ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ, 2004, том 98, № 6, с. 82-89
_ СТРУКТУРА, ФАЗОВЫЕ ^^^^^^^^^^
ПРЕВРАЩЕНИЯ И ДИФФУЗИЯ
УДК.669.295:539.379:539.25'26
СТРУКТУРА И СВОЙСТВА МЕТАСТАБИЛЬНОГО Р-СПЛАВА, СОСТАРЕННОГО ПОСЛЕ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ
© 2004 г. А. В. Литвинов*, А. Г. Илларионов**, Г. М. Русаков*, В. С. Литвинов**
*Институт физики металлов УрО РАН, 620219 Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18 **Уральский государственный технический университет, 620002 Екатеринбург, ул. Мира, 19 Поступила в редакцию 01.06.2004 г.
Электронно-микроскопическим и рентгеноструктурным методами исследованы фазовые и структурные превращения в многокомпонентном (5.05 масс.%Мо - 4.95У - 3.00Сг - 3.05А1) метастабиль-ном Р-сплаве титана при старении после пластической деформации. Сплав деформировался двойни-
кованием по системе {332} (113), и уже на начальных стадиях в его структуре образуется двойнико-ванный каркас, деформирующийся при дальнейшем нагружении вторичным двойникованием, что и обусловливает высокую пластичность сплава. При отжиге в а-фазу превращаются деформационные двойники - "пластичный" двойниковый каркас заменяется "жестким" каркасом из пластин а-фазы. Старение повышает предел текучести сплава, но резко уменьшает его пластичность.
Старение - стандартный способ упрочнения псевдо Р-(а + в) - сплавов титана. Этим термином часто обозначается не только выделение частиц а-фазы в в-матрице, приводящее к дисперсионному твердению, но и распад, в результате которого в сплаве стабильные а- и в-фазы присутствуют в сравнимых количествах, а размер кристаллов а-фазы (пластин или глобулей) - величина того же порядка, что и у окружающих их микрообъемов а-фазы. Особенностью упрочнения таких сплавов, отличающей их от сталей и многих сплавов цветных металлов, является то, что упрочняющая фаза (а) имеет меньшую прочность, чем основа (в) [1].
Такая обработка после закалки и, особенно, после пластической деформации использовалась с целью повышения прочностных свойств мета-стабильных в-сплавов титана с переходными металлами, деформирующихся двойникованием по
системе {332} (113) [2-6]. Как известно [1, 7-10], такой механизм деформации обусловливает высокую пластичность и большой коэффициент упрочнения, но предел текучести этих сплавов низок, что объясняется [11, 12] малой величиной вектора Бюргерса двойникующих дислокаций -а/22<113).
Деформационные двойники в этих сплавах легко пересекаются, и на первых стадиях деформации возникает каркас двойников двух-трех систем двойникования [12-15]. Поведение сплавов при дальнейшем нагружении определяется свойствами этого, "пластичного", каркаса: он легко деформируется вторичным двойникованием [2, 9,
12, 15]. Пластическая деформация ограниченных двойниками микрообъемов основы (аккомодация последних) происходит скольжением. Следует отметить, что решеточные дислокации испускаются границами двойников [16, 17]. Сами же границы для дислокаций являются эффективными барьерами [14].
Естественно предположить, что изменение свойств сплавов в результате старения связано с изменением свойств каркаса. Целью настоящей работы было исследование влияния старения на структуру и свойства многокомпонентного (5.05 мас.%Мо-4.95У-3.00Сг-3.05А1) псевдо в-спла-ва титана. Этот сплав близок по составу к промышленному сплаву ВТ16 (5Мо-5У-2.5А1), но содержит, кроме "стандартных" стабилизаторов (Мо и У), 3%Сг, что привело к повышению условного коэффициента стабилизации до 1.33. У сплава ВТ16, относящегося к а + в-сплавам переходного класса, К = 0.8. Химический состав сплава соответствует концентрационному интервалу предпе-реходного состояния в-фазы. После закалки из в - области он, в отличие от большинства метаста-бильных в-сплавов, однофазный. Основной (единственный на начальной стадии) механизм деформации - двойникование по системе {332} (113); го-фаза не образуется ни при охлаждении, ни при деформации [18].
Горячекатаные прутки закаливали от 950°С (выдержка 40 мин) в ледяную воду. Образцы высотой 10 мм деформировали при помощи ковочного молота (е = 6 и 13%). Закаленные и деформированные образцы были состарены в соляной
ванне при 500°С (оптимальной для сплавов переходного класса) в течение 1, 4, 15 и 60 мин. Прутки деформировали также прокаткой (е = 6 и 17%). Старение таких образцов проводили при 450, 500 и 550°С, выдержка варьировалась от 1 мин до 16 ч. Микротвердость измерялась с использованием оптического микроскопа "КеорИо1-2". Твердость образцов по Роквеллу измерялась на установке "Точприбор" с использованием алмазного инден-тора. Механические испытания на растяжение проводились на пятикратных образцах (диаметр 5 мм) при комнатной температуре и скорости деформации 1мм/мин на универсальной испытательной машине 1251"Инстрон". Ударную вязкость образцов определяли с использованием механического копра МК-30. Электронно-микроскопическое исследование проводили на электронном микроскопе ШМ-200С при ускоряющем напряжении 160 кВ. Использовалась стандартная методика приготовления фольг в метаноловом электролите.
При индицировании микроэлектронограмм деформационных двойников использовали матрицы ориентационного соотношения, вычисленные по формуле
А =
1
й2 + к2 + I2
х
й2- (к 2 + \2) 2Нк 2 Н1
2 Нк к2- (й2 + \2) 2к1
2Н1 2 к1 I1 - (й2 + к2)
При индицировании микроэлектронограмм сплавов в двухфазном состоянии использовались матрицы для выбранного ориентационного соотношения: (110)р || (001)а, [111]р || [100]а:
А (Р)^(а) =
А [Р]^[а] =
0.519 0.519 0.519 -0.578 -0.578 0.376 1.009 -1.009 0
0.380 0.380 1.166 -0.524 -0.524 1.048 0.495 -0.495 0
Рентгеноструктурное исследование проводили на дифрактометре ДРОН-3 в кобальтовом и железном Аа-излучении с применением монохрома-тора и щелей Соллера на полированных и травленых металлографических шлифах. Для проведения фазового анализа вели запись в интервале углов б = 20...60°. Период кристаллической решетки Р-твердого раствора был определен методом аппроксимации по линиям (110)р и (211)р.
РЕЗУЛЬТАТЫ ЭКСПЕРИМЕНТА И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Распад закаленных Р-сплавов переходного класса к настоящему времени всесторонне изучен [1, 20, 21]. Структурные и фазовые превращения при отжиге исследуемого сплава после закалки полностью соответствуют наблюдавшимся ранее: а-фаза выделяется в виде пластин нескольких ориентировок. Толщина ее кристаллов с увеличением времени выдержки изменяется слабо, в окружающей их Р-основе появляются дисперсные выделения а-фазы, с течением времени растущие и коагулирующие.
В деформированных образцах распад Р-фа-зы двойников начинается практически сразу (рис. 1а, б). Анализ микроэлектронограмм сплава (рис. 1в-д) свидетельствует о том, что распад Р-фазы матрицы, в отличие от Р-фазы двойника, при столь кратковременной выдержке не происходит. В первичном двойнике а-фаза выделяется как по его границам, так и во вторичном двойнике. Кроме указанных на схемах рефлексов Р- и а-фаз, на микроэлектронограммах есть еще рефлексы - результат двойной дифракции (система, созданная рядами рефлексов {110} р и {002} р, проходящими через нулевой рефлекс).
Оценка ширины проекции границы первичного двойника на плоскость фольги свидетельствует о выделении а-фазы именно на границе, а не в приграничной зоне. Следует отметить, что в а-фазу превратились и мелкие двойники, идущие от границы первичного двойника (рис. 16).
Увеличение выдержки до 4 мин приводит к выделению а-фазы в виде колоний пластин в деформационных двойниках (рис. 2). В матрице можно предполагать предшествующее распаду расслоение, о чем свидетельствует появление твидового контраста, но на ее микроэлектронограммах рефлексов а-фазы нет. Морфология а-фазы в двойниках свидетельствует, что ее пластины образуются по границам вторичных двойников: угол между плоскостями габитуса а-фазы ({443}, {433}) и плоскостью двойникования {332} мал. Следует отметить, что границы пластин а-фазы часто искривлены, и пластины одной колонии далеко не всегда параллельны друг другу. Такая морфология а-фазы, по-видимому, наследуется от вторичных двойников, границы которых в исследуемом сплаве так же искривлены [18].
Морфология колоний кристаллов а-фазы в двойниках, состаренных деформированных мета-стабильных сплавов привела авторов работ [3, 5] к выводу о том, что в деформированных сплавах, в отличие от закаленных, идет прерывистый распад Р-твердого раствора. Полученные нами результаты свидетельствуют, что пакет кристаллов а-фазы не является колонией прерывистого рас-
х
84
ЛИТВИНОВ и др.
Рис. 1. Темнопольные изображения структуры сплава, состаренного (500°С, 1 мин) после деформации ковкой (е = 6%) в рефлексах (001 )а (а) и (143)в (б), х 60000; микроэлектронограммы основы (в) и двойника (г); их схемы (д, е).
пада, и его морфология обусловлена зарождением а-фазы на границах вторичных двойников.
Отличающаяся от рассмотренных выше структура двойника представлена на рис. 3. Тем-нопольное изображение позволяет считать, что в двойнике частично прошел распад в-фазы с выделением дисперсных частиц а-фазы: рефлексы
осей зон [ 111 ]в и [ 111 ]а практически сливаются, и в нашем случае "высвечивается" в основном а-фаза. Представляется маловероятным, что поперечные комплексы дисперсных частиц образовались во вторичных двойниках. Во-первых, отсутствуют их рефлексы, а частицы а-фазы окруже-
ны в-твердым раствором. Во-вторых, подобная ориентация вторичных двойников (по нормали к границе первичного двойника), если предположить, что распад начинается по их границам, в в-метастабильных сплавах титана никогда не наблюдалась. Субструктура деформационного двойника, скорее всего, является следствием расслоения в-фазы, более дефектной, чем в-фаза матрицы, и образованием частиц а-фазы в обедненных алюминием зонах ("полосах"). Дисперсные выделения появляются также на дислокациях бахромы (рис. 36). Как отмечалось выше, такая бахрома - обычный элемент структуры
Рис. 2. Темнопольные в рефлексе (010)а изображения структуры сплава, состаренного (500°С, 4 мин) после деформации ковкой (е = 6%), х 25 000.
сплавов, деформирующихся двойникованием по
системе {332} (113) [16, 17]. О
Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.