титановых сплавов переходного класса ВТ22 и ВТ30. Вследствие большего количества бета стабилизаторов эти сплавы имеют более устойчивую по сравнению с ВТ6 -фазу, поэтому ее доля при комнатной температуре может быть близка к 50%. Другой стороной повышенной устойчивости -фазы является медленная кинетика фазового превращения, особенно при пониженных температурах, и возможность выделения частиц -фазы в ходе деформации.

Эволюция микроструктуры сплава ВТ22 с исходной пластинчатой структурой (температура полиморфного превращения сплава - 860°С) была исследована в ходе одноосной осадки при 800 и 600°С. Установлено, что в отличие от сплава ВТ6, преобразование структуры в ВТ22 при обеих температурах связано прежде всего с процессами, происходящими в более пластичной -матрице. При 800°С в ОЦК фазе интенсивно проходит возврат и формируется устойчивая субзеренная структура (рис. 13а). В местах стесненной деформации (вблизи пластин -фазы или границ исходных зерен) интенсивность набора разориентировок субграницами несколько выше, однако вследствие низкой объемной доли (~16% при 800°С) -фаза не оказывает существенного влияния на эволюцию структуры -фазы в целом. Пластины -фазы в ходе деформации сфероидизируются путем образования и роста канавок, но из-за большей прочности -пластин по отношению к -матрице, процесс этот протекает довольно медленно.

Показано, что снижение температуры деформации до 600°С замедляет процессы возврата в -фазе, приводя к более интенсивному измельчению матрицы. Большее количество -фазы также способствует образованию новых высокоугловых границ, хотя вследствие неравномерности распределения пластин первичной -фазы в -матрице измельчение структуры происходит неоднородно.

Рисунок 13 - ПЭМ изображения микроструктуры сплава ВТ22 после деформации при 800°С на 70% (а) и после всесторонней изотермической деформации в интервале температур 700-550°С (б).

Обнаружено, что распад метастабильной -фазы в ходе деформации с образованием очень дисперсных -частиц размером менее 500 нм (рис 13б) способствует формированию УМЗ структуры в сплаве. Распад преимущественно происходит в протяженных областях -фазы, свободных от первичных -пластин.

Изменение направления нагружения в ходе деформации и ступенчатое снижение температуры деформации интенсифицируют распад -фазы, охватывая все новые и новые участки матрицы и измельчая структуру. В свою очередь общее повышение из-за измельчения микроструктуры приводит к вовлечению в деформацию пластин первичной -фазы, их делению и сфероидизации.

Исследование деформации титанового сплава ВТ30 с исходной метастабильной -фазой при температуре 550°С (0,4Тпл) и скорости 5,510-4 с- показало, что в отличие от однопиковой кривой для сплава ВТ6 на деформационной кривой сплава ВТ30 отмечается значительное повторное упрочнение при >40%. Как следует из микроструктурных исследований, это связано с торможением процессов возврата в -матрице выделяющимися в ходе полиморфного превращения частицами -фазы. После всесторонней деформации при 550°С в закаленном сплаве ВТ30 формируется УМЗ структура со распределения пластин -фазы в -зернах, которое не устраняется при деформации, в структуре сплава ВТ30, наблюдаются участки -фазы с субзеренной структурой, не содержащие частиц -фазы.

Таким образом, увеличение количества более пластичной -фазы в сплавах переходного класса ВТ22 и ВТ30 с замедляет деление и сфероидизацию пластин по сравнению со сплавами мартенситного класса. В то же время распад метастабильной -фазы с образованием дисперсных -частиц в ходе деформации способствует формированию УМЗ структуры.

В пятой главе разрабатываются и обосновываются режимы получения полуфабрикатов с УМЗ структурой из титана и титанового сплава ВТ6 с использованием традиционных методов обработки металлов давлением. Одним из основных вопросов, касающихся получения УМЗ структуры деформационными методами, является определение кинетики измельчения, позволяющее установить «достаточную» степень деформации в зависимости от условий обработки. В настоящее время в лабораторных условиях заготовки деформируются «с запасом», чтобы гарантировать формирование требуемой макро- и микроструктуры. Очевидно, что для промышленного производства такой подход неприемлем, поэтому необходимо выработать относительно простой способ, позволяющий определять «достаточную» деформацию по результатам предварительных экспериментов.

Для количественной оценки доли ультрамелкозернистой структуры X в зависимости от степени деформации нами предложено использовать модифицированную формулу Джонсона - Мела - Аврами – Колмогорова, применяемую для определения доли рекристаллизованного объема в ходе деформации. В модифицированном виде, после введения коэффициентов M’ и для учета изменения направления нагружения в ходе деформации, формула приобрела вид:

деформации, соответствующая появлению новых зерен, которую условно можно определять по точке перегиба на деформационной кривой, построенной в координатах -; k и n – константы. Показатель степени n определяется типом структуры, а коэффициент k и величина критической деформации зависят от температуры, скорости и способа деформации. Значение k находится из наклона кривых с-Z, где Z – параметр Зинера-Холломона.

Влияние текстуры на кинетику эволюции структуры при изменении направлении деформации оценивается через изменение коэффициента Тейлора в ходе деформации M = M i / M i +1, где Mi и Mi+1 коэффициент Тейлора на i-том и i+1-ом этапе, соответственно. В случае монотонной деформации M’=1. Еще одним результатом изменения направления деформации является образование большого количества свободных дислокаций, что приводит к падению напряжения течения материала по сравнению с концом предыдущего этапа (эффект Баушингера). Очевидно, что при смене направления нагружения некоторая часть деформации расходуется только на перераспределение дислокаций применительно к новым условиям не приводя к заметному повышению плотности дислокаций и возникновению новых (суб)границ. Средняя доля «эффективной»

деформации на каждом этапе обозначена как.

Установлено, что предложенное выражение удовлетворительно описывает известные данные по кинетике измельчения микроструктуры и позволяет определить степень деформации, требуемую для формирования заданной структуры при различных условиях деформации, включая деформацию с изменением направления нагружения. Обнаружено, что на начальных этапах «abc» деформации титана увеличение коэффициента Тейлора и эффект Баушингера замедляют формирование УМЗ структуры по сравнению с монотонной деформацией что подтверждает известные экспериментальные результаты. Однако за счет пересечения границ деформационного происхождения на каждом из этапов немонотонной деформации, формирование УМЗ зерен постепенно ускоряется, достигая 90% УМЗ структуры при е3,5, тогда как в случае монотонной деформации подобный результат можно ожидать при е5.

Доля УМЗ структуры Рисунок 14 - Рассчитанное изменение доли УМЗ структуры в титане (а) и сплаве ВТ6 с исходной толщиной -пластин 1,5 мкм (б) в ходе монотонной (прокатка, осадка) и немонотонной («abc») деформации.

Установлено, что в сплаве ВТ6 с тонкими пластинами фаз (исходное мартенситное состояние) однородная УМЗ структура при 550°С формируется за примерно одинаковую степень деформации е=2,5 при монотонной и немонотонной («abc») деформации, при этом показывая более быструю кинетику по сравнению с титаном с матричной структурой. В то же время в грубопластинчатом состоянии сплава (толщина -пластин 2мкм) изменение направления нагружения оказывает заметное влияние на кинетику сфероидизации, приводя к формированию однородной УМЗ структуры за существенно меньшую степень деформации (рис. 14б) (но за большую, чем в случае мартенситной исходной структуры).

Как было показано выше, в технически чистом титане кинетика измельчения зависит от интенсивности двойникования. С учетом факторов, влияющих на двойникование и принимая во внимание, что наилучший баланс между получаемым размером зерен и технологичностью процесса обеспечивается деформацией при комнатной температуре, нами был предложен следующий режим получения УМЗ листов титана ВТ1-0. На первом этапе проводится прокатка заготовки при комнатной температуре в несколько проходов по ~5% со сменой направления на ±90° на каждом из проходов до суммарной степени 30% и затем прокатку при комнатной температуре в одном направлении до суммарной степени деформации 93% (е=2,6). Для снятия внутренних напряжений лист отжигался при Т=300°С в течение часа. Таким образом, был получен лист титана ВТ1- размерами 2505000,3мм с размером зерен/субзерен около 200 нм (рис. 15).

Величина предела прочности материала листа в направлениях вдоль и поперек прокатки составила 950 МПа, а относительное удлинение 5,6 и 3,6%, соответственно, что указывает на высокую однородность структуры и свойств.

Рисунок 15 - Внешний вид листовой заготовки титана ВТ1-0 с УМЗ структурой размером 2505000,3 мм и микроструктура в плоскости прокатки.

Для удовлетворения более высоких требований к параметрам структуры и свойств УМЗ листов был использован двухэтапный процесс, включающий на первом этапе измельчение структуры в массивных заготовках и на втором этапе прокатку.

Высокая однородность структуры в массивных полуфабрикатах, обеспечивается использованием метода всесторонней изотермической деформации (ВИД), представляющего собой модифицированный вариант «abc» деформации и включающего операции осадки и протяжки с изменением оси деформации (рис. 16а).

Рисунок 16 - Схема всесторонней изотермической деформации (а), внешний вид и микроструктура заготовки титана ВТ1-0, полученной ВИД в интервале температур 700-450°С (б); ПЭМ изображения микроструктуры титана после ВИД в интервале 700-450°С и последующей прокатки на 93% (е=2,6) при 20°С: (в) плоскость прокатки, (г) - плоскость, перпендикулярная плоскости прокатки и параллельная направлению прокатки.

Формирование УМЗ структуры в таких условиях требует деформации е 3, (рис. 14). Однако технологическая пластичность исходно крупнозернистого титана в области формирования УМЗ структуры недостаточна для достижения требуемых степеней. Повысить пластичность материала можно измельчая структуру путем ВИД при более высоких температурах, постепенно спускаясь до температур, обеспечивающих требуемый размер зерен. Деформацией в интервале 700-400°С с поэтапным уменьшением температуры на 100-50°С были получены массивные полуфабрикаты с размером зерен 0,3-0,4мкм и однородной микро- и макроструктурой (рис. 16б). Последующая листовая прокатка УМЗ заготовок при комнатной температуре на 93% (е=2,6) приводит к формированию микроструктуры с вытянутыми в направлении прокатки зернами/субзернами, размер которых составляет ~0,1 мкм (рис. 16в,г). Предел прочности титана после комбинированной деформационной обработки (ВИД + листовая прокатка) составил в=1010 МПа, а величина относительного удлинения =9,3 %.

Для получения прутковых полуфабрикатов из технически чистого титана был опробован режим комбинированной прокатки, включающий поперечно-винтовую прокатку при 450°С до е=0,4 и затем многопроходную сортовую прокатку при 350°С до е=1,0. На последнем этапе пруток подвергался сортовой прокатке при комнатной температуре до е=0,4. Различные виды прокатки обеспечивали проработку структуры в поверхностных и центральных участках прутка. Были получены прутки 8 мм со структурой, состоящей из вытянутых зерен/субзерен шириной 0,2 мкм. Предел прочности таких прутков в продольном направлении составил 1080 МПа, относительное удлинение 12%.

Метод ВИД эффективен и при получении объемных заготовок с глобулярной УМЗ структурой из двухфазных титановых сплавов. Общий подход к выбору режимов ВИД для сплавов в целом подобен изложенному выше для титана. На основании зависимости размера формирующихся в ходе деформации зерен от температуры выбирали температурно-скоростные условия обработки. В реальном процессе первую температуру деформации принимали более высокой для обеспечения достаточной технологической пластичности сплава и формирования в нем однородной мелкозернистой структуры. По мере измельчения структуры температуру деформации последовательно снижали до достижения желаемого размера зерен. Для сплава ВТ6 ВИД начинали при температуре 700°С с постепенным снижением температуры на 100-50°С. Минимальная температура деформации зависит от требуемого уровня свойств и химического состава конкретного сплава, однако спуститься ниже 475°С (при этой температуре формировалась структура с размером зерен ~150нм) не удавалось вследствие недостаточной пластичности материала. Оптимальной с точки зрения пластичности и получаемых свойств является температура 550°С, когда размер зерен составляет 300-400нм, а предел прочности ~1300МПа. При каждой температуре ВИД требуется степень деформации е5; использование наиболее дисперсного и однородного исходного состояния и контролируемого отжига между проходами ускоряет кинетику формирования УМЗ структуры.

Заготовка размером 150200мм с однородной микро- и макроструктурой со средним размером равноосных зерен 0,4 мкм была получена ВИД в интервале 700-550°С (рис. 17). Исходное состояние перед деформацией - закалка в воду из -области. Предел прочности УМЗ сплава составляет 1300 МПа, относительное удлинение 7,5%.

Полученные посредством ВИД заготовки использовались для изготовления листов и прутков с УМЗ структурой. Ключевым условием является температура нагрева заготовки под прокатку: слишком высокая температура приводит к росту зерен и ухудшению свойств, а низкая не обеспечивает достаточной степени пластичности. Оценка влияния температуры на структуру и свойства УМЗ сплава ВТ6 показала, что при температурах свыше 600°С начинается разупрочнение за счет увеличения размера зерен и уменьшения плотности дислокаций, а после часового отжига при 650°C прочность материала соответствует уровню обычного термоупрочненного состояния сплава. Таким образом, максимальная температура нагрева заготовок перед прокаткой не должна превышать 650°С.

Рисунок 17 - Заготовка, полученная ВИД в интервале 700-550°С. Внешний вид (а); макро- и микроструктура (б).

Прокаткой слябов ВТ6 толщиной 10 мм с предварительно подготовленной УМЗ структурой были получены листы толщиной 1мм с размером зерен около 200нм. Прокатку осуществляли на двухвалковом прокатном стане изотермической прокатки с подогреваемыми до 300°С валками. Заготовки нагревали до 650°С и прокатывали с обжатием 10% за проход, с промежуточными подогревами после каждого прохода. Чтобы избежать острой текстуры и анизотропии свойств направление прокатки на начальных этапах деформации меняли на ±90°.

Прочностные и пластические характеристики листа в направлениях вдоль и поперек прокатки отличаются высокой однородностью и составляют В=1340±10МПа, =4,8±0,8%.

Для получения УМЗ прутков из сплава ВТ6 были также опробованы гидростатическая экструзия в интервале температур 600-700°С и ротационная ковка при 400-680°С. Механические свойства сплава после ГЭ рекордно высоки (напряжение течения 1440 МПа, предел прочности 1530 МПа, относительное удлинение 12%), однако монотонная деформация формирует смешанную глобулярно-ламельную структуру (рис. 18а) с характерной для такого состояния анизотропией механических свойств. Для формирования глобулярной УМЗ структуры в прутковых материалах была использована ротационная ковка. При таком методе, сочетающем дробную сжимающую деформацию по образующей с одновременным поступательно-вращательном движением прутка, в заготовке после е=2,6 формируется полностью глобулярная структура (рис. 18б). Этот результат подтверждает ускорение кинетики формирования глобулярной УМЗ структуры, при использовании немонотонной большой деформации. Ротационная ковка выполнялась при температурах 650-500°С. При этом поверхность прутков была свободна от дефектов, а глобулярная структура с размером зерен 0,4 мкм обеспечивала предел прочности 1300 МПа при относительном удлинении 7,5%.

Учитывая высокую технологичность процесса, ротационная ковка представляется весьма перспективной для получения высокопрочных технологичных прутковых полуфабрикатов из титановых сплавов.

Рисунок 18 - Микроструктура продольного сечения прутков сплава ВТ6, полученных гидростатической экструзией при 600°С (е=1,4) (а); и ротационной ковкой при 650-500°С (е=2,6) (б).

Таким образом, двухфазные титановые сплавы показывают более быструю кинетику формирования УМЗ структуры по сравнению с однофазным титаном.

При этом, как для титана, так и для сплавов, немонотонная деформация формирует УМЗ структуру за меньшую степень по сравнению с монотонной деформацией. Посредством различных способов деформации (осадка, листовая, винтовая и сортовая прокатка, гидростатическая экструзия, ротационная ковка) получены крупногабаритные листовые, объемные и прутковые полуфабрикаты из титана ВТ1-0 и ВТ6 с однородной УМЗ структурой и высоким уровнем механических свойств.

В шестой главе для установления границ применимости УМЗ титана и сплава ВТ6 была выполнена всесторонняя оценка механических свойств таких материалов в соответствии с существующими стандартами (ГОСТ и ASTM) при комнатной и повышенных температурах.

Было установлено, что уменьшение размера зерен в технически чистом титане с 30 до 0,4 мкм посредством ВИД приводит примерно к двукратному повышению пределов текучести и прочности и заметному снижению относительного удлинения (табл.1). Также повышается предел усталостной прочности с 290 МПа до 360 МПа для МЗ и УМЗ состояний, соответственно. Холодная прокатка дополнительно увеличивает прочность УМЗ титана в 1,5 раза, достигая уровня прочности легированных титановых сплавов (табл. 1). В то же время следует отметить существенное, более чем в 2 раза, снижение пластичности.

Показано, что высокую прочность технически чистый титан демонстрирует после гидростатической экструзии при комнатной температуре. Прочность экструдированного образца со смешанной глобулярно-пластичатой структурой на ~30% выше, а относительное удлинение на 20% ниже, чем в материале с однородной УМЗ структурой, полученной ВИД. Повышение температуры экструзии ожидаемо снижает прочность материала, при этом повышая его пластичность, и заметно увеличивая однородную деформацию.

Таблица 1 - Механические свойства технически чистого титана в различных состояниях при комнатной температуре Обработка (размер зерен) В двухфазных титановых сплавах, в отличие от однофазного титана, помимо зернограничного и субструктурного упрочнения уже в исходном состоянии имеется твердорастворное упрочение и упрочнение межфазными границами. Поэтому свойства УМЗ состояния оценивали в сравнении с термически упрочненным обычным методом (закалка + старение) МЗ состоянием сплава. Поскольку сплав ВТ6 широко используется в авиационной промышленности, в частности для изготовления лопаток компрессоров газотурбинных двигателей, приоритетным являлось определение характеристик прочности, пластичности, усталости и трещиностойкости сплава, а также способности работать при повышенной температуре. Дополнительно было рассмотрено влияние различных деформационно-термических обработок, улучшающих свойства прочности, пластичности, усталости и трещиностойкости УМЗ сплава.

Испытания сплава ВТ6 показывают, что в однородном УМЗ состоянии, полученном ВИД или ротационной ковкой, наблюдается заметный рост прочностных характеристик на ~25% по сравнению с МЗ (тaбл. 2). При этом с измельчением структуры происходит уменьшение относительного удлинения и равномерной деформации. Снижение пластичности высокопрочных материалов, включая УМЗ состояния, полученные большой деформацией, обычно связывается с общей тенденцией быстрой потери устойчивости пластического течения вследствие низкой способности материала к деформационному упрочнению.

Таблица 2 - Механические свойства сплава ВТ6 при комнатной температуре Состояние *модификация поверхности ионами азота (ионная имплантация - ИИ) Между тем, при сравнительном анализе сплавов различного состава было установлено, что наличие нескольких механизмов упрочнения уже в исходном состоянии сплава ВТ6 снижает упрочняющий эффект от измельчения микроструктуры до УМЗ состояния по сравнению, например, с титаном. Также было обнаружено, что формирование структуры с размером зерен 0,4 мкм в еще более легированном сплаве ВТ22 практически не увеличивает предел прочности (3%) и довольно слабо повышает предел усталости (14%) по сравнению с обычным термоупрочненным состоянием сплава. Поэтому механические свойства УМЗ сплава ВТ22 детально не рассматривались.

Установлено, что данные статических испытаний на растяжение хорошо коррелируют с результатами усталостных испытаний. Оценка предела выносливости УМЗ сплава ВТ6 на базе 2107 циклов по схеме консольного изгиба показала заметное повышение предела усталости (на ~20%) по сравнению с МЗ состоянием. Известно, что общая работа разрушения состоит из работ зарождения и роста трещины. Уменьшение размера зерен обычно сопровождается снижением работы, затрачиваемой на рост трещины, как за счет менее извилистого пути, так и за счет меньшего объема пластической деформации в вершине трещины. Поскольку, предел усталости УМЗ материала в целом повысился, то очевидно, что увеличение работы зарождения трещины изза общего повышения прочности превосходит снижение работы роста трещины.

При этом следует отметить, что измельчение микроструктуры сплава ВТ6 до УМЗ состояния почти не изменяет малоцикловую усталость сплава по сравнению с МЗ.

Обнаружено, что дополнительное твердорастворное упрочнение и дисперсионное твердение, возникающие при модифицировании поверхности образцов УМЗ сплава ионами азота, повышает прочность приповерхностного слоя, что приводит к росту прочности и сопротивления усталости (табл. 2).

Повышение прочности УМЗ сплава ВТ6 на 30% (и на 50% по сравнению с термоупрочненным МЗ состоянием) обеспечивается холодной прокаткой (табл. 3).

При этом пластичность сплава ВТ6 практически не меняется.

Гидроэкструдированный сплав также показывает заметное повышение механических свойств по сравнению с УМЗ и МЗ состояниями сплава. Как прочность, так и пластичность сплава, подвергнутого экструзии, заметно выше, чем в случае УМЗ и МЗ сплавов. Кроме того экструдированный сплав не склонен к ранней локализации пластической деформации, свойственной остальным высокопрочным состояниям сплава.

Таблица 3 - Механические свойства при комнатной температуре сплава ВТ после различных деформационных обработок Результаты ударных испытаний образцов сплава ВТ6 с разным типом микроструктуры приведены в таблице 4. Значения ударной вязкости, полученные на образцах с различными видами концентраторов (U-образный (KCU), V-образный (KCV) и с введенной усталостной трещиной (KCT)) ожидаемо показали, что увеличение остроты надреза снижают величину ударной вязкости. Однако, если в МЗ состоянии при переходе от закругленного U – образного надреза к очень острому KCT концентратору (радиус вершины усталостной трещины сравним с межатомным расстоянием) ударная вязкость уменьшается менее чем в 2 раза, то в УМЗ сплаве подобное изменение остроты надреза снижает ударную вязкость более чем в 4,5 раза. Величины К1С (30,5 МПам) и СРТУ УМЗ сплава следуют общей тенденции снижения с увеличением прочности, при этом трещиностойкость материала соответствует обычным высокопрочным состояниям сплава.

Наиболее очевидный способ увеличить область пластической деформации в вершине трещины и тем самым повысить работу, затрачиваемую на продвижение трещины, связан с отжигом материала, снимающим внутренние напряжения, не приводя к росту зерен. Установлено, что отжиг УМЗ сплава ВТ6 при температуре 620/650°С в течение 1 часа увеличивает КСТ в 2 раза.

Таблица 4 - Вязкость разрушения и ударная вязкость сплава ВТ Структура

KCU KCV KCT

МЗ (10 мкм) термоупрочненный Другой известный подход к повышению пластичности и трещиностойкости УМЗ материала заключается в получении бимодальной микроструктуры с относительно крупными рекристаллизованными зернами в наноструктурной матрице. Обнаружено, что в случае сплава ВТ6 подобная бимодальная микроструктура может быть получена ВИД, если в качестве исходного используется глобулярно-пластинчатое состояние. В процессе деформации пластинчатая составляющая измельчается, образуя УМЗ структуру, тогда как глобулярные частицы первичной альфа фазы претерпевают довольно слабые изменения. После ВИД при 550°С в альфа зернах наблюдаются субграницы и дислокационные скопления, тогда как ВУГ почти не образуются. Размер и объемная доля УМЗ зерен после ВИД при 550°С составляет 300нм и 40%, соответственно. Было показано, что бимодальная структура обладает заметно большей пластичностью при сохранении уровня прочности, типичного для однородной УМЗ структуры. Кроме того, деформационная кривая образца с бимодальной структурой имеет стадию деформационного упрочнения, а на поверхности разорванного образца выявляется деформационный рельеф, со следами множественного скольжения в крупных -частицах. Таким образом, -глобули повышают способность материала к деформационному упрочнению, смещая момент потери пластичности к большим степеням деформации, а УМЗ (+)-составляющая обеспечивает высокий уровень прочности.

Было установлено, что вязкость разрушения и ударная вязкость сплава с бимодальной микроструктурой также существенно выше, чем в сплаве с однородной УМЗ структурой (табл. 4), однако ниже чем в МЗ состоянии. Причем разница в значениях ударной вязкости между бимодальным и МЗ состоянием также увеличивается с повышением остроты трещины.

Использование УМЗ сплава ВТ6 в качестве материала для изготовления лопаток газотурбинного двигателя требует высоких значений прочности и выносливости не только при комнатной, но и при повышенных температурах.

Проведенные исследования показали, что повышение температуры приводит к более интенсивному снижению прочностных свойств в УМЗ сплаве, чем в МЗ.

Примерно одинаковые по величине показатели прочности в ходе кратковременных испытаний оба состояния сплава имеют при температуре 400°С;

выше этой температуры в УМЗ сплаве наблюдается резкий рост относительного удлинения, что указывает на приближение к области температур сверхпластической (СП) деформации. В результате ИИ повышенная прочность УМЗ сплава сохраняется до более высоких температур (500°С). Ионная имплантация также задерживает рост пластичности с температурой.

По результатам длительных высокотемпературных испытаний установлено, что жаропрочность сплава ВТ6 в УМЗ состоянии при 250°С несколько ниже, чем в МЗ (значение 0, 2 / 100 соответственно равно 830 и 860 МПа). При повышении температуры деформации до 350°С разница в значениях 0, 2 / 100 увеличивается до 50% (250 и 655 МПа, соответственно для УМЗ и МЗ состояния). В то же время испытания на длительную прочность при температуре 300°С за время 100 часов показали, что длительная прочность УМЗ образцов при этой температуре, равная 865 МПа, оказалась выше, чем в MЗ - 710 МПа. Таким образом, верхняя граница эксплуатационных температур, до которой в сплаве ВТ6 реализуется преимущество УМЗ состояния, составляет примерно 300°С с возможностью кратковременных нагревов до 400°С.

Исследование технологических свойств показало, что существенно более низкая, по сравнению с обычной, температура СП деформации УМЗ сплава ВТ дает преимущества перед серийными технологиями СП штамповки и формовки.

Сплав с размером зерен 150 нм при скорости 210-4с-1 и температуре 550°С демонстрирует удлинение 1000% и коэффициент скоростной чувствительности m=0,47. Экспериментальное моделирование процесса СП формовки позволило сформировать заготовки типа полусферы из УМЗ сплава ВТ6 при критически низких температурах деформации. Наилучшим сочетанием температуры и скорости деформации, обеспечивающим минимальную разнотолщинность полусферы, является формовка при 600°С и начальной скорости деформации 210-4 с-1.

Рисунок 19 - Последовательность операций при изготовлении лопатки ГТД: (а) – мерные заготовки исходного прутка, (б) – УМЗ состояние, полученное всесторонней изотермической деформацией, (в) – кузнечная протяжка, (г) – электровысадка, (д) – штамповка, (е) – готовая лопатка.

Из УМЗ сплава ВТ6 была изготовлена опытная партия лопаток ГТД штамповкой при 700°С, что на 200°С ниже температуры штамповки в серийной технологии.

Последовательность операций при изготовлении лопатки ГТД показана на рис. 19.

Оценка механических свойств выявила более высокую прочность, усталость и длительную прочность при 300°С и меньшую ударную вязкость УМЗ лопатки по сравнению с лопатками, изготовленными по серийной технологии. При этом свойства лопатки, изготовленной из УМЗ сплава, удовлетворяют требованиям соответствующего отраслевого стандарта, что позволяет рекомендовать данный материал к использованию для производства лопаток ГТД.

Таким образом, прочность, твердость и многоцикловая усталость титановых сплавов в УМЗ состоянии повышается по сравнению с МЗ, однако, тем меньше, чем выше легированность сплавов и соответствующие вклады твердорастворного и дисперсионного упрочнения. В сплаве ВТ6 при формировании УМЗ структуры снижается равномерное удлинение, ударная вязкость и трещиностойкость при комнатной температуре, кратковременная и длительная прочность при температурах выше 300°С по сравнению с термоупрочненным МЗ состоянием.

Дополнительное увеличение характеристик статической и усталостной прочности УМЗ титановых сплавов обеспечивается холодной деформацией или ионной имплантацией, а пластичность, вязкость и трещиностойкость сплава ВТ6 могут быть повышены при формировании структуры бимодального типа, состоящей из микронного размера частиц -фазы в УМЗ смеси - и -частиц. Уменьшение размера зерен до 150 нм в сплаве ВТ6 позволяет наблюдать эффект сверхпластичности при критически низкой температуре 550°С с показателями, характерными для обычной высокотемпературной сверхпластичности. Это может быть использовано для изготовления изделий сложного профиля в режиме низкотемпературной сверхпластичности.

Основные выводы:

На основании исследования зависимости размеров зерен (D) от напряжения течения s D-N и эволюции микроструктуры титана в -области выявлены три участка с различными значениями экспоненты N, на которых формирование микроструктуры контролируется разными механизмами. При N равной 0,83 на участке низких s (T>0,5Tпл. - горячая деформация) основной механизм прерывистая динамическая рекристаллизация; при N = 0,38 на участке умеренных s (T0,35-0,5Tпл. - теплая деформация) - двойникование, фрагментация и непрерывная