Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Состояние вопроса и постановка задач исследований 9
1.1. Классификация титановых сплавов 10
1.2. Характеристика титановых сплавов разных классов 11
1.2.1. а-сплавы 11
1.2.2. Псевдо-а-сплавы 14
1.2.3. (сс+Р)-сплавы 15
1.2.4. Псевдо-Р-сплавы 21
1.2.5. (3-сплавы 23
1.3. Текстура. Методы ее определения и анализа 23
1.3.1. Понятие текстуры 23
1.3.2. Виды текстуры и их обозначения 24
1.3.3. Методы текстурного анализа 27
1.3.4. Способы описания текстуры 30
1.4. Пластическая деформация 31
1.4.1. Механизм деформации титана и сплавов на его основе 31
1.4.2. Деформация а-фазы 33
1.4.3. Деформация Р-фазы 38
1.4.4. Особенности деформации (а+Р)-титановых сплавов 39
1.5. Текстуры в титановых сплавах 39
1.5.1. Текстуры р-фазы 39
1.5.2. Текстуры а-фазы 45
1.5.3. Влияние легирования в области гомогенного твердого раствора на текстуру а-фазы 53
1.5.4. Развитие текстуры в гетерофазных титановых сплавах с преимущественным содержанием а-фазы 56
1.5.5. Текстуры а- и Р-фаз титановых сплавов при отжиге и
обработке давлением в (3- и (а+(3)-области 59
1.6. Влияние текстуры на механические свойства титановых сплавов . 69
1.7. Взаимодействие титановых сплавов с водородом 79
1.8. Влияние водорода на текстуры титановых сплавов 85
1.9. Заключение по литературному обзору и постановка задач исследований 90
Глава II Объекты и методы исследования 94
2.1. Объекты исследования 94
2.2. Методы исследования 96
Глава III Формирование текстуры в листовых полуфабрикатах а-, псевдо-а-и (3-титановых сплавов 106
3.1. Формирование текстуры при отжиге в титановых сплавах ВТ20 и ОТ4, полученных по промышленной технологии 106
3.2. Формирование текстуры при теплой пластической деформации и отжиге в листовых полуфабрикатах сплава ВТ5 119
3.3. Формирование текстуры при холодной и горячей пластической деформации в листовых полуфабрикатах из псевдо-Р-титанового сплава Ti-3Al-7Mo-5,5Cr 121
3.4. Формирование текстуры в процессе отжига и при старении листовых полуфабрикатов титанового сплава Ti-3Al-7Mo-5,5Cr, полученных холодной и горячей прокаткой 124
3.5. Выводы по главе III 133
Глава IV. Формирование текстуры в листовых полуфабрикатах (а+(3)-титановых сплавов 135
4.1. Анализ текстуры и механических свойств листовых полуфабрикатов из (ос+Р)-титановых сплавов, полученных по промышленной технологии 136
4.2. Формирование текстуры при холодной, теплой и горячей пластической деформации и отжиге листовых полуфабрикатов из (а+(3)-титановых сплавов (на примере сплава ВТ16) 149
4.3. Теоретический расчет преимущественных ориентировок ос-фазы, образующихся при ((3—ж)-превращении 160
4.4. Выводы по главе IV 165
Глава V. Формирование текстуры в листовых полуфабрикатах (а+Р)-титановых сплавов, дополнительно легированных водородом 168
5.1. Влияние дополнительного легирования водородом на технологическую пластичность при нормальной температуре листовых полуфабрикатов из сплава ВТ23 168
5.2. Формирование фазового состава, структуры и текстуры в листовых полуфабрикатах сплава ВТ6, легированного водородом, при теплой пластической деформации и вакуумном отжиге 185
5.3. Формирование фазового состава, структуры и текстуры листов из сплава ВТ6, дополнительно легированных водородом, после вакуумного отжига 191
5.4. Выводы по главе V 198
Основные выводы 201
Список литературы 204
Приложение 215
- Текстура. Методы ее определения и анализа
- Формирование текстуры при теплой пластической деформации и отжиге в листовых полуфабрикатах сплава ВТ5
- Формирование текстуры при холодной, теплой и горячей пластической деформации и отжиге листовых полуфабрикатов из (а+(3)-титановых сплавов (на примере сплава ВТ16)
- Формирование фазового состава, структуры и текстуры в листовых полуфабрикатах сплава ВТ6, легированного водородом, при теплой пластической деформации и вакуумном отжиге
Введение к работе
Полуфабрикаты из титановых сплавов, особенно листовые, характеризуются анизотропией физико-механических свойств, которые в значительной степени определяются кристаллографической текстурой а-фазы, имеющей кристаллическую решетку с более низкой симметрией, чем Р-фаза.
Традиционно для изготовления листовых конструкций сложной формы в основном использовались титановые сплавы низкой и средней прочности, относящиеся к а- и псевдо-а-классам и имеющие достаточно высокий запас технологической пластичности. К настоящему времени для этой группы сплавов процессы текстурообразования изучены наиболее полно. Для титановых сплавов, содержащих в структуре в отожженном состоянии менее 5% Р-фазы, характерно формирование в процессе деформации двойной базисной текстуры с отклонением нормалей базисной плоскости от оси сжатия к поперечному направлению: (0001) ± аПН [1010]. При этом вдоль направления прокатки и поперечном направлении располагаются кристаллографические направления типа НКЮ . Идентичность текстуры в двух взаимно перпендикулярных направлениях обусловливает незначительную разницу в свойствах.
Однако изделия новой авиационной техники требуют применения элементов листовых конструкций из высокопрочных сплавов. Для листовых конструкций с этой точки зрения особый интерес представляют промышленные (а+Р)-титановые сплавы. Эти конструкционные сплавы являются в определенной мере универсальным материалом, поскольку для них существует широкая возможность с помощью термической обработки изменять структуру, а соответственно и свойства. В то же время для данного класса сплавов характерна более сильная анизотропия свойств в двух взаимно перпендикулярных направлениях по сравнению с а- и псевдо-а-сплавами. Это связано с особенностями формирования в них кристаллографической текстуры, которая наиболее полно изучена только для широко известного в мире сплава Ti-6AWV (ВТ6). Для высоколегированных (а+(3)- и псевдо-р-титановых сплавов аналогичных исследований проведено недостаточно.
В последнее время интенсивное развитие получило новое направление обработки титановых сплавов - водородная технология, основанная на сочетании обратимого легирования водородом с термическим и термомеханическим воздействием. В начале 70-х годов Носовым В.К. были начаты работы по исследованию влияния водорода на технологическую пластичность титановых сплавов. Этот эффект был назван «водородным пластифицированием». Введение водорода в титановые сплавы позволяет в несколько раз уменьшить деформирующие усилия при постоянной температуре или при тех же усилиях значительно снизить температуру деформации. Однако вопросы по влиянию дополнительного легирования водородом на процессы текстурообразования при деформации и последующем вакуумном отжиге до сих пор остаются открытыми.
Таким образом, листовые полуфабрикаты из титановых сплавов характеризуются анизотропией механических свойств, которая в значительной степени определяется кристаллографической текстурой. Текстура полуфабрикатов или изделий может формироваться в процессе холодной, теплой или горячей деформации, в ходе протекания процессов рекристаллизации или фазовых превращений и оказывать существенное влияние на технологические и эксплуатационные свойства.
Поэтому вопросы, связанные с изучением процессов текстуробразования в листовых полуфабрикатах титановых сплавов разных классов при пластической деформации и последующей термической обработке и их влияния на анизотропию механических свойств листовых полуфабрикатов, являются актуальными. Работа выполнена в рамках научной школы, руководимой членом-корреспондентом РАН, профессором, д.т.н. Ильиным А.А.
Научная новизна
1. Установлено различие в типе текстуры динамической и статической рекристаллизации Р-фазы. Показано, что при прокатке листов в В-области формируется текстура динамической рекристаллизации {110} 001 . Если же деформация происходит при температурах значительно ниже Ас 5 то формируется текстура деформации Р-фазы {100} 110 , которая при последующем нагреве до Р-области трансформируется в текстуру статической рекристаллизации {111} 110 .
2. Показано, что тип текстуры а-фазы, полученной в результате протекания изотермического или атермического (Р— а)-превращения определяется типом текстуры исходной р-фазы с учетом ориентационного соотношения Бюргерса.
3. Показано, что если пластическая деформация двухфазных сплавов, легированных Р-стабилизаторами в количестве Кр 1,0, происходит в (а+Р)-области, то формируется текстура деформации а-фазы (0001)±a[hki0], характерная для текстуры деформации ГП-металлов. При охлаждении до комнатной температуры и/или при последующем отжиге в процессе протекания (Р—ж)-превращения преимущественно образуются те ориентировки а-фазы, которые обеспечивают растяжение вдоль направления прокатки (НП), сжатие вдоль нормального направления (НН) и незначительную деформацию вдоль поперечного направления (ПН), т.е. вдоль направления прокатки располагаются кристаллографические направления 10Т0 , в поперечном - [0001], а в НН -плоскости {1120}.
4. Установлено, что прокатка сплава ВТ6 дополнительно легированного водородом до концентрации 0,7%, в верхнем температурном интервале (а+Р)-области, приводит к формированию текстуры, свойственной для горячекатаных листов псевдо-Р-титановых сплавов, а последующий вакуумный отжиг для удаления водорода приводит к образованию практически бестекстурной а-фазы.
Практическая значимость
1. Разработана технология получения листовых полуфабрикатов из сплава ВТ6, основанная на сочетании термоводородной и термомеханической обработок, которая позволяет сформировать композитную структуру с практически бестекстурной а-фазой, что значительно уменьшает анизотропию механических свойств листов.
2. Разработана технология получения листовых конструкций сложной формы методом гибки из высокопрочного сплава ВТ23 с использованием эффекта водородного пластифицирования, позволяющая увеличить технологическую пластичность сплава при комнатной температуре и уменьшить в 2 раза радиус загиба листов.
3. Разработан метод контроля полноты протекания фазовых и структурных превращений при отжиге листовых полуфабрикатов двухфазных (сс+Р)-титановых сплавов с Кр 1,0, основанный на анализе обратной полюсной фигуры (ОПФ) а-фазы, полученной с плоскости прокатки листов. Повышенная полюсная плотность базисной и близких к ней плоскостей (10Ї5), (10І4) и (10ЇЗ) свидетельствует о большом количестве в структуре деформированной а-фазы. Ослабление базисной текстуры и увеличение полюсной плотности плоскостей призмы {1120} свидетельствует о развитии ((З а)-превращения. Высокая полюсная плотность только плоскостей {1120} говорит об отсутствии в структуре деформированной а-фазы.
Разработанные технологии были использованы ФГУП «НИЧ «МАТИ»-РГТУ им. К.Э. Циолковского» при изготовлении опытных образцов изделий авивционной техники из листовых полуфабрикатов высокопрочного сплава ВТ23, что подтверждено соответствующим актом.
Текстура. Методы ее определения и анализа
Важные для техники материалы обычно имеют поликристаллическую структуру. Текстура определяет тенденцию смежных зерен поликристаллического материала принимать основные кристаллографические направления, т.е. их стремление принимать "предпочтительную ориентировку" (рис. 1.1). Поскольку большинство механических, магнитных и других физических свойств является функцией направления в кристалле, то при наличии преимущественной кристаллической ориентировки, появляется анизотропия свойств в поликристаллическом образце [5,26].--Текстура играет важную роль среди других параметров, определяющих свойства. Как способ повышения свойств в заданном направлении текстурирование находит все большее применение в технологии производства различных металлов и сплавов [2, 5, 26].
Текстурой называют закономерное распределение ориентации кристаллической решетки отдельных кристаллитов, из которых состоит поликристаллический материал, относительно внешних осей образца. Исходя из этого текстура подразделяется на три основных вида: аксиальную или волокнистую, коническую и ограниченную.
Аксиальная текстура характеризуется наличием преимущественного кристаллографического направления - оси текстуры, совпадающего с внешним направлением образца. В случае простой аксиальной текстуры ось текстуры (ось волокна) совпадает с определенной осью образца, например с направлением оси проволоки или прутка и т.п. Аксиальную текстуру принято обозначать миллеровскими индексами совокупности кристаллографических направлений, совпадающих с осью текстуры Г (рис. 1.2). Но существуют и более сложные виды аксиальной текстуры, для которых ось образца, являющаяся осью вращения бесконечного порядка, и ось текстуры не совпадают [26,27].
Аксиальная текстура возникает в материале под действием на него внешних полей осевой симметрии. Усложнение типа аксиальной текстуры связано либо с нарушением симметрии воздействующих на решетку полей, либо с особенностями кристаллической структуры, как это имеет место в материалах с гексагональной решеткой, когда в процессе деформации скольжение облегчается в базисных плоскостях.
Характерной особенностью конической текстуры является наклон осей текстуры Т к оси образца В (рис. 1.3), однако ось образца не является осью вращения и ось текстуры фиксирована в определенной плоскости образца.
Ограниченная текстура возникает в результате воздействия на поликристаллический материал поля плоскостной или близкой к ней симметрии. Характерным признаком текстуры этого вида является ограничение вращения решетки кристаллитов вокруг оси текстуры.
При этом кристаллографические плоскости и направления какого-либо типа расположены в определенных плоскостях и направлениях образца соответственно.В зависимости от условий возникновения различают следующие типы текстуры.
Текстура роста. К ним, прежде всего, относится текстура литья. В процессе кристаллизации слитков вследствие направленного отвода тепла происходит ориентированный рост столбчатых кристаллов перпендикулярно стенкам изложницы. Вдоль оси столбчатых кристаллов располагается направление наиболее быстрого роста. В результате направленного роста кристаллов появляется кристаллографическая текстура аксиального типа. Исходная текстура слитка оказывает влияние на текстуру и структуру, формирующуюся в процессе последующей деформации. Текстурой роста обладают также металлы, полученные электролитическим путем. В этом случае характер ориентировок зерен зависит как от структуры осаждаемого металла, так и от структуры и текстуры электрода, состава электролита, плотности тока и других параметров процесса осаждения. Основной причиной образования текстур роста является анизотропия линейной скорости роста при кристаллизации.
Текстура прокатки. Она является примером ограниченной текстуры. Текстуру прокатки принято описывать в первом приближении так называемыми идеальными ориентировками: миллеровскими индексами семейства плоскостей, преимущественно совпадающих с плоскостью прокатки, и кристаллографических направлений, совпадающих с направлением прокатки - {hkl} uvw .
Обычно текстура прокатки носит сложный характер и описывается не одной, а несколькими идеальными ориентировками, обладающими значительными областями рассеяния. Кроме того, на ориентировки ограниченного типа в условиях
Формирование текстуры при теплой пластической деформации и отжиге в листовых полуфабрикатах сплава ВТ5
Исследование влияния теплой пластической деформации и отжига на формирование текстуры а-фазы проводили на образцах, вырезанных из листовых полуфабрикатов а-титанового сплава ВТ5.
В качестве исходных полуфабрикатов использовались полученные по промышленной технологии прутки сплава ВТ5 диаметром 32 мм, из которых вырезались образцы размером 100x25x10 мм для последующего проведения прокатки. Сплав ВТ5 (Ті—5,8А1) относится к термически неупрочняемым а-титановым сплавам. Вследствие высокого содержания алюминия сплав имеет низкую технологическую пластичность и обрабатывается давлением только при повышенных температурах [9]. Поэтому прокатку образцов осуществляли при температуре 850С с промежуточными отжигами и суммарной степенью обжатия 73%.
В процессе холодной или теплой пластической деформации, когда температура нагрева не превышает температуру полиморфного превращения сплава (Ас3), для а-фазы типичным является формирование в плоскости листа так называемой двойной базисной текстуры с небольшими отклонениями данной компоненты по углу (а) в поперечном направлении. Эту текстуру в терминах идеальных ориентировок обозначают символами (0001) ± аПЩккїО] [27, 53 - 55], что полностью подтверждают проведенные исследования.
Металлографические и рентгеноструктурные исследования показали, что после теплой прокатки при 800С сплав ВТ5 имеет смешанную структуру, состоящую из рекристаллизованных и деформированных зерен а-фазы (рис. 3.8, а), и текстуру, типичную для деформации ГП-металлов с развитым призматическим плоскостью прокатки совпадают базисныеплоскости (0001) и близкие к ним плоскости (10Ї5), (10Ї4) и (ЮТЗ), а с направлением прокатки - направления 1120 , 2130 и 10Т0 , лежащие в плоскости базиса и наиболее благоприятные для скольжения (рис. 3.8, б).
Проведение отжига в интервале от 800С до температуры Ас3, которая для данного сплава в зависимости от его химического состава лежит в области температур 980 + 1030С [3], приводит к формированию полностью рекристаллизованной структуры (рис. 3.8, в). При этом существенных изменений в текстуре не наблюдается, основные компоненты остаются неизменными, а на ОПФ в направлении нормали можно отметить лишь небольшое снижение полюсной плотности базисной компоненты с повышением температуры.
По-видимому, это обусловлено меньшей скоростью роста зерен с ориентировкой, близкой к базисной, по сравнению с зернами, ориентировка которых отличается от таковой при собирательной рекристаллизации (рис. 3.8, г).
Принципиальные изменения в структуре сплава происходят после его нагрева до температуры 1070С, соответствующей уже Р-области, и охлаждения до комнатной температуры. Образующиеся в процессе охлаждения частицы сс-фазы имеют пластинчатую морфологию (рис. 3.8, д). Значительные изменения наблюдаются и в текстуре отожженного в Р-области сплава ВТ5. После такого отжига на ОПФ, построенных для направления нормали, наблюдается резкое ослабление полюсной плотности плоскостей близких к базису (1015), (10Ї4) и (10ЇЗ) и резкое ее увеличение для пирамидальных (1011) и призматических (1010) плоскостей (рис. 3.8, е).
Опытный сплав Ti-3Al-7Mo-5,5Cr относится к псевдо-р-сплавам (Асз = 840С) и содержит всего 3% алюминия, поэтому он имеет высокую -технологическую пластичность. Это позволило прокатать образцы при комнатнойтемпературе без промежуточных отжигов с суммарной степенью обжатия 78%.
Полуфабрикат размером 180x29x12 мм из данного сплава был получен по опытной технологии. Образцы прокатывали на прокатном стане ДУО-380 при температурах 870С и 20С до 2,7 мм. После прокатки образцы механически шлифовались до толщины 2 мм для удаления окисленного и альфированного слоев.
Образцы из сплава Ті-ЗА1-7Мо-5,5Сг в исходном состоянии имели однофазную Р-структуру. Часть образцов прокатывали при температуре 870С, что соответствовало Р-области. Охлаждение на воздухе позволяет получить после прокатки однофазное состояние при комнатной температуре.
Проведенные металлографические исследования показали, что после проведения холодной прокатки структура листовых полуфабрикатов представлена деформированными зернами Р-фазы с ярко выраженной геометрической текстурой вдоль направления прокатки (рис. 3.9, а). После горячей прокатки при 870С исходных полуфабрикатов в микроструктуре наряду с крупными рекристаллизованными зернами р-фазы присутствуют деформированные зерна, повышенная травимость которых свидетельствует о наличии в них дефектов и двойников (рис. 3.9, б). Такая структура характерна для протекания процессов динамической рекристаллизации.
Текстура, которая формируется в листовых полуфабрикатах из сплава Ti-3Al-7Mo-5,5Cr после холодной и горячей прокатки, была проанализирована с помощью обратных полюсных фигур, построенных на основе данных рентгеноструктурного анализа.
Деформированные вхолодную листовые полуфабрикаты имеют текстуру Р-фазы, типичную для деформации ОЦК-металлов: {100} 110 , {112} 110 и {111 } 112 (рис. 3.10, а). В листах, прокатанных в горячем состоянии, на ОПФ для Р-фазы отмечается пониженная полюсная плотность ориентировок {112} 110 , {100} 110 , атакже практически отсутствует ориентировка {111} 112 . Однако, в отличие от холоднодеформированного состояния, после горячей прокатки на ОПФ -наблюдается повышенная полюсная плотность ориентировки {110} 001 , которая соответствует текстуре динамической рекристаллизации (3-фазы (рис. 3.10, б).
На следующем этапе работы нами было проанализировано изменение микроструктуры и текстуры холоднодеформированных и горячедеформированных листов при нагреве до Р-области и при старении. Для этого сначала образцы, вырезанные из листовых полуфабрикатов сплава Ti-3Al-7Mo-5,5Cr, полученных и холодной и горячей прокаткой, подвергали закалке из (3-области с температуры 900С.
Установлено, что нагрев до температур (3-области приводит к формированию как в холоднодеформированных (рис. 3.11, а), так и в горячедеформированных (рис. 3.11, б) полуфабрикатах равноосной рекристаллизованной структуры. Проведенный рентгеноструктурный анализ показал, что нагрев до температур (3-области не приводит к принципиальному изменению текстуры листа, предварительно прокатанного в горячем состоянии в Р-области. Она также соответствует текстуре динамической рекристаллизации (рис. 3.10, б и 3.12, б). В то же время нагрев до р-области холоднодеформированного листа приводит к изменению текстуры деформации {001} 110 и {111} 110 на текстуру статической рекристаллизации {111} 110 Р-фазы(рис. ЗЛО, айрис. 3.12, а).
Таким образом, проведенный анализ показал, что при нагреве до температур Р-области в листовых полуфабрикатах из сплава Ti-3Al-7Mo-5,5Cr, предварительно деформированных в холодном и горячем состояниях, формируются текстуры рекристаллизации, принципиально отличающиеся друг от друга (рис. 3.12). Это, по-видимому, обусловлено тем, что текстура рекристаллизации определяется текстурой, сформированной на предыдущей технологической стадии изготовления полуфабриката, которая полностью не устраняется даже после нагрева листа до температур р-области.
Формирование текстуры при холодной, теплой и горячей пластической деформации и отжиге листовых полуфабрикатов из (а+(3)-титановых сплавов (на примере сплава ВТ16)
На следующем этапе работы было исследовано влияние отжига на структуру и текстуру листов из сплава ВТ23 толщиной 0,8 и 2,5 мм. Для этого образцы были отожжены в вакууме при температуре 750С в течение 2 часов.
Когда исходный полуфабрикат имеет глобулярную форму частиц первичной а-фазы, как имеет место в случае со структурой 2,5 миллиметрового листа (рис. 4.1, б), то вакуумный отжиг лишь укрупняет частицы, не приводя к изменению их морфологии (рис. 4.4, б). Если же после деформации формируется комбинированная структура, когда наряду с глобулярными частицами а-фазы присутствуют частицы пластинчатой морфологии с четко выраженной ориентацией вдоль направления прокатки, т.е. в структуре частично сохраняется геометрическая текстура (рис. 4.1, а), то проведение вакуумного отжига приводит не только к небольшому укрупнению а-частиц и полигонизации, но и к ее глобуляризации, т.е. образованию глобулей из а-пластин (рис. 4.4, а). Это происходит вследствие развития при нагреве (а—»(3)-превращения и процесса полигонизации. Выход стенок дислокаций на поверхность при образовании субзерен приводит к повышению содержания легирующих элементов в р-фазе вблизи них по сравнению с окружающей (3-матрицей. Вследствие протекания выравнивающей диффузии в Р-фазе и (а-»Р)-превращения, происходит растворение а-пластин по субграницам. Именно по такому механизму происходит преобразование глобулярно-пластинчатой структуры в глобулярную в листе толщиной 0,8 мм при вакуумном отжиге (рис. 4.4, а).
Как уже было отмечено выше, в листовых полуфабрикатах, изготовленных по промышленной технологии, практически всегда существует анизотропия свойств вследствие образования в процессе прокатки кристаллографическойтекстуры. Поэтому на следующем этапе работы была определена текстура листа сплава ВТ23 после вакуумного отжига в (а+(3)-области при температуре 750С в течение 2 часов.
По данным рентгеноструктурного анализа были рассчитаны и построены обратные полюсные фигуры (ОПФ) для а- и (3-фаз в направлении прокатки (НП), поперечном (ПН) и нормальном направлениях (НН). Анализ построенных ОПФ показал, что после отжига в (а+(3)-области текстура как (3-, так и а-фазы принципиально не изменяется, и основные ее компоненты остаются такими же, как и у образцов в состоянии поставки. Однако следует отметить снижение полюсной плотности плоскостей базиса и близких к ним плоскостей и повышение ее для плоскостей типа {1120} в плоскости прокатки (НН) и, соответственно, увеличение полюсной плотности базисной компоненты в поперечном направлении при снижении призматической компоненты типа [1010] и пирамидальной типа [101 1] (рис. 4.5).
Существенные отличия по сравнению с текстурой листов из сплава ВТ23 толщиной 0,8 и 2,5 мм, полученных по промышленной технологии, наблюдаются в текстуре листа из данного сплава толщиной 1,8 мм в состоянии поставки. Лист из сплава ВТ23 толщиной 1,8 мм, также полученный по промышленной технологии, в состоянии поставки находится в отожженном состоянии с размером частиц а-фазы 0,3 -f 0,6 мкм и количеством (3-фазы около 30% (рис. 4.1, в).
Текстура Р-фазы листа из сплава ВТ23 толщиной 1,8 мм описывается тремя основными ориентировками: {110} 001 , {100} 110 и {112} 110 , при этом следует отметить отсутствие компоненты {111} 112 и появление новой составляющей текстуры {110} 001 , свойственной для динамической рекристаллизации, т.е. когда деформация происходит в Р-области. Отличие кристаллографической текстуры а-фазы особенно ярко проявляется в направлении нормали (НН) (рис. 4.6). В плоскости прокатки наблюдается преимущественноерасположение базисных (0001), близких к ним {10Ї5} {10ЇЗ} и призматическихплоскостей типа {ЮТО}, а также пирамидальных плоскостей, близких поориентировке к плоскостям {1 ОТ 1}.
Для выявления причины различия в текстуре листовых полуфабрикатов из сплава ВТ23 толщиной 0,8 и 2,5 мм по сравнению с полуфабрикатом толщиной 1,8 мм было проведено исследование изменения микроструктуры последнего по глубине методом косого шлифа, а также построены ОПФ при съемке с плоскости листа после удаления с нее поверхностного слоя толщиной 0,4 и 0,8 мм.
Установлено, что значительных изменений в структуре по мере удаления от поверхности листа не наблюдается (см. рис. 4.1, в и 4.7), а текстура полуфабриката изменяется существенным образом. На обратных полюсных фигурах в плоскости прокатки полюсная плотность плоскостей {110}р уменьшается, а {001 }р -увеличивается. Для а-фазы отмечается постепенное снижение полюсной плотности пирамидальной компоненты {10Ї1} и повышение ее для призматической компоненты типа {1120} (рис. 4.8, а, б).
Таким образом, исследования показали, что текстура поверхностных слоев листа из сплава ВТ23 толщиной 1,8 мм в состоянии поставки существенно отличается от текстуры полуфабрикатов из того же сплава толщиной 0,8 и 2,5 мм (рис. 4.6 и 4.2), а текстура внутренних слоев на глубине 0,8 мм полностью соответствует текстуре, сформированной на технологических стадиях промышленного изготовления листов толщиной 0,8 и 2,5 мм (рис. 4.8, б и 4.2). Следовательно, можно предположить, что при производстве листа толщиной 1,8 мм была нарушена технология. По-видимому, в процессе деформации произошел сильный разогрев поверхностных слоев листа до температур Р-области, в результате чего в этих слоях сформировалась текстура динамической рекристаллизации р-фазы, отличная от текстуры деформации Р-фазы внутренних
Формирование фазового состава, структуры и текстуры в листовых полуфабрикатах сплава ВТ6, легированного водородом, при теплой пластической деформации и вакуумном отжиге
На следующем этапе работы был проведен анализ влияния водорода на формирование структуры и текстуры в листовых полуфабрикатах из (ос+Р)-титанового сплава ВТ6 при теплой пластической деформации.
В начале нами был проведен анализ структуры и текстуры плиты толщиной 10 мм из сплава ВТ6 в исходном состоянии без водорода. Проведенный металлографический анализ показал, что плита в исходном состоянии характеризуется пластинчатой микроструктурой, достаточно хорошо проработанной на технологической стадии ее изготовления (рис. 5.9, а), в которой, -однако, присутствуют отдельные микрообъемы с более ярко выраженнойгеометрической текстурой вдоль направления прокатки (рис. 5.9, б).
Вследствие того, что последние этапы прокатки крупногабаритных полуфабрикатов из сплава ВТ6 проводятся в верхнем температурном интервале (а+(3)-области вблизи температуры Ас3 в текстуре Р-фазы наряду с ориентировками, свойственными текстуре деформации Р-фазы {100} 110 и {112} 110 , присутствует ориентировка, характерная для текстуры динамической рекристаллизации Р-фазы {100} 110 (рис. 5.10). Следует отметить, что описанная текстура аналогична текстуре, формирующей в процессе горячей прокатки псевдо-Р-титановых сплавов.
Текстура же ос-фазы соответствует текстуре фазового превращения в деформированном материале. Вследствие того, что зарождение а-фазы идет в процессе деформации, то из ориентировок Р-фазы, имеющих повышенную полюсную плотность, образуются не все возможные ориентировки а-фазы, отвечающие ориентационному соотношению Бюргерса, а только те, образование которых приводит к растяжению вдоль направления прокатки (НП) и сжатию вдоль направления нормали к плоскости прокатки (НН). Поэтому в направлении прокатки преимущественно располагаются призматические плоскости типа {10То}а, в перпендикулярном направлении - плоскости базиса (0001)а, в нормальном направлении - плоскости, близкие к призматическим типа {1120}а (рис. 5.10).
Однако, т.к. последние этапы деформации плиты проходят в двухфазной области, то на ОПФ помимо указанных ориентировок а-фазы, образующихся в процессе (Р- а)-превращения, присутствуют также ориентировки а-фазы, свойственные ее деформации. Например, в плоскости прокатки повышенную полюсную плотность имеют плоскости базиса (0001) и близкие к ним плоскости {10І5} -{10ТЗ}, свойственные текстуре деформации а-фазы (рис. 5.10).
На следующем этапе работы исходная плита из сплава ВТ6 толщиной 10 ммбыла наводорожена при температуре 800С до концентрации 0,7% по массе.
Температура наводороживания выбиралась таким образом, чтобы начало процессанасыщения происходило в двухфазной (а+(3)-области, а окончание - в однофазнойР-области. Водород, как Р-стабилизатор, расширяет область существованияР-фазы, повышает ее стабильность и уменьшает критические скорости охлаждения.
Поэтому после проведения наводороживающего отжига и охлаждения донормальной температуры со скоростью 1 К/с в плите формируется структура,состоящая из Р-фазы и небольшого количества мартенсита а" (рис. 5.11).
Несмотря на то, что процесс насыщения водородом завершался в р-области, изменений в текстуре Р-фазы практически не происходит, и основным ее компонентом остается 001} 110 . Однако необходимо отметить увеличение на ОПФ полюсной плотности ориентировки {111} 011 , что соответствует начальному этапу протекания процессов собирательной рекристаллизации в сплаве при наводороживающем отжиге в Р-области (рис. 5.12). Проведенный металлографический, а также рентгеноструктурный анализ показал, что в структуре содержится небольшое количество мартенсита (см. рис. 5.11), поэтому построить ОПФ для него не представляется возможным.
После проведения наводороживающего отжига при 800С плита толщиной 10 мм была прокатана в (а+Р)-области при температуре 700С до листа толщиной 2 мм с суммарной степенью обжатия 80%. В процессе деформации и охлаждения до комнатной температуры происходит выделение а-фазы, обогащенной алюминием. Таким образом, после деформации структура сплава (рис. 5.13) представлена:- мелкодисперсными частицами а-фазы, обогащенной алюминием, причем на дифрактограммах появляются сверхструктурные рефлексы, свидетельствующие о присутствии а2-фазы;пересыщенной водородом;- эвтектоидной смесью (ot+TiH ), т.к. в процессе охлаждения последеформации происходит уменьшение количества р-фазы, и вследствие еепересыщения водородом она частично претерпевает эвтектоидный распадР- а+ТіН2.
Прокатка вблизи температуры полиморфного превращения приводит к формированию текстуры динамической рекристаллизации Р-фазы (рис. 5.14), свойственной для горячекатаных листов псевдо-Р-титановых сплавов. Поскольку, как показали рентгеноструктурные исследования, количество а-фазы невелико, анализ ее текстуры с помощью ОПФ не проводился.
На последнем этапе работы были проведены исследования формирования структуры и текстуры после вакуумного отжига при температуре 600С в течение 7 часов в предварительно деформированных в (а+Р)-области листах из сплава ВТ6, дополнительно легированного водородом до концентрации 0,7% по массе.
Микроструктурные исследования показали, что вакуумный отжиг приводит к формированию в полуфабрикате хорошо проработанной мелкодисперной структуры (рис. 5.15).
Водород являясь Р-стабилизатором, имеет высокую растворимость в р-фазе и практически не растворяется в а-фазе. Под действием водорода происходит не только увеличение количества Р-фазы, но и перераспределение основных легирующих элементов: а-фаза обогащается алюминием, а Р-фаза - ванадием.
Низкотемпературный вакуумный отжиг приводит к выделению в Р-фазе, которая обеднена алюминием, также обедненной алюминием а-фазы, поэтому на дифрактограммах отчетливо видны дифракционные максимумы, полученные от
