ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ, 2015, том 116, № 3, с. 282-288
СТРУКТУРА, ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ДИФФУЗИЯ
УДК 669.29571 '292:539.374
СТРУКТУРНЫЕ И ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В ЗАКАЛЕННОМ ДВУХФАЗНОМ ТИТАНОВОМ СПЛАВЕ ПРИ ХОЛОДНОЙ ДЕФОРМАЦИИ И ПОСЛЕДУЮЩЕМ НАГРЕВЕ © 2015 г. А. Г. Илларионов, С. Л. Демаков, С. И. Степанов, С. М. Илларионова
Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина,
620002 Екатеринбург, ул. Мира, 19
e-mail: illarionovag@mail.ru Поступила в редакцию 03.06.2014 г.; в окончательном варианте — 29.08.2014 г.
Методами рентгеноструктурного фазового анализа, электронной просвечивающей и растровой микроскопии и дифференциальной сканирующей калориметрии установлены закономерности формирования структуры и фазового состава при холодной прокатке пруткового полуфабриката из сплава ВТ16, закаленного на a''-мартенсит (Тз = Тпп — 10°С). Установлено, что с увеличением вытяжки в исследованном интервале происходит более полный деформационно-индуцированный переход по схеме a'' ^ (a' + Ра) с образованием Ра-твердого раствора с аномально большим периодом решетки вследствие протекания аккомодационных процессов из-за разницы удельных объемов исходного (a'') и образующегося (a') мартенситов. Установлена корреляция фазового состава с мик-родюрометрическими и упругими характеристиками. Определены температурные интервалы протекания процессов распада при непрерывном нагреве в закаленном и холоднокатаном состоянии.
Ключевые слова: титановый сплав ВТ16, структура, фазовый состав, деформационно-индуцирован-ное превращение, период решетки бета-фазы, холодная прокатка.
DOI: 10.7868/S0015323015030067
ВВЕДЕНИЕ
Процесс холодной деформации широко используется в технологии получения изделий из двухфазного (а + Р)-титанового сплава мартен-ситного класса ВТ16, в частности крепежа [1]. Изучению влияния холодной деформации на формирование структуры и фазового состава сплава ВТ16 и его аналогов посвящено достаточно много работ [2—5]. При этом в одной группе работ исследуется деформация сплава ВТ16, закаленного на мета-стабильную Р-фазу [2, 3], другая часть направлена на изучение процессов, происходящих при деформации сплава, закаленного из Р-области на а''-мартенсит [4].
Известно [6—8], что при деформации а''-мар-тенсита возможен деформационно-индуциро-ванный а'' ^ а'-переход со сменой типа решетки с орторомбической на гексагональную, и полнота реализации превращения зависит от вида и степени деформации. В ряде работ отмечено, что при этом возможно образование фаз с большим удельным объемом [8, 9], но детально это явление не обсуждалось. Кроме того в литературе [10, 11] имеется и альтернативная точка зрения, в которой опровергается возможность реализации а'' ^ а'-превращения при деформации, и наблюдаемые эффекты объ-
ясняются формированием предпочтительной ориентировки а''-мартенсита, исходя из анализа рентгенографических данных различных сечений образцов, снятых под разными углами сьемки.
В большинстве работ по ВТ16 исследуются степени холодной деформации превышающие 10% [3, 4, 7]. Кроме того в литературе практически не рассмотрено влияние степени холодной деформации а''-мартенсита на процессы распада в ВТ16 при последующем непрерывном нагреве.
В данной работе рассмотрено влияние деформации прокаткой при комнатной температуре с вытяжкой 9—45% прутков из сплава ВТ16, закаленного от Тз = Тпп — 10°С (850°С) на а''-мартен-сит, на протекание структурных и фазовых превращений, и изучены процессы распада метаста-бильных фаз, полученных при закалке и в ходе последующей холодной пластической деформации, при непрерывном нагреве.
МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЙ
В качестве объекта исследования использовали горячекатаные прутки, из сплава ВТ16 диаметром 12 мм, полученные по серийной технологии
Рис. 1. Cхема формоизменения сечения прутка при холодной прокатке.
на ОАО "Корпорация БCМПО-AБИCМA", следующего химического состава (в мас. %) — Ti — 2.9% Al - 4.8% Mo - 5.1% V - 0.12% O - 0.07% Fe. Температура полиморфного превращения (Тпп) сплава, определенная методом пробных закалок составила 860oC.
Термообработка образцов включала закалку в воде с температуры нагрева 850oC (Тпп - ^C), при которой сплав выдерживали в течение 1 ч. Выбранная температура закалки позволяет в соответствии с подходом, разработанным в работе [12], получить в структуре минимально необходимое количество первичной a-фазы, предотвращающей активный рост ß-зерна. Холодную деформацию закаленного сплава осуществляли при комнатной температуре на прокатном стане ДУО по схеме круг-овал с кантовкой образца. Относительная вытяжка "е" при прокатке, рассчитанная по формуле: е = (Fo - F)/Fo x 100% (где Fo - площадь поперечного сечения образца перед прокаткой; F - после прокатки), составляла 9, 16, 31, 45%. Cхема формоизменения поперечного сечения на каждом проходе при прокатке прутка и получаемая вытяжка представлены на рис. 1.
Исследование проведено методами: растровой и просвечивающей электронной микроскопии на приборах Philips 535 и "JEM-200 CX" соответственно; микрорентгеноспектрального анализа (МРCA) с помощью приставки Oxford Inca к растровому электронному микроскопу JEOL JSM6490LV; рент-геноструктурного фазового анализа (РCФA) на ди-фрактометре Bruker D8 Advance в медном Ka-излучении; микродюрометрии с помощью приставки к микроскопу "Neophot-21" при нагрузке 100 г; дифференциальной сканирующей калориметрии ^C^ на приборе синхронного термического анализа STA 449 C Jupiter при непрерывном нагреве от комнатной температуры до 900oC со скоростью 20°C/мин в защитной атмосфере аргона.
РЕЗУЛЬТАТЫ ИCCЛЕДОВAHИЙ И ИХ ОБОУЖДЕНИЕ
Огруктура сплава после закалки от 850oC представлена частицами первичной a-фазы размером
до 3 мкм, имеющими практически равноосную форму, и а''-мартенситом (рис. 2). На дифракто-грамме закаленного сплава присутствуют слабые линии первичной а-фазы и линии а''-мартенсита (рис. 3а), имеющего следующие периоды: а = = 0.2990 нм, Ь = 0.4954 нм, с = 0.4651 нм.
Проведение холодной деформации прокаткой приводит к изменению положения и интенсивности мартенситных линий на дифрактограммах по сравнению с закаленным состоянием (рис. 3 — съемка проводилась с поперечного сечения прутков). На дифрактограмме, снятой с образца после прокатки с 9% вытяжкой (рис. 3б) наблюдается повышение интенсивности линий (020)а.. и (021)а.., при соответствующем ослаблении интенсивности линий (111)а. . и (200)а., также более интенсивной становится линия (002)а... Кроме изменения относительной интенсивности линий наблюдается также изменение их положения. Линии (110)а— (020)а.. и (111)а—(021)а.. начинают сближаться (линии (020)а.. и (021)а. . смещаются в сторону меньших углов, а линии (110)а. . и (111)а- — в сторону больших углов) (рис. 3б). Подобные изменения на ди-фрактограммах можно объяснить развитием де-формационно-индуцированного а * ^ а'-превращения, наблюдавшегося ранее в [8].
Рис. 2. Микроструктура сплава после закалки.
(б) (в)
.е = 0%
.е = 9% е = 16%
. е = 31%
е = 45%
33
40
50 29, град
св
р
а
33
0.302 0.300 0.298 0.296 0.294 0.292 0.290 0.288 0.286 0.284 0.282
(а)
0 10 20 30 40 50 Относительная вытяжка, %
(б)
Рис. 3. Участки дифрактограмм закаленного (а) и деформированных (б—д) образцов.
В ходе прокатки с 9% вытяжкой происходит изменение поперечного сечения исходной формы прутка из круга в овал (см. рис. 1). В этом случае в вертикальном направлении (НН) происходит сжатие образца по типу осадки. В направлении прокатки (НП) и перпендикулярном ему направлении (ПН) происходит растяжение образца, сопровождающееся его удлинением в этих направлениях.
По литературным данным [3], при таких условиях формоизменения деформация а''-мартенси-та наиболее легко осуществляется, если период решетки "а"а ориентирован вдоль направления сжатия, а период "Ь"а- — вдоль направления удлинения образца в ходе деформации. В нашем случае съемка дифрактограмм, как отмечено выше, велась с поперечных шлифов, т.е. нормаль плоскости съемки совпадала с направлением удлинения образца. Очевидно поэтому, в соответствии с [3], линии (020)а», (021)а- усиливаются, линия (200)а- — ослабляется.
Сравнение дифрактограмм образцов после закалки и после 16 % вытяжки (рис. 3а, 3в) показало, что указанные выше пары мартенситных линий (110)а'—(020)а', (111)а''-(021)а'', фиксируемых
при закалке, еще в большей степени трансформируются в линии (100)а' и (101)а' соответственно, характерные для а'-мартенсита. Происходит так же смещение линии (022) а''-мартенсита в сторону меньших углов до положения соответствующей линии (102) а'-мартенсита. То же самое можно сказать о трансформации линии (200)а в (110)а. Интенсивность линии (002) а''-мартенсита уменьшается практически до нуля, что вполне логично при реализации деформационно-индуцированно-го а'' ^ а'-превращения. Линия (002) а''-мартен-
0.466
„ 0.460
и
§ 0.458 и
& 0.456 0.454
0 10 20 30 40 50 Относительная вытяжка, %
Рис. 4. Изменение параметров решеток мартенситных а''(а')-фаз от величины вытяжки при холодной прокатке закаленного сплава ВТ16.
сита должна переходить в соответствующую линию (002) а'-мартенсита, имеющую близкие межплоскостные расстояния [13]. Но в титановых сплавах при холодной деформации прокаткой фаз с ГПУ-решеткой, которую имеет и а'-мартен-сит, обычно формируется текстура поперечной призмы [14], и плоскость базиса (002) при съемке с поперечного шлифа в нашем случае находится в неотражающем положении и соответственно должна иметь интенсивность близкую к нулю, что мы и фиксируем. Следует подчеркнуть, что при реализации вытяжки на 16% была произведена кантовка прутка на 90° (см. рис. 1), соответственно изменено направление сжатия на 90° и в этом случае прокатка проходила с минимальной раздачей.
Наблюдаемые изменения положения линий на дифрактограмме у образца после 16% вытяжки по сравнению с закаленным состоянием свидетельствуют о развитии деформационно-индуциро-ванного а'' ^ а'-превращения. В результате этого значения параметра "Ь/^3" и периода "а" а''-мар-тенсита становятся более близкими, период "с" имеет т
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.