Эволюция структурно-фазового состояния титанового сплава системы Ti-Al-V-Mo в процессе формирования ультрамелкозернистой структуры с использованием обратимого легирования водородом | Изв. вузов. Физика. 2019. № 8. DOI: 10.17223/00213411/62/8/21

Эволюция структурно-фазового состояния титанового сплава системы Ti-Al-V-Mo в процессе формирования ультрамелкозернистой структуры с использованием обратимого легирования водородом

Методами электронно-микроскопического и рентгеноструктурного анализов исследованы особенности эволюции структурно-фазового состояния сплава системы Ti-Al-V-Мо в процессе формирования ультрамелкозернистой структуры методом, сочетающим горячую пластическую деформацию и обратимое легирование водородом. Показано, что присутствие в твердом растворе 0.15 мас. % водорода позволяет снизить более чем в 2 раза величину пластической деформации, необходимую для получения в сплаве ультрамелкозернистого состояния. Установлено, что в процессе деформации и последующей дегазации водорода из сплава имеют место такие процессы, как фазовые превращения α¢¢→β→α, β→α¢¢ и перераспределение легирующих элементов, способствующие образованию тонкопластинчатой морфологии в зернах и сохранению высокого уровня прочностных свойств ультрамелкозернистой структуры.

Evolution of structural and phase state of the Ti-Al-V-Mo system titanium alloy in the process of the ultrafine-grained .pdf Введение Двухфазные титановые сплавы (+-типа) составляют около 90 % используемых в настоящее время в промышленности сплавов титана. Механические свойства этих сплавов существенно зависят от микроструктуры и фазового состава. Эффективным способом повышения механических свойств титановых сплавов является создание в них ультрамелкозернистого (УМЗ) состояния методами интенсивной пластической деформации (ИПД) [1-3]. К настоящему времени установлено, что в сплавах, в том числе и титановых, при формировании УМЗ-состояния методами ИПД могут иметь место такие процессы, как образование пересыщенных твердых растворов и фазовые превращения при температурах, не соответствующих равновесным [4-8]. Это можно использовать для получения УМЗ-состояния, содержащего два и/или несколько структурных элементов (или фаз) разной дисперсности, с целью обеспечения сочетания требуемых свойств сплава [6, 9]. С этой же целью можно использовать предварительное, перед ИПД, наводороживание титановых сплавов. Известно, что присутствие водорода существенно влияет на структурно-фазовые превращения в титановых сплавах в процессе деформации, что используется при термоводородной обработке титановых сплавов с целью изменения их структуры и свойств [10-12]. Однако в процессе эксплуатации присутствие водорода может вызывать охрупчивание и преждевременное разрушение изделий из титановых сплавов [13]. Поэтому заключительной операцией термоводородной обработки титановых сплавов является дегазация сплава путем отжига в вакууме при повышенных температурах, что также может приводить к изменению структуры и фазового состава сплавов. Большинство исследований закономерностей формирования УМЗ-структуры титановых сплавов в процессе ИПД в присутствии водорода ранее проводилось на примере (α+β)-титановых сплавов с небольшой объемной долей β-фазы [10-12]. В то же время образование УМЗ-структуры в присутствии водорода для сплавов с большой объемной долей β-фазы может иметь свои особенности. Целью настоящей работы является исследование формирования УМЗ-структуры в титановом сплаве системы Ti-Al-V-Mo-Н методом прессования со сменой оси деформации и последующей дегазацией водорода. Материал и методы исследования В качестве материала для исследования использовали (α+β)-титановый сплав системы Ti-Al- V-Mo-H с содержанием основных легирующих элементов 3.1 Al - 4.5 V - 4.9 Мо мас. %. В исходном состоянии сплав является крупнозернистым и содержит 0.002 мас. % водорода (далее - сплав ВТ16). Наводороживание сплава примерно до 0.15 мас. % (далее - сплав ВТ16-0.15Н) было проведено путем отжига в среде водорода в высоковакуумной установке типа Сиверста (марка PCIM) при температуре 873 К. Концентрацию водорода в сплавах измеряли с помощью газового анализатора RHEN 602 с точностью 0.0001 %. УМЗ-структура в сплавах ВТ16 и ВТ16-0.15Н была сформирована методом прессования со сменой оси деформации и постепенным понижением температуры в интервале 1023-723 К. Прессование сплавов было проведено за два и пять циклов. Один цикл состоял из трех прессований. Деформация за одно прессование составляла ~ 50 %. Прессование проводили со скоростью ~ 10-3 с-1. Перед прессованием сплав ВТ16 был закален от температуры 1068 К, а сплав ВТ16-0.15Н - от 923 К. Структуру сплава исследовали с помощью оптического (AXIOVERT-200MAT) и просвечивающего электронного (JEM-2100) микроскопов. Размеры структурных элементов сплава в УМЗ-состоянии определяли методом секущей на фотографиях темнопольного изображения микроструктуры. Выборка составляла не менее 180 элементов. Фазовый состав и параметры решеток фаз сплава определяли стандартными методами рентгеноструктурного анализа с помощью дифрактометра Shimadzu XRD-7000 в излучениии СuK. При расшифровке дифрактограмм использовали программу PowderCell. Испытания на растяжение проводили при температуре 293 К в установке ПВ-3012М, с автоматической записью кривой растяжения в координатах нагрузка - время. Начальная скорость растяжения составляла 6.910-3 с-1. Образцы для испытания в виде двойной лопатки с размерами рабочей части 51.50.7 мм вырезали из заготовок электроискровым способом. Поверхность образцов перед испытанием подвергали механической шлифовке и электролитической полировке. Результаты и их обсуждение Исследуемый сплав ВТ16 в состоянии поставки имеет поликристаллическую структуру со средним размером зерен ~ 27 мкм и содержит две фазы: α и β. Содержание β-фазы в сплаве составляет (22±1) об. %. Наводороживание сплава ВТ16 при температуре 873 К до концентраций 0.15 мас. % Н не изменяет средний размер зерен, но увеличивает объемную долю β-фазы до (26±1) об. %. В результате закалки от температуры 923 К в сплаве ВТ16-0.15Н формируется трехфазная (α+α+β) пластинчатая структура с поперечным размером пластин 0.5-1.5 мкм (рис. 1, а). Типичный участок дифрактограммы такой структуры представлен на рис. 1, б. В сплаве ВТ16 аналогичная трехфазная пластинчатая структура формируется лишь после закалки от 1068 К [6]. Рис. 1. Микроструктура (а) и участок дифрактограммы (б) сплава ВТ16-0.15Н, закаленного от температуры 923 К Рентгеноструктурные исследования показали, что в процессе прессования в обоих закаленных сплавах происходит постепенный распад α-фазы по схеме α→β→α. После двух циклов прессования при температурах 1023 и 923 К оба сплава становятся двухфазными и содержат α- и β-фазы (рис. 2, кривые 1 и 3). Объемная доля β-фазы в сплавах ВТ16 и ВТ16-0.15 мас. % Н после двух циклов прессования составляет соответственно 35 и 42 об. %. Увеличение объемной доли β-фазы в сплавах по сравнению с исходным состоянием (~ 22 об. %) приводит к уменьшению содержания легирующих элементов в ее объеме. Об этом свидетельствует увеличение параметров решетки β-фазы в указанных сплавах до 0.3252 и 0.3261 нм соответственно по сравнению с исходным состоянием (0.3245 нм). (Известно, что параметры решетки β-фазы в сплаве ВТ16 увеличиваются с уменьшением концентрации легирующих элементов в ее объеме [14].) После двух циклов прессования величина упругих микроискажений кристаллических решеток α- и β-фаз в сплаве ВТ16 составляет соответственно 1.2•10-3 и 1.9•10-3. В сплаве ВТ16-0.15Н величина микроискажений кристаллических решеток α- и β-фаз несколько выше (1.5•10-3 и 2.2•10-3 соответственно), что, по-видимому, связано с присутствием водорода в твердом растворе. В сплаве ВТ16 в исходном состоянии величина микроискажений кристаллических решеток α- и β-фаз не превышала 10-4. Рис. 2. Участки дифрактограмм сплавов ВТ16 (а) и ВТ16-0.15Н (б): кр. 1 и 3 - состояние после двух циклов прессования; кр. 2 - сплав ВТ16 в состоянии после пяти циклов прессования; кр. 4 - сплав ВТ16-0.15Н в состоянии после дегазации водорода В сплаве ВТ16 после двух циклов прессования при температурах 1023 и 923 К формируется УМЗ-зеренно-субзеренная структура со средним размером элементов (0.45±0.16) мкм. Дальнейшее прессование до пяти циклов с постепенным понижением температуры до 723 К приводит к повышению дисперсности УМЗ-структуры сплава ВТ16, типичное электронно-микроскопическое изображение которой представлено на рис. 3. На светлопольном изображении такой структуры (рис. 3, а) границы зерен и отдельные дислокации не выявляются. О наличии в единице объема структуры большого числа элементов и существенной разориентации между ними свидетельствует значительное количество равномерно расположенных по окружности рефлексов на электроннограмме, снятой с площади 1.5 мкм2 (рис. 3, а). Определенный по темнопольному изображению (рис. 3, б) средний размер элементов УМЗ-зеренно-субзеренной структуры сплава ВТ16 составляет (0.23±0.19) мкм. Рис. 3. Электронно-микроскопическое изображение микроструктуры сплава ВТ16 после пяти циклов прессования: а - светлопольное изображение и картина микродифракции; б - темнопольное изображение в рефлексе [100]α Рентгеноструктурные исследования УМЗ-структуры сплава ВТ16 показали, что в процессе прессования при температурах 873, 823 и 773 К происходит фазовое превращение β→α (рис. 2, кривая 2). Объемная доля β-фазы уменьшается примерно с 35 до 30 %, а параметр ее решет- ки - с 0.3252 до 0.3249 нм. Величины микроискажений кристаллических решеток α- и β-фаз УМЗ-структуры, полученной в результате пяти циклов прессования, увеличиваются до 3.5•10-3 и 3•10-3 соответственно. В сплаве ВТ16-0.15Н в процессе двух циклов прессования при температурах 1023 и 923 К также формируется однородная зеренно-субзеренная УМЗ-структура. Электронно-микроскопичес¬кое изображение УМЗ-структуры сплава ВТ16-0.15Н представлено на рис. 4. На светлопольном изображении УМЗ-структуры сплава ВТ16-0.15Н (рис. 4, а) сложный деформационный контраст и высокие внутренние напряжения не позволяют выявить особенности микроструктуры. В то же время на темнопольном изображении видно, что структура сплава состоит из отдельных элементов (рис. 4, б). Средний размер элементов УМЗ-структуры сплава ВТ16-0.15Н, определенный по темнопольному изображению, составляет (0.26±0.12) мкм, т.е. незначительно отличается от среднего размера элементов структуры сплава ВТ16, полученной после пяти циклов прессования. Следовательно, присутствие водорода в твердом растворе позволяет уменьшить число циклов прессования при формировании в сплаве ВТ16 УМЗ-структуры. Рис. 4. Электронно-микроскопическое изображение микроструктуры сплава ВТ16-0.15Н после двух циклов прессования: а - светлопольное изображение и картина микродифракции; б - темнопольное изображение в рефлексе [100]α Выше отмечалась необходимость дегазации водорода из титановых сплавов из-за его охрупчивающего влияния. Дегазация водорода из образцов сплава ВТ16-0.15Н с УМЗ-структурой в работе была проведена путем отжига при температуре 873 К в течение 30 мин. После такого отжига содержание водорода в образцах снизилось до концентрации, соответствующей техническому регламенту (~ 0.004 мас. %, далее - сплав ВТ16-0.004Н), а УМЗ-структура сохранилась. На рис. 5 представлено электронно-микроскопическое изображение УМЗ-структуры сплава после дегазации водорода. На светлопольном изображении (рис. 5, а) видно, что границы зерен УМЗ-структуры после дегазации становятся более четкими. Средний размер элементов зеренно-субзеренной структуры, определенный по темнопольному изображению (рис. 5, б), после дегазации водорода практически не изменился и составил (0.25±0.16) мкм. В УМЗ-структуре после дегазации имеются два типа зерен: зерна, имеющие пластинчатую морфологию, с поперечным размером пластин 5- 10 нм (рис. 5, а и в), и зерна, свободные от выделений с низкой плотностью дислокаций. При этом доля зерен с пластинчатой структурой составляет ~ 70 %. Рентгеноструктурные исследования показали, что на дифрактограмме УМЗ-структуры сплава ВТ16-0.15Н после дегазации наблюдается существенное снижение интенсивности рефлексов β-фазы (рис. 1, кривая 4), что свидетельствует о развитии в процессе дегазации β→α-превращения. При этом величина микроискажения кристаллической решетки β-фазы изменилась незначительно и составила 2.0•10-3. Параметр решетки β-фазы в результате дегазации водорода уменьшился до 0.3242 нм, что указывает на активное развитие диффузии и перераспределение легирующих элементов в сплаве. Кроме того, на дифрактограмме УМЗ-структуры сплава после дегазации наблюдается существенное уширение некоторых пиков α-фазы. Подробная расшифровка дифрактограммы показала, что в сплаве после дегазации кроме α- и β-фаз присутствует α-фаза. Значения микроискажений кристаллических решеток α- и α-фаз составляют соответственно 1.3•10-3 и 2.8•10-3. Присутствие после дегазации в УМЗ-структуре α- и α-фаз согласуется с наличием на электронно-микроскопическом изображении структуры двух типов зерен. Расшифровка электроннограмм показала, что зерна, не содержащие выделений, являются зернами α-фазы. Это могут быть зерна α-фазы, возникшие при прессовании. Зерна с пластинчатой морфологией содержат α- и β-фазы (рис. 5, в и г). Такие зерна в структуре могут образоваться в процессе дегазации водорода и охлаждения от температуры дегазации в результате β→α-превращения и выделения в зернах β-фазы α-фазы в виде пластинок. Отсюда более напряженное состояние α-фазы, находящейся в зернах с пластинчатой структурой, связано с тем, что α- и β-фазы имеют различающиеся удельные объемы, поэтому их присутствие в одном зерне вызывает дополнительные внутренние напряжения. Рис. 5. Электронно-микроскопическое изображение микроструктуры сплава ВТ16-0.15Н после дегазации водорода: а - светлопольное изображение; б - темнопольное изображение в рефлексе [002]α; в - светлопольное изображение зерна α(α)+β Рис. 6. Кривые растяжения при комнатной температуре сплавов ВТ16 и ВТ16-0.15Н: а - КЗ-состояние; б - УМЗ-состояние На рис. 6 представлены кривые растяжения при комнатной температуре сплавов ВТ16 и ВТ16-0.15Н в крупнозернистом (КЗ) и УМЗ-состояниях. Видно, что в общем случае на кривых течения исследуемых сплавов наблюдаются две стадии: стадия упрочнения и стадия падения напряжения. Наводороживание КЗ-сплава ВТ16 до 0.15 мас. % приводит к уменьшению продолжительности обеих стадий деформации (рис. 6, а). Для сплавов в УМЗ-состоянии характерна короткая по деформации (~ 1 %) стадия деформационного упрочнения (рис. 6, б, кривые 1 и 3). Присутствие 0.15 мас. % водорода в УМЗ-сплаве способствует увеличению продолжительности обеих стадий деформации (рис. 6, б, кривая 2). Однако продолжительность стадии деформационного упрочнения сплава ВТ16-0.15Н в УМЗ-состоянии остается примерно в 2 раза меньше по сравнению с соответствующим значением для КЗ-состояния. Значения прочностных и пластических характеристик при комнатной температуре сплавов ВТ16 и ВТ16-0.15Н в различных структурных состояниях представлены в таблице. Видно, что наводороживание сплава ВТ16 в КЗ-состоянии до 0.15 мас. % практически не влияет на значение предела прочности (В), но снижает предел текучести (02) и общую деформацию до разрушения (). Формирование УМЗ-состояния приводит к повышению прочностных характеристик сплава на 30-40 % по сравнению с КЗ-состоянием, в том числе и в присутствии водорода в твердом растворе. В то же время в присутствии водорода в твердом растворе в сплаве ВТ16-0.15Н в УМЗ-состоянии, как и в КЗ-состоянии, наблюдается снижение прочностных характеристик. Такое уменьшение прочностных характеристик сплава ВТ16 в КЗ- и УМЗ-состояниях может быть связано с разупрочнением β-фазы, обусловленным увеличением ее объемной доли и уменьшением содержания в ней легирующих элементов. Кроме того, снижение значений 02 в сплаве ВТ16-0.15Н в КЗ- и УМЗ-состояниях согласуется с наблюдениями in situ [15], согласно которым присутствие водорода в твердом растворе в Ti, Nb, V, Fe и в сплавах на их основе облегчает зарождение дислокаций и увеличивает их подвижность. Повышение прочностных характеристик УМЗ-сплава после дегазации связано, по-видимому, не только с повышением прочности β-фазы, но и с формированием в большинстве зерен пластинчатой структуры. Известно [16], что сопротивление деформированию пластинчатой структуры титановых сплавов выше по сравнению с глобулярной. Механические свойства титановых сплавов ВТ16 и ВТ16-Н в КЗ- и УМЗ-состояниях при комнатной температуре Материал d, мкм 02± 50, МПа В ± 50, МПа ±1, % КЗ ВТ16-0.002Н 27 905 987 18 КЗ ВТ16-0.15Н 27 874 992 11 УМЗ ВТ16-0.002Н 0,23 1256 1335 8 УМЗ ВТ16-0.15Н 0,26 1131 1234 14 УМЗ ВТ16-0.004Н 0,25 1197 1286 11 Из сопоставления прочностных характеристик УМЗ-сплава ВТ16 в различных структурных состояниях видно, что большие значения 02 и В и меньшее значение  имеет структура, полученная в результате пяти циклов прессования. Это обусловлено, по-видимому, наличием в структуре более высоких внутренних напряжений по сравнению со структурой, полученной с использованием обратимого легирования водородом. Известно [17], что высокие внутренние напряжения в УМЗ-материалах препятствуют движению дислокаций. Следствием этого является не только рост прочностных характеристик УМЗ-структуры, но и уменьшение однородной и общей деформации материала. Отсюда, если учесть, что водород, находясь в твердом растворе, облегчает зарождение дислокаций и увеличивает их подвижность, становится понятным некоторый рост значений δ сплава ВТ16-0.15Н в УМЗ-состоянии по сравнению с соответствующими значениями для УМЗ-сплава ВТ16. Заключение Предварительное наводороживание до концентрации 0.15 мас. % позволяет снизить более чем в 2 раза величину пластической деформации, необходимую для формирования в сплаве ВТ16 методом прессования со сменой оси деформации УМЗ-состояния со средним размером эле- ментов ~ 0.25 мкм. В процессе прессования при температурах 1023 и 923 К в титановом сплаве ВТ16-0.15 мас. % Н, содержащем в исходном состоянии -, - и β-фазы, происходит полное фазовое превращение →β→α и образование двухфазного +β УМЗ-состояния с высоким, до 42 об. %, содержанием обедненной β-фазы. В условиях последующей дегазации водорода при температуре 873 К в УМЗ-структуре наблюдаются такие процессы, как фазовое превращение β→→ и перераспределение легирующих элементов, способствующие образованию в β-зернах тонкопластинчатой (β+)-структуры и сохранению высокого уровня прочностных свойств УМЗ-сплава ВТ16.

Ключевые слова

титановый сплав, водород, ультрамелкозернистая структура, фазовое превращение, titanium alloy, hydrogen, ultrafine-grained structure, phase transformation

Авторы

ФИООрганизацияДополнительноE-mail
Грабовецкая Галина ПетровнаИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНд.ф.-м.н., ведущ. науч. сотр.grabg@ispms.tsc.ru
Забудченко Ольга ВячеславовнаИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНинженерlekalune@mail.ru
Мишин Иван ПетровичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНк.ф.-м.н., науч. сотр.mip@ispms.tsc.ru
Степанова Екатерина НиколаевнаНациональный исследовательский Томский политехнический университетк.т.н., доцентenstepanova@tpu.ru
Раточка Илья ВасильевичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНк.ф.-м.н., ст. науч. сотр.ivr@ispms.tsc.ru
Лыкова Ольга НиколаевнаИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНведущ. технологlon8@yandex.ru
Всего: 6

Ссылки

Valiev R.Z., Estrin Y., Horita Z., et al. // Mater. Res. Lett. - 2017. - V. 4. - No. 1. - P. 1-21.
Yilmazer H., Sen M., Niinomi M., et al. // RSC Advancts. - 2016. - V. 6. - P. 7426-7430.
Свирида А.Э., Курнакова Н.Н., Лукянова А.В. и др. // Изв. вузов. Физика. - 2018. - Т. 61. - № 9. - С. 114-119.
Straumal B.B., Kilmametov A.R., Ivanisenko Yu., et al. // Adv. Eng. Mater. - 2015. - V. 17. - No. 12. - P. 1835-1841.
Ke Hua, Jinshan Li, Hongchao Kou, et al. // J. Alloys Compounds. - 2016. - V. 671. - P. 381-388.
Грабовецкая Г.П., Раточка И.В., Мишин И.П. и др. // Изв. вузов Физика. - 2016. - Т. 59. - № 1. - С. 92-97.
Панин В.Е., Егорушкин В.Е., Панин А.В., Чернявский А.Г. // Физич. мезомех. - 2016. - Т. 19. - № 1. - С. 31-46.
Аккузин С.А., Литовченко И.Ю., Тюменцев А.Н., Чернов В.М. // Изв. вузов. Физика. - 2019. - Т. 62. - № 4. - С. 125-130.
Попова Н.А., Никоненко Е.Л., Сизоненко Н.Р., Конева Н.А. // Изв. вузов. Физика. - 2017. - Т. 60. - № 4. - С. 53-60.
Kou H.C., Zhang H.L., Chu Y.D., et al. // Acta Metall. Sin. - 2015. - V. 28. - No. 4. - P. 505-513.
Ильин А.А., Колачев Б.А., Носов В.К. Водородная технология титановых сплавов. - М.: МИСИС, 2002. - 392 с.
Yanxu Zong and Kunyao Wu // Mater. Sci. Eng. A. - 2017. - V. 703. - P. 430-437.
Мишин И.П., Грабовецкая Г.П., Забудченко О.Н., Степанова Е.Н. // Изв. вузов. Физика. - 2014. - Т. 57. - № 4. - С. 3-7.
Мальцев М.В., Кашников Н.И. // ФММ. - 1978. - Т. 45. - № 2. - С. 426-428.
Robertson J.V. // Eng. Fracture Mech. - 2001. - V. 68. - P. 671-692.
Коллингз Е.В. Физическое металловедение титановых сплавов. - М.: Металлургия, 1988. - 223 с.
Panin V.E. and Egorushkin V.E. // Phys. Mesomech. - 2009. - V. 12. - No. 5-6. - P. 204-220.
 Эволюция структурно-фазового состояния титанового сплава системы Ti-Al-V-Mo в процессе формирования ультрамелкозернистой структуры с использованием обратимого легирования водородом | Изв. вузов. Физика. 2019. № 8. DOI: 10.17223/00213411/62/8/21

Эволюция структурно-фазового состояния титанового сплава системы Ti-Al-V-Mo в процессе формирования ультрамелкозернистой структуры с использованием обратимого легирования водородом | Изв. вузов. Физика. 2019. № 8. DOI: 10.17223/00213411/62/8/21