Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1. Литературный обзор 13
1.1 Структурная сверхпластичность двухфазных титановых сплавов. 13
1.2 Низкотемпературная сверхпластичность двухфазных титановых сплавов 23
1.3 Механизмы сверхпластического течения двухфазных титановых сплавов
1.4 Ползучесть ультрамелкозернистых двухфазных титановых сплавов 35
1.5 Укрупнение частиц фаз в двухфазных титановых сплавах в статических и динамических условиях 41
1.6 Методы получения, структура и механические свойства УМЗ двухфазных титановых сплавов. 46
1.7 Низкотемпературная сверхпластическая формовка и штамповка двухфазных титановых сплавов. 63
1.8 Постановка задачи 68
Глава 2. Материал и методы исследования 71
2.1 Материал исследования и методика его деформационно-термической обработки 71
2.2 Методика проведения механических испытаний 73
2.3 Методика подготовки образцов для металлографических исследований 75
2.4 Методика расчета размера зерна 76
2.5 Оценка плотности дислокаций 76
2.6 Определение объемной доли фаз 77
2.7 Методика определения кристаллографической текстуры 77
2.8 Методика испытаний на затекание металла в прорезь в штампе 78
2.9 Методика сверхпластической формовки 79
2.10 Методика компьютерного моделирования сверхпластической формовки 81
2.11 Методика компьютерного моделирования процесса затекания металла в прорезь в штампе 82
Глава 3. Исследование эволюции микроструктуры и механического поведения ультрамелкозернистого сплава вт6 при низкотемпературной сверхпластической деформации . 85
3.1 Получение исходной УМЗ структуры в сплаве ВТ6 методом всесторонней
изотермической деформации с последующей прокаткой и ее исследование з
3.2 Механическое поведение при низкотемпературной сверхпластической деформации УМЗ сплава ВТ6 90
3.3 Статический и динамический рост частиц фаз в УМЗ сплаве ВТ6 в ходе сверхпластической деформации
3.3.1 Статический рост частиц 93
3.3.2 Динамический рост частиц
3.4 Оценка пористости после низкотемпературной СП деформации 102
3.5 Эволюция кристаллографической текстуры УМЗ сплава ВТ6 в ходе низкотемпературной СП 103
3.6 Расчет кажущейся энергии активации низкотемпературной СП деформации УМЗ сплава ВТ6 105
3.7 Обсуждение результатов
3.7.1 Перераспределение р-фазы в микроструктуре УМЗ сплава ВТ6 при СП течении 108
3.7.2 Величина напряжения течения 109
3.7.3 Торможение кавитационных процессов ПО
ГЛАВА 4. Исследование низкотемпературной ползучести умз титанового сплава вт6, полученного всесторонней изотермической деформацией 114
4.1 Особенности ползучести УМЗ сплава ВТ6 в интервале температур 20-425С 114
4.2 Ползучесть УМЗ сплава ВТ6 при Т=600С в области низкотемпературной сверхпластичности
4.2.1 Механические испытания на ползучесть УМЗ сплава ВТ6 122
4.2.2 Структурные изменения при ползучести УМЗ сплава ВТ6 123
4.2.3 Обсуждение 125
ГЛАВА 5. Исследование технологических характеристик заготовок умз сплава вт6 в процессах низкотемпературнойсверхпластической формовки и штамповки 134
5.1 Исследование технологической характеристики заполняемости прорези в штампе при осадке УМЗ сплава ВТ6 в условиях низкотемпературной сверхпластичности 134
5.1.1 Компьютерное моделирование в программной среде DEFORM 3D 134
5.1.2 Экспериментальное исследование 137
5.2 Исследование низкотемпературной СП формовки листа из УМЗ сплава ВТ6 жестким пуансоном 141
5.2.1 Компьютерное моделирование в программной среде DEFORM 3D 141
5.2.2 Экспериментальное исследование 144
5.3 Выводы 149
Заключение и общие выводы по работе 151
Список литературы 155
- Механизмы сверхпластического течения двухфазных титановых сплавов
- Методика подготовки образцов для металлографических исследований
- Механическое поведение при низкотемпературной сверхпластической деформации УМЗ сплава ВТ6
- Компьютерное моделирование в программной среде DEFORM 3D
Введение к работе
Актуальность темы исследования. Явление низкотемпературной сверхпластичности (НТСП) представляет значительный интерес, как для исследователей, так и практиков. Для его реализации необходимо предварительное измельчение микроструктуры, чем меньше размер зерна, тем при более низких температурах наблюдается эффект. Снижение температуры СП деформации можно предсказать исходя из уравнения Дорна-Мукерджи-Берда:
є = А — — , (1)
кТ UJ VGJ
где е- скорость деформации, к - постоянная Больцмана, Т - абсолютная температура, D - коэффициент диффузии (объемной или зернограничной), G -модуль сдвига, Ъ - вектор Бюргерса, d - размер зерна, р - показатель степени, а -приложенное напряжение, п - показатель степени, А - постоянная. Как видно, уменьшение в размере зерна ведет к снижению оптимальной температуры СП при постоянной скорости деформации или увеличению оптимальной скорости СП при постоянной температуре. В некоторых титановых сплавах снижение температуры СП достигает нескольких сот градусов. Проявление СП при столь низких температурах ставит ряд фундаментальных вопросов. Ответы на них для таких объектов исследования, как титановые сплавы, представляются в особенности важными из-за перспектив практического использования. Один из основных вопросов, в какой мере при НТСП наблюдаются те же закономерности, что и при высокотемпературной сверхпластичности. Для двухфазных титановых сплавов ВТСП является результатом одновременного действия механизмов: зернограничного проскальзывания (ЗГП), дислокационной активности и диффузионной ползучести. Однако, вклад этих механизмов может меняться с понижением температуры. Можно ожидать ухудшения СП свойств из-за снижения скорости диффузионно-контролируемых процессов, увеличения доли -фазы, в которой диффузия гораздо медленнее, чем в , и/или уменьшения доли -фазы. Вместе с этим, к пониженной пластичности может привести и более быстрый рост частиц -фазы, когда доля -фазы заметно снижается. Также, уменьшение температуры деформации в сплавах увеличивает вклад твердорастворного упрочнения и, следовательно, замедляет подвижность дислокаций за счет облаков растворенных элементов и будет вести к снижению СП характеристик. Несмотря на то, что исследования НТСП двухфазных титановых сплавов проводились в ряде работ, роль перечисленных факторов в эволюции структуры систематически не была изучена. Отметим также, что при столь низких температурах не были проведены исследования особенностей статического и динамического укрупнения частиц фаз, которые являются принципиально важными для понимания механизмов, действующих при СП течении.
Проведение СП формовки или штамповки титановых сплавов с УМЗ структурой при температурах намного ниже применяемых в промышленности позволяет сохранить высокую прочность, присущую таким объектам, снизить толщину окисленного слоя, использовать менее дорогие материалы для обрабатывающего инструмента. Модельные эксперименты позволяют предсказать
4 возможности применения НТСП для осуществления процессов формовки и штамповки. Однако, в этой части очевиден недостаток исследований.
Степень разработанности темы исследования. Исследованию СП двухфазных титановых сплавов уделено внимание в трудах зарубежных и российских ученых: Семятина Л. с соавторами, Гош А. с соавторами, Хаммонда С. с соавторами, Ко Ю. с соавторами, Лиадера Дж. с соавторами, Коике Дж. с соавторами, Муккерджи А. с соавторами, Матсумото Х. с соавторами, Салищева Г.А. с соавторами, Валиева Р.З. с соавторами, Сергеевой А. с соавторами, Колобова Ю.Р. с соавторами. Представленные литературные данные позволяют получить представление о структурных изменениях и механическом поведении при НТСП деформации. Между тем, в литературе отсутствуют данные о минимальных размерах зерна и минимальной температуре проявления эффекта СП. Также отсутствуют данные о скоростном интервале СП течения при столь низких температурах. В настоящее время в литературе недостаточно данных об особенностях структуры УМЗ двухфазных сплавов, ее эволюции при нагреве и выдержке и СП деформации, механизмов СП течения при столь малых температурах, технологических характеристиках листовых и объемных заготовок. Таким образом, в литературе имеется определенный недостаток данных о НТСП ультрамелкозернистых двухфазных титановых сплавов.
Данные аспекты определили тему исследования, постановку цели и задач.
Цель работы – систематическое исследование структурных изменений и механического поведения в низкотемпературных процессах СП и ползучести УМЗ двухфазного титанового сплава ВТ6, полученного методом всесторонней изотермической деформации и особенностей его поведения в технологических пробах штамповки и листовой формовки.
В соответствии с этим в работе были сформулированы следующие задачи:
1. Выявить структурные особенности УМЗ сплава ВТ6, полученного методом
всесторонней деформации с последующей прокаткой: морфологию, характер
распределения, объемную долю фаз, размер зерна/частиц, плотность дислокаций.
-
Исследовать механическое поведение УМЗ сплава ВТ6 в области НТСП.
-
Исследовать рост частиц фаз в УМЗ сплаве ВТ6 в ходе статического отжига и при НТСП деформации.
-
Определить контролирующие механизмы НТСП течения УМЗ сплава ВТ6.
-
Исследовать особенности ползучести УМЗ сплава ВТ6 в области НТСП (Т=600оС) и более низких температурах (20-425оС).
-
C использованием пакета программ DEFORM 3D и экспериментального исследования определить технологические характеристики заготовок УМЗ сплава ВТ6 в процессах НТСП штамповки и формовки.
Научная новизна:
1. Исследованием структуры УМЗ сплава ВТ6, полученного методом всесторонней деформации, показано, что в исходном состоянии -фаза присутствует в основном в тройных стыках, а в ходе отжигов и СП деформации
5 наблюдается ее перераспределение с образованием непрерывной сети тонких слоев по границам зерен.
2. Перераспределение -фазы при НТСП деформации УМЗ сплава ВТ6
влияет на механическое поведение и укрупнение микроструктуры, тормозит
порообразование и ведет к увеличению коэффициента скоростной
чувствительности m со степенью деформации, несмотря на наблюдаемое при этом
упрочнение.
3. Показано, что наилучшая аппроксимация зависимости роста -частиц от
времени низкотемпературного статического или динамического отжига имеет
место согласно теории Лифшица-Слезова-Вагнера при n=3, что свидетельствует о
его контроле объемной диффузией растворенных веществ.
4. Результаты исследования структуры, механического поведения при
НТСП течении УМЗ сплава ВТ6 и его термоактивационного анализа находятся в
хорошем согласии с моделью сверхпластичности «ядра-мантии» Гифкинса,
позволяя утверждать, что основной механизм СП деформации – ЗГП,
аккомодированное за счет дислокационного скольжения, и, возможно, в меньшей
степени за счет диффузии растворенного вещества.
5. Наилучшая аппроксимация результатов исследования ползучести УМЗ
сплава ВТ6 в области НТСП в рамках модели вязкого течения свидетельствует о
важной роли в этих условиях твердорастворного упрочнения.
Теоретическая и практическая значимость работы. Теоретическая значимость работы заключается в том, что результаты исследования поведения УМЗ сплава ВТ6 при критически низких температурах проявления эффекта СП и установление действующих механизмов деформации имеют фундаментальную ценность для развития физики конденсированного состояния и области материаловедения, связанной с разработкой новых металлических материалов и методов их обработки.
Практическая значимость состоит в том, что полученные данные могут быть применены при решении задач физики конденсированного состояния и создании технологий получения и обработки сплавов с улучшенными свойствами.
Методология и методы диссертационного исследования.
Методологической основой исследования послужили работы ведущих
зарубежных и российских ученых, государственные стандарты РФ, ASTM, а также положения физических методов исследования, материаловедения и физики прочности и пластичности.
При проведении исследований были использованы ряд современных
методов: сканирующая и просвечивающая электронная микроскопия,
рентгеноструктурный анализ, компьютерное моделирование в программной среде DEFORM 3D, наноиндентирование, испытания на одноосное растяжение и сжатие, тест Эриксона, тест на заполняемость ручья штампа.
На защиту выносятся следующие основные положения и результаты:
1. Результаты исследования структуры УМЗ сплава ВТ6, полученного
методом всесторонней деформации, доказывающие перераспределение -фазы в
ходе отжигов и НТСП деформации.
2. Одновременное упрочнение и рост коэффициента скоростной
чувствительности напряжения течения т с увеличением степени СП деформации
УМЗ сплава ВТ6 при испытании в оптимальных условиях, вызванные ростом
зерен/частиц и перераспределением -фазы.
-
Результаты расчетов на основе теории Лифшица-Слезова-Вагнера, доказывающие контроль роста -частиц УМЗ сплава ВТ6 при статическом отжиге и НТСП деформации объемной диффузией растворенного вещества.
-
Результаты расчетов в рамках модели «ядра и мантии» Гифкинса и экспериментальных данных доказывающие, что основным из механизмов НТСП течения УМЗ сплава ВТ6 является ЗГП, аккомодируемое дислокационным скольжением и диффузией растворенного вещества.
-
Результаты расчетов на основе модели вязкого течения сплавов и испытания на ползучесть УМЗ сплава ВТ6, подтверждающие вклад твердорастворного упрочнения в НТСП течение.
Степень достоверности результатов диссертации определяется применением комплекса современной экспериментальной техники и измерительных приборов, комплекса современных методов исследования, а также воспроизводимостью и непротиворечивостью результатов, полученных различными методами.
Апробация результатов работы. Материалы диссертационных исследований докладывались на ряде конференций:
11-я Международная конференция «Высокие давления - 2010. Фундаментальные и прикладные аспекты», Донецк, ДонФТИ им. А.А. Галкина НАН Украины, 2010.
Четвертая Всероссийская конференция по наноматериалам (НАНО 2011), Москва, ИМЕТ РАН, 2011.
Международная конференция с элементами научной школы для молодежи «Наноматериалы и нанотехнологии в металлургии и материаловедении», Белгород, 2011.
Международный форум «Инженерные системы 2012», Москва, 2012
Международная научно-техническая Уральская школа-семинар металловедов - молодых ученых «Материаловедение и металлофизика легких сплавов», Екатеринбург, 2012.
11th International Conference on Superplasticity in Advanced Materials, Albi, France, 2012.
Публикации. Результаты диссертационной работы стали основой для 8 статей в журналах из перечня ВАК, 4 из них в индексируемых базой данных SCOPUS.
Личный вклад автора. Личное участие автора в полученных результатах состоит в выполнении основного объема экспериментальных исследований, изложенных в диссертационной работе, включающих: подготовку объектов исследования, проведение экспериментов, обработку результатов исследования, участие в разработке методик проведения экспериментов и обсуждении полученных результатов, подготовке материалов для статей и докладов.
Связь работы с научными программами. Соискатель являлся
руководителем и исполнителем следующих проектов по тематике
диссертационных исследований:
-
«Разработка метода получения наноструктурированных тонких листов из титанового сплава ВТ6 и развитие на этой основе технологий сверхпластической формовки и диффузионной сварки», № 14.132.21.1681 от 10 октября 2012г.
-
Государственного контракта «Исследование закономерностей низкотемпературной сверхпластичности двухфазовых титановых сплавов и разработка на этой основе высокоэффективных технологий объемной штамповки и листовой формовки» № П725 от 20 мая 2010 г.
Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, 5 глав, заключения, списка литературы из 186 наименований, изложена на 172 страницах и содержит 54 рисунка и 18 таблиц.
Механизмы сверхпластического течения двухфазных титановых сплавов
Сверхпластичность – эффект необычайно высокой пластичности, присущий всем известным типам поликристаллов, как металлам, так и керамикам, а также стеклам [1]. Различают СП, обусловленную фазовыми превращениями, и структурную СП. Большинство ранних исследований были посвящены изучению СП фазовых превращений. Полагали [2, 3, 4], что СП течение в сплавах обусловлено или их полиморфизмом, или метастабильностью их структурного состояния. Однако в других многочисленных исследованиях была показана существенная зависимость СП от структурных параметров сплавов, таких как размер частиц, фазового состава сплавов, текстуры, параметров границ кристаллитов [5]. Таким образом, под структурной СП понимают явление чрезвычайно высокой пластичности, составляющей сотни и тысячи процентов относительного удлинения при растяжении (наиболее «жесткой» схеме механических испытаний), наблюдающееся в поликристаллических материалах с размером зерен обычно менее 20 мкм при их деформации в определенном температурно-скоростном интервале, как правило, Т=0,4 – 0,6 Тпл (Тпл – температура плавления), и скоростях деформации 10-410-5 с-1.
В настоящее время различают высокотемпературную (обычную), высокоскоростную и НТСП. Высокотемпературной СП соответствует СП деформация при Т=0,4 – 0,6 Тпл. Высокоскоростная СП также является одним из видов структурной СП. Впервые она была рассмотрена авторами [6] на примере алюминиевых сплавов, содержащих частицы оксидов. Определяющую роль в СП течении играют частицы, сдерживающие рост зерен матрицы, и «мягкие» зерна, что достигается при повышенных температурах. Высокоскоростной тип СП имеет важное значение, так как при обычной СП скорости деформации обычно находятся в пределах 10-4 – 10-3 с-1. Высокоскоростная СП наблюдается в интервале скоростей 10-1 – 101 с-1, что сопоставимо по скорости с обычными процессами ковки и формовки. Подобные скоростные интервалы позволяют сократить время обработки материала и увеличить производительность процессов на основе СП. Обычно НТСП наблюдается в материалах с ультрамелкозернистой структурой (далее УМЗ), включая диапазоны субмикрокристаллических (СМК) и нанокристаллических (НК) размеров зерен [7]. Температурный интервал наблюдения СП на несколько сотен градусов ниже температур высокотемпературной СП.
Одними из широко распространенных материалов, в которых наблюдается эффект СП, являются титановые сплавы [8, 9]. Большой интерес к изучению СП в титановых сплавах связан со свойственными им фазовыми превращениями и в большинстве своем СП наблюдается в этом диапазоне температур. При этом применяемые в настоящее время режимы деформационной обработки титановых сплавов для получения УМЗ структуры также сосредоточены в области фазового превращения. Обычно температуры обработки для получения необходимой для СП микроструктуры и режимы СП деформации находятся приблизительно в одном и том же температурно-скоростном интервале.
К основным характеристикам, описывающим процесс СП деформации, относят относительное удлинение 3, коэффициент скоростной чувствительности напряжения течения т, коэффициент деформационного упрочнения п, напряжение течения а и скорость деформации є. При СП деформировании относительные удлинения образцов часто достигают рекордных величин. Так, для некоторых титановых сплавов 3 составляют сотни и даже тысячи процентов. Результаты испытаний на растяжение для некоторых титановых сплавов представлены в таблице 1.1.
Коэффициент скоростной чувствительности т определяется как где а - напряжение течения, є - скорость деформации. Данная величина описывает связь деформационного упрочнения и скорости деформации, при этом т=1/п. Также отмечается качественная связь между относительным удлинением и коэффициентом скоростной чувствительности [5]. В настоящее время, основываясь на испытаниях различных сплавов, показано, что переход к СП течению происходит примерно при т 0.3. При меньшем значении т протекает деформация со слабой зависимостью напряжения течения а и относительного удлинения 8 от скорости деформации. При такой слабой зависимости, т.е. при коэффициенте т стремящемся к нулю, параметр деформационного упрочнения п можно определить, как где о - напряжение течения, е - истинная деформация. Рассмотрим более подробно факторы, определяющие СП поведение титановых сплавов. Температура. Структурная СП наблюдается в довольно широком интервале температур. Так, для некоторых сплавов она может начинаться при температурах близких к 0,4Тпл и заканчиваться около температуры плавления. Для СП деформации характерна резкая зависимость механических свойств от температуры деформации.
Методика подготовки образцов для металлографических исследований
Контролируемое ползучестью ЗГП характеризуется коэффициентом деформационного упрочнения п = 2 (при т = 0,5) и энергией активации, которая либо равна энергии активации решеточной диффузии Qu либо близка к энергии активации зернограничной диффузии Qgb.
При дислокационной ползучести деформация контролируется скольжением дислокаций в объеме зерна. Процесс скольжения включает в себя как сдвиг по плоскостям, так и преодоление физических препятствий. Это последовательный процесс, а общая скорость ползучести может быть выражена следующим образом: где st является общая скорость ползучести, а єд и также єс представляют собой скорости дислокационного скольжения и переползания, соответственно. Из уравнения следует, что более медленный процесс контролирует общую скорость ползучести. Ползучесть за счет дислокационного скольжения контролируется за счет скольжения/переползания дислокаций главным образом потому, что атомы растворенного вещества препятствуют движению дислокаций. Показатель степени деформационного упрочнения п в этих случаях составляет 3: є = KDsa3, (8) где Ds коэффициент диффузии атомов растворенного вещества в сплаве. Сплавы, в которых ползучесть контролируется скольжением дислокаций, могут иметь сравнительно большие относительные удлинения (до 400%). Однако, в большинстве сплавов ползучесть контролируется переползанием дислокаций через физические препятствия благодаря последовательному механизму скольжения и переползания. В этом случае скорость ползучести может описываться: = , (9) где DL коэффициент диффузии решетки и показатель деформационного упрочнения n = 4-5. Как отметила Виртман [96], в результате образования скоплений дислокаций коэффициент деформационного упрочнения n в сплавах может достигать 6. Отмечается, что скорость ползучести при дислокационном скольжении практически не зависит от размера зерен в сплаве. Однако, подобное утверждение нуждается в проверке.
В настоящее время активно ведутся работы по изучению ползучести в УМЗ материалах. В работе Блюма [97] представлена упрощенная модель ползучести УМЗ материалов. В модели предполагается, что в УМЗ материалах все дислокации достигают границ зерен, не сохраняясь внутри зерна. В границе решеточная дислокация диссоциирует на зернограничные дислокации, имеющие перпендикулярные и параллельные компоненты. Из-за отсутствия кристаллографической когерентности между зернами параллельные поля напряжения облегчают движение атомов параллельно границе. Перпендикулярные границе поля напряжений релаксируют лишь частично без переноса вещества. Таким образом, в границе сохраняются только лишь краевые дислокации, а винтовые практически полностью исчезают. Сохранение краевых дислокаций способствуют «размягчению» границ зерен при возврате, при этом в сплаве активизируется зернограничная диффузия.
Изучение ползучести УМЗ титанового сплава ВТ6 было проведено в работах [98] и [99]. Установлено, что УМЗ сплав ВТ6 демонстрирует минимальные скорости ползучести более чем на два порядка превосходящие сплав с более крупным зерном. Было показано, что приложенные напряжения сильно влияют на скорость ползучести сплава в УМЗ и мелкозернистом состояниях. Полученные результаты качественно согласуются с моделью ползучести, основанной на генерации и удержании дислокаций высокоугловыми границами зерен. В работе [100] рассматривается ползучесть двухфазного титанового сплава ВТ6 при температуре 600оС в крупнозернистом и УМЗ состоянии. Размер зерна в исходном глобулярном крупнозернистом состоянии составил 2,5 мкм с долей второй фазы около 15%. Из этой структуры, методом РКУП за 8 проходов (суммарная степень деформации 9), была сформирована вытянутая бимодальная структура, толщина пластин в которой колебалась от 20 до 300 нм. Средний размер -частиц достигал 700 нм. Содержание -фазы в сплаве составляло 11%. Испытания на ползучесть при 600оС с постоянным напряжением 110 МПа позволили получить значения коэффициента деформационного упрочения n для крупнозернистого состояния 2,9 и 2,4 для УМЗ состояния при m 0,34 и 0,41, соответственно. Удлинение при ползучести составило 120% для крупнозернистого состояния. При этом, в УМЗ сплаве удлинение достигло 250%, однако в сплаве отмечали образование шейки. Энергия активации составляла 214 кДж/моль и 151 кДж/моль в интервале скоростей 10-610-5 с-1 для крупнозернистого и УМЗ состояний, соответственно. Оценка вклада ЗГП в общую деформацию методами растровой и оптической электронной микроскопии составила 27% и 58%, соответственно. Оценка проводилась при исследовании полированной поверхности с целью обнаружения ступенек, связанных с развитием ЗГП. Высота ступенек достигала 160 нм и 120 нм для двух состояний, соответственно. Авторами также отмечается развитие пористости на поверхности образцов.
В монографии Колобова [92] подробно рассматривается широкий спектр факторов, определяющих скорость ползучести в материалах с различным размером зерен, в поли- и бикристаллах, рассматривается влияние фазового состава, а также на примере УМЗ титана рассматривается ползучесть. Сообщается, что в УМЗ технически чистом титане с размером зерна 300 нм при испытании на ползучесть было получено значение n близкое к 7,5, при этом для крупнозернистого титана n было близко к 9,5. Температура испытаний составила 350оС. Определены энергии активации пластической деформации для сплава в крупнозернистом и УМЗ состоянии, которые составили 366 и 132 кДж/моль, соответственно. Различие в кажущейся энергии активации было связано с активизацией ЗГП, контролируемым зернограничной диффузией, и увеличением его вклада в общую деформацию.
Механическое поведение при низкотемпературной сверхпластической деформации УМЗ сплава ВТ6
Для исследования укрупнения зерен образцы подвергались статическому отжигу в электрической муфельной печи фирмы Nabertherm. Для предотвращения образования альфированного слоя образцы УМЗ сплава ВТ6 предварительно покрывались борной кислотой. Подготовка образцов для анализа структуры методами сканирующей электронной микроскопии включала предварительную шлифовку с применением шлифовальной бумаги и электрохимическую полировку в электролите состава: хлорная кислота - 60 мл, n-бутиловый спирт -350 мл, метиловый спирт - 600 мл. Напряжение полировки 29,5 В, температура электролита -35-40С.
Далее образцы промывались в дистиллированной воде и сушились на воздухе. Непосредственно перед помещением образцов внутрь микроскопа все образцы подвергались плазменной очистке поверхности на установке PlasmaCleaner фирмы Fischione. Данная операция была необходима для удаления органических загрязнителей и предотвращения образования тонкого углеродного слоя на поверхности образца, что способствовало улучшению качества получаемых снимков.
Для изучения тонкой структуры сплава фольги изготавливали следующим образом: 1. Заготовки для просвечивающего электронного микроскопа предварительно шлифовались до толщины 120-150 мкм. 2. Вырезали заготовку диаметром 3 мм. 3. Полученный диск электролитически утоняли методом струйной полировки на установке “TenuPol-5” в электролите следующего состава: хлорная кислота - 60 мл, n-бутиловый спирт - 350 мл, метиловый спирт - 600 мл. Напряжение полировки 29,5 В, температура электролита -35-40С 4. Фольгу промывали в дистиллированной воде. Перед помещением в держатель просвечивающего электронного микроскопа все фольги подвергались очистке поверхности при продувке низкотемпературной плазмой.
Размер зерен оценивался по пяти полям зрения снимков просвечивающей и сканирующей электронной микроскопии, полученных при увеличении 40 000 для каждого состояния. Размер зерен определяли методом секущих: d=//n, где n -число зерен, / -длина секущей [154]. Для каждого случая измеряли более 300 зерен, что давало ошибку менее 5% с доверительной вероятностью 0,9.
Анализ тонкой структуры образцов был выполнен на просвечивающем микроскопе JEOL-2100 фирмы JEOL при ускоряющем напряжении 200 КВ. Фиксация полученных снимков осуществлялась на специальные многоразовые пластины, чувствительные к электронному пучку. Оценка плотности дислокаций проводилась по пяти снимкам. При помощи гониометра зерна выводились в положение с максимальным количеством видимых дислокаций. Увеличение микроскопа подбиралось таким образом, чтобы обеспечить оценку плотности дислокаций в отдельных зернах. После чего на снимках выделялись участки 100х100 нм. На выбранных участках вели подсчет дислокаций, после чего плотность дислокаций определялась по формуле: д=- (12) где n – число дислокаций, S – площадь. 2.6 Определение объемной доли фаз Исследование фазового состава сплава ВТ6 в ходе НТСП деформации проводилось при помощи сканирующего электронного микроскопа Quanta 600 с катодом полевой эмиссии. Данный микроскоп оборудован приставкой для детектирования обратно-рассеянных электронов.
Контрастирование -фазы в сплаве происходит за счет упругого взаимодействия электронов с образцом. Зависимость выхода обратно-рассеянных электронов от заряда ядра (порядкового номера) атомов образца используется для получения фазового контраста. Возникающий контраст различим для областей, в которых концентрация меняется на величину менее одного процента по содержанию одного из элементов. Далее, по полученным снимкам, используя точечный метод, определялись объемные доли фаз.
Распределение элементов в частицах и по их границам изучалось при помощи карт распределения элементов в просвечивающем электронном микроскопе. Исследование производилось c помощи приставки INCA для химического анализа к просвечивающему электронному микроскопу JEM-2100. На изображении, полученном в сканирующем режиме ПЭМ, проводилась линия, вдоль которой определяли химический состав. При появлении пика, соответствующего ванадию, который является -стабилизатором, делалось заключение о наличии -фазы. В найденном зерне производилось локальное определение химического состава и сравнение его с химическим составом соседних зерен.
Для определения текстуры образцов в исходном и деформированном состоянии использовали рентгеноструктурный анализ. Дифрактометрические исследования выполнялись при помощи рентгеновского дифрактометра Rigaku Ultima IX, Япония, оборудованном текстурной приставкой (кругом Эйлера) с медным анодом в K спектре. Съемка образцов осуществлялась в продольном сечении в различных участках. Процедура подготовки образцов в обоих случаях включала шлифовку и электрохимическую полировку. Перед съемкой каждый образец чистился ультразвуком в ацетоновой среде в течение 3-5 минут. В ходе съемки образцы были ориентированы таким образом, что направление деформации было вертикальным в плоскости образца. Текстуру определяли методами прямых полюсных фигур для рефлекса (002) для направления нормали к плоскости листа, для чего оценивали полюсные плотности для рефлексов - и -фаз. Для количественной оценки типа и интенсивности текстуры использовался коэффициент Кернса. Коэффициент Кернса вычисляли для нормали к плоскости образца (НН) [155, 156].
Кристаллогеометрический анализ параметров структуры выполняли методом дифракции обратно-рассеянных электронов (EBSD-анализ) на растровом электронном микроскопе Quanta Nova (FEI) c катодом полевой эмиссии при ускоряющем напряжением 20 кВ. Ориентировка в каждой точке сканирования индицировалась по Кикучи-картинам. Минимальный шаг сканирования составлял 40 нм.
Компьютерное моделирование в программной среде DEFORM 3D
Структура образца после 100 часов отжига также была изучена при помощи методов СЭМ с построением EBSD-картин (Рисунок 3.6в,г). Средний размер -зерен по этим данным в сплаве составил 380 нм. Как видно из рисунка 3.6в, частицы -фазы не образуют видимую непрерывную сеть. Результаты EBSD-анализа (Рисунок 3.6г) не могут однозначно подтвердить или опровергнуть сохранение непрерывной матрицы -фазы из-за ограниченного разрешения в участках вблизи а/а или а/р границ.
Характер укрупнения частиц в статических условиях является важнейшим вопросом при изучении СП. Анализ данных таблицы 3.1 свидетельствует об укрупнении структуры в ходе отжига. Размеры -зерен увеличились со 140 нм до 380 нм за 100 часов, а размер -частиц со 110 нм до 280 нм. Объемная доля частиц -фазы сохранялась на уровне 4%. Для описания структурных изменений в сплаве при статическом отжиге была применена модель Зенера. В этой модели зависимость между диаметром -частиц (Da), радиусом (гр) и объемной долей (fp) фиксирующей фазы может быть выражена соотношением следующего вида Ва=4г/3/р [162]. Согласно экспериментальным и расчетным данным таблицы 3.1 можно предположить, что статический отжиг при 550оС приводит к укрупнению не только -зерен, но и -частиц.
Анализ литературных данных свидетельствует [105], что укрупнение -частиц должно сопровождаться одновременным увеличением размера -частиц. Для классического Зенеровского случая, когда в сплаве содержится небольшая объемная доля фиксирующей фазы ( 0,01), значение С составляет 2/3 (0,67) [162]. В результате исследований построена зависимость между га и rp/fp, имеющая линейный вид (Рисунок 3.7а). Экспериментальное определение значения С выполнялось по тангенсу угла наклона прямой на рисунке 3.7а, которое составило 0,06. При этом расчетные значения C=rafp/rp находятся в интервале 0,062 - 0,073 (Таблица 3.1). Полученные значения С почти на порядок ниже, чем для классического Зенеровского случая (0,67). Предсказанные размеры -частиц (Da=4r/3ffi) на порядок больше экспериментально измеренных значений (Таблица 3.1).
В работе [105] понижение температуры отжига приводило к снижению значений выражения rf/r и объемной доли второй фазы в сплаве ВТ6. В частности, значение rf/r для 650оС составило примерно 0,2, в то время как для интервала температур 700-900оС значения лежали в интервале 0,39-0,53. Использование результатов таблицы 3.1 и литературных данных [105], позволили получить зависимость г//гр = ДТ), которая имела линейный вид (Рисунок 3.7б). В соответствии с этой зависимостью значение С стремится к нулю при 500С, т.е. при температуре, при которой поведение подобное «зенеровскому» не наблюдается.
В работах [64, 105] кинетика статического роста -частиц в ВТ6 в процессе отжига при температурах от 650 и до 955оС рассматривалась согласно зависимости Лифшица-Слезова-Вагнера (ЛСВ) в виде: rna - = KMLSW(t0). При разной величине п зависимость аппроксимируется разного вида уравнениями. Так, при п=\ аппроксимация дает гиперболический вид кривой (Рисунок 3.8а) и только при п=3 наблюдается линейная зависимость (Рисунок 3.8б). В упомянутых работах [64, 105] для более высоких (650 и 955оС) температур аппроксимация также была выполнена при значении п=3, что предполагает контроль роста частиц -фазы диффузией растворенного вещества в -матрице. Таким образом, этот результат позволяет предположить, что процесс роста частиц -фазы скорее всего контролируется объемной диффузией растворенного вещества (веществ) через матрицу даже при низкой температуре 550оС. Отсюда следует, что -фаза, вероятно, существует по границам / в виде тонкого слоя. а) б) Рисунок 3.8 - Зависимость гпа - г от времени статического отжига при 550С для УМЗ сплава ВТ6 при (а) п=1 и (б) п=Ъ.
Как уже указывалось, повышенная концентрация ванадия наблюдается вдоль / границы (на рисунке 3.2а она обозначена стрелкой), что предполагает либо увеличенную скорость зернограничной диффузии ванадия или наличие тонкого -слоя между -зернами. Последнее утверждение может быть правдоподобным, принимая во внимание контроль кинетики роста частиц диффузией ванадия. Другой факт - быстрое преобразование равноосных -частиц, расположенных в тройных стыках -зерен, в течение короткого времени выдержки (15 минут) при 815оС в пластинчатые -прослойки также может быть связано с присутствием -фазы по /-границам.
Исследование структурных изменений в УМЗ сплаве ВТ6 при статическом отжиге свидетельствует о характере укрупнения частиц типичном для двухфазных сплавов. Процесс укрупнения -частиц в УМЗ сплаве ВТ6 при статическом отжиге контролируется объемной диффузией растворенного вещества даже при низкой температуре отжига 550оС.
Укрупнение микроструктуры УМЗ ВТ6 в процессе СП деформации значительно более выражено по сравнению с изменениями в процессе отжига при соответствующей температуре (Рисунок 3.9, Таблица 3.2). Во время СП деформации при 550оС и 2х10-4с"1 зерна обеих фаз увеличиваются, их границы становятся более четкими. Плотность дислокаций заметно уменьшается в результате деформации. Устойчивое снижение плотности дислокаций наблюдалось до є 500% (Рисунок 3.10а); далее СП деформация не сопровождается заметным изменением плотности дислокаций. Увеличение скорости СП деформации при 550С в целом приводит к увеличению плотности дислокаций (измерено при є=100%), которое почти достигает уровня исходного состояния при 5х10"2с-1; практически не меняется плотность дислокаций в диапазоне скоростей 2х10-4-10-3с"1 (Рисунок 3.10б).