Модуль 9

Модуль 9. ПЛАСТИЧЕСКАЯ ДЕФОРМАЦИЯ ТИТАНА И ЕГО
СПЛАВОВ
Лекции 41-43
Механизмы деформации сплавов титана
Механизмы пластической деформации титана и его сплавов достаточно
полно освещены в литературе, и поэтому в данном разделе мы в основном
остановимся на некоторых особенностях формирования структуры при
деформации сплавов различного состава. Для анализа представленных далее
результатов напомним основные известные моменты.
Пластическая деформация титана и его сплавов происходит
скольжением и двойникованием, а при повышенных температурах в
поликристаллах существенный вклад в общую деформацию может вносить
зернограничное проскальзывание. Соотношение действия различных
механизмов в общую деформацию зависит от фазового состава, температуры,
скорости и схемы напряженного состояния, содержания примесей и
легирующих элементов в каждой из фаз исследуемого сплава.
Для чистого монокристального титана при комнатных температурах
скольжение преимущественно происходит по призматическим плоскостям
типа {1010} и пирамидальным плоскостям {1011} в направлениях
<1120>, а не по базисной плоскости (0001), которая наиболее типична для
гексагональных плотноупакованных кристаллов. Такое отличие обусловлено
соотношением осей с/а = 1,587, которое существенно меньше теоретического
для идеальных ГПУ кристаллов (1,633). Как следствие этого, расстояния
между атомами в плоскости {1010} меньше, чем в плоскости (0001). Кроме
того, энергия дефектов упаковки в базисных плоскостях значительно больше,
чем в призматических. Поэтому при низких температурах скольжение в
базисных плоскостях вдоль направлений типа <1120> наблюдается только в
монокристаллах с примесями, например в сплавах ВТ1-0, ПТ-1М, Grade 3 и
других при определенных условиях их ориентации. Различие в критических
напряжениях сдвига по разным плоскостям скольжения уменьшается с
увеличением содержания примесей внедрения.
Легирование титана алюминием приводит к понижению энергии
дефектов упаковки в базисной плоскости, что существенно увеличивает
вклад базисного скольжения в общую деформацию.
Для поликристаллов критические напряжения сдвига в плоскости
базиса также несколько больше, чем в плоскостях призмы первого рода, и
они существенно зависят от содержания примесей. С ростом содержания
примесей, например, в технически чистом титане типа ВТ1-0 скольжение по
всем плоскостям почти равновероятно, но с повышением температуры
увеличивается доля внебазисного скольжения. Имеются сведения, что для
238
монокристаллов с повышением температуры возрастает роль (с + а)
скольжения.
Действующие системы двойникования в титане зависят от температуры
деформации, содержания примесей и легирующих элементов. При низких
температурах основной плоскостью двойникования является {1124}, реже
встречаются двойники в плоскостях {1122} и {1121} и практически не
наблюдаются двойники в плоскостях {1012}. При комнатной температуре
деформации преимущественно образуются двойники {1012}, {1121} и
{1122}, а при дальнейшем повышении температуры до 400 0С
двойникование преимущественно развивается по плоскостям {1012}. В
интервале температур 400 – 800 0С для иодидного титана обнаружена
плоскость двойникования {1011}. Такой характер изменения плоскостей
двойникования в -титане обусловлен различной температурной
зависимостью критических напряжений, необходимых для начала
двойникования в разных плоскостях, и их соотношением с напряжением
течения в соответствующих плоскостях при конкретной температуре. В
целом, как и для большинства металлов, склонность к двойникованию
возрастает с понижением температуры деформации.
Двойникование усиливается с повышением степени и скорости
деформации, увеличением размера зерна и уменьшением содержания
примесей внедрения. Легирование алюминием увеличивает отношение с/а,
тем самым затрудняет небазисное скольжение. Существенное значение
имеет и схема напряженного состояния. Так, вклад двойникования возрастает
при переходе от одноосного к плоскому напряженному состоянию, а затем к
двухосному растяжению.
Хотя склонность -фазы к деформации двойникованием и уменьшается
с повышением температуры, но этот механизм деформации наблюдался даже
при горячей деформации сплавов ВТ6 и ВТ3-1, причем объемная доля
двойников при температурах деформации 900 – 950 0С достигает 10 %.
Пластическая деформация сплавов с -структурой также может
происходить скольжением и двойникованием. Соотношение между этими
механизмами зависит от температуры, скорости и степени деформации,
характера легирования и содержания легирующих элементов. Скольжение в
-титановых сплавах всегда осуществляется в направлениях типа <111>
вдоль плоскостей {110}, {112} и {123}, которые типичны для ОЦК решетки.
Двойникование сплавов с механически стабильной  -фазой в основном
развивается по системе {112}<111>, а в сплавах переходного класса
наблюдается двойникование по системе {332}<113>. Установлено, что
двойникование по системе {332}<113> обычно наблюдается в сплавах, в
которых при закалке может образовываться -фаза.
«Нестандартное» для кристаллов с ОЦК - решеткой двойникование по
системе {332}<113> наблюдается в концентрационном и температурном
интервалах предпереходного состояния  -фазы, т.е. при уменьшении
упругого модуля Cs = 1/3 (С44 + 2С’), характеризующего сопротивление
239
сдвигу в направлении <111>. В таких сплавах наряду с деформационными
двойниками {332}<113> были обнаружены нехарактерные для ОЦК кристаллов двойники отжига {310}.
Аномалии упругих свойств, свидетельствующие о «смягчении»
решетки, т.е. ее неустойчивости вблизи температуры перехода,
наблюдаются во многих сплавах по мере приближения к температуре начала
мартенситного превращения (как прямого, так и обратного). Анализ
рассеяния электронов и рентгеновских лучей в метастабильных сплавах
показал наличие заметных по величине смещений атомов из положений
узлов геометрически правильной кристаллической решетки, причем
величина смещений нарастает с приближением к температуре
мартенситного превращения.
При электронно-микроскопических исследованиях сплавов титана и
циркония наряду с рефлексами  - фазы наблюдается диффузное рассеяние
вблизи [111]* с усилениями около положений типа 2/3<111>* и
1/3<112>* обратной решетки, отождествляемых с  - фазным ближним
порядком смещений атомов. При постепенном увеличении в сплавах титана
содержания ниобия, тантала или алюминия наблюдалась трансформация
сателлитов типа 1/3<112>* и 2/3<112>* (их размытие в тяжи <112>* по
плоскостям {111} обратной решетки) и усиление тяжей по <110>* и
сателлитов на них типа 1/2<110>* обратной решетки, которые
связываются с  - ГПУ ближним порядком смещения. На электронномикроскопических изображениях  - сплавов проявляется твидовый
деформационный
контраст,
ориентированный
вдоль
различных
кристаллографических направлений, являющихся пересечением плоскостей
типа {110} с поверхностью дифракции. Эти особенности диффузного
рассеяния характерны для  - сплавов, деформирующихся двойникованием.
Вопрос о механизме деформации метастабильных сплавов титана с
ОЦК -решеткой возник в связи с их прочностными и пластическими
свойствами, резко отличными от свойств стабильных  - сплавов. На рис. 9.1
представлены
кривые
упрочнения
сплавов,
деформирующихся
двойникованием и скольжением. Предел текучести у первого
(метастабильного) сплава в полтора раза ниже, чем у второго
(стабильного); для него же характерно большее относительное
удлинение. Первый сплав деформируется двойникованием по системе
{332}<113>, в то время как для второго механизмом деформации является
скольжение. Высокая пластичность нестабильных сплавов титана
объясняется так же, как пластичность метастабильных аустенитных сталей,
деформация которых вызывает мартенситное превращение: возникающие в
- сплавах двойники препятствуют образованию шейки при локализации
деформации так же, как кристаллы мартенсита в сталях.
Естественно было предположить, что за низкий предел текучести и
высокий коэффициент упрочнения таких сплавов ответственно
мартенситное превращение при деформации. Следует отметить, что при
240
металлографическом исследовании структуры деформированных сплавов
невозможно определить, являются ли наблюдаемые пластины двойниками
или кристаллами мартенсита. Блэкбэрн и Вильямс, исследовавшие с
помощью электронной микроскопии деформированный прокаткой (s = 5 %)
 - сплав Ti – 11,6 %Мо, считали такие пластины мартенситом с
кубической или тетрагональной (с/а « 1) решеткой. Однако дальнейшие
исследования подобных сплавов позволили заключить, что в этой работе
впервые были обнаружены двойники {332}<113>.
Рис. 9.1. Кривые деформации стабильного (Ti-20V-6Al ) и
метастабильного (Ti-20V-3Sn ) -сплавов титана
Примечательным является тот факт, что такие двойники были
идентифицированы, а их морфология и тонкая структура были изучены не
на модельных сплавах, а на промышленном сплаве -III (Ti-11,5%Mo-6%Zr4.5%Sn). Электронно-микроскопическое исследование деформированного
растяжением сплава показало, что двойникование идет на начальных
стадиях по нескольким системам {332}, при повышении степени
деформации плотность двойников возрастает, наблюдается вторичное
двойникование и образование орторомбического мартенсита ".
В настоящее время считается общепринятым, что низкий предел
текучести и высокий коэффициент упрочнения нестабильных  - сплавов
титана обусловлен их механизмом деформации – двойникованием по
системе {332}<113>. На начальных стадиях деформации образуются
первичные двойники, и в дальнейшем происходит как их деформация
(главным образом, в результате вторичного двойникования), так и
деформация матрицы путем скольжения решеточных дислокаций.
Появление на начальных стадиях двумерных барьеров для скользящих
241
дислокаций (границ двойников) не приводит к понижению пластичности
сплава, по-видимому, из-за легкости вторичного двойникования.
На рис. 9.2. приведены электронно-микроскопические снимки
структуры деформированного  - сплава Ti-11.5 %Mo, иллюстрирующие
отмеченные выше особенности структуры сплавов. Видно, что при высоких
степенях деформации каркас двойников деформируется вторичным
двойникованием и скольжением решеточных дислокаций. Плотность
дислокаций в матрице резко возрастает.
Рис. 9.2. Двойники деформации по системе {332}<113>
в сплаве Ti-11.5%Mo, х30000.
После обнаружения таких необычных для ОЦК кристаллов
деформационных двойников их исследование было проведено на сплавах
различного состава. Точнее говоря, во многих, особенно в первых, работах
просто был установлен факт образования таких двойников.
Исследование деформированных монокристаллов сплава -Ш с
использованием двухплоскостного следового анализа показало, что
наряду со скольжением по плоскостям {110}, {112}, {123} сплав
деформируется двойникованием, преимущественно по плоскостям {332}. В
дальнейшем исследовались двойные, тройные и более сложные сплавы при
различных видах нагружения. В работе О.А. Елкиной и P.M. Леринман
установлено, что сплав Ti - 11.5 %Mo при холодной прокатке на
начальных стадиях деформируется двойникованием по системе
{332}<113>. С повышением степени деформации происходит вторичное
двойникование, а в окружающей двойники матрице появляются скопления
решеточных дислокаций. Повышение содержания Мо до 20 % приводит к
двойникованию по системе {112}<111>.
На механизм деформации  - сплавов существенное влияние оказывает
температура. Понижение температуры от +146 до -196 °С интенсифицирует
деформацию двойникованием нестабильных сплавов Ti - Mo, причем
максимальная пластичность наблюдалась в интервале -94 - +20 °С.
Аналогичная зависимость наблюдается при деформации путем
мартенситного превращения метастабильных аустенитных сталей. В первом
242
случае локализации деформации препятствует двойникование по
{332}<113>, во втором – мартенситное превращение.
Зависимость механических свойств β - сплавов титана от механизма
деформации
наглядно
иллюстрируют
результаты
исследования
монокристаллов сплавов Ti -14 %Mo и Ti -20 %Mo. У деформирующегося
двойникованием сплава с 14 % Мо в два раза ниже критическое напряжение
сдвига, длинная зубчатая площадка текучести и относительное удлинение
более 60 % (рис. 9.3).
Рис. 9.3. Кривые деформации монокристаллов стабильного
(Ti-20 %Mo) и метастабильного (Ti-14 %Mo)  - сплавов титана
Нестабильным сплавам системы Ti - V характерны те же
особенности деформации и упрочнения, что и нестабильным сплавам
Ti - Mo. Стабильные  - сплавы Ti - 20 – 40 %V деформируются
скольжением и двойникованием по системе {112}<111>, в то время как
при меньшем содержании ванадия (15-16 %) сплавы деформируются
двойникованием по {332}<113>. Последние имеют максимальные
коэффициент упрочнения и пластичность.
Изучение концентрационной зависимости прочностных и
пластических свойств сплавов с 18...50 %V выполнено в работах Ханады
с сотрудниками. Ими показано, что максимальный коэффициент
упрочнения и удлинения при комнатной температуре имеют сплавы,
деформирующиеся двойникованием. Сплавы с содержанием ванадия 26 % и
более деформируются скольжением, что приводит к уменьшению этих
свойств примерно в 2 раза. Исследование деформации сплава с 20 %V при
разных скоростях
не обнаружило различия в закономерностях его
деформации и упрочнения. Авторы не отмечают какого-либо различия в
особенностях деформации и структуре метастабильных сплавов Ti - Mo и
243
Ti - V. Аналогичные закономерности деформации обнаружены и у тройного
сплава Ti – 8,2 %Mo – 7,7 %V.
Деформационное двойникование по системе {332}<113> было
обнаружено также при исследовании сплавов Ti - Nb. Деформация
двойникованием при комнатной температуре наблюдается при более
высоком (до 42 %) содержании легирующего элемента, чем в системах
Ti - Mo и Ti - V что, на наш взгляд, вполне объяснимо, если сопоставить
условные коэффициенты -стабилизации рассматриваемых сплавов. Как
правило, деформация двойникованием по системе {332}<113> наблюдается
в сплавах переходного класса с К = 1,0 - 1,4, в которых возможно
атермическое  превращение. Как и в этих системах, деформирующиеся
скольжением сплавы системы титан – ниобий имеют более высокий предел
текучести и меньшую пластичность по сравнению со стабильными сплавами.
Особенностей морфологии деформированных сплавов Ti - Nb, отличающих
их от Ti - Mo и Ti - V, не обнаружено. Как и в этих сплавах, при деформации
скольжением в системе Ti - Nb увеличивается предел текучести и
понижается пластичность.
Двойники {332}<113> были также найдены в структуре
деформированных сплавов Ti - 5 %Fe и Ti - 8 - 13 %Cr .
Концентрационная зависимость механизмов деформации двойных
сплавов титана представлена на рис. 9.4. Очевидно, что существует
однозначная связь между стабильностью  - фазы по отношению к
мартенситному превращению и возможностью деформации двойникованием
по системе {332}<113>. Такое двойникование наблюдается в сплавах
титана с d - переходными металлами, имеющими большее число электронов
на внешнем d - уровне. При повышении содержания второго компонента
увеличивается стабильность -фазы по отношению к мартенситному
превращению и подавляется двойникование {332}<113>, причем
стабилизирующее влияние легирующего элемента повышается с
увеличением числа d - электронов на внешнем уровне.
Следует отметить, что закономерности деформации и упрочнения и их
связь с механизмом деформации, установленные при исследовании сплава
 - III и двойных сплавов титана с переходными металлами, характерны и
для более сложных  - сплавов титана.
В работе выдвинуто предположение, что двойникование по системе
{332}<113> обусловлено не атермической -фазой, а нестабильностью
атомов в метастабильной -фазе. На основе анализа деформации
монокристаллов сплава Ti – 15 %Mo – 5 %Zr авторы заключили, что с
понижением стабильности -сплавов должна происходить следующая смена
преобладающих механизмов деформации: скольжение <111> 
двойникование {112}<111> двойникование {332}<113>.
244
Рис. 9.4. Концентрационная зависимость механизмов пластической
деформации метастабильных двойных сплавов титана. Темные кружки
соответствуют сплавам, деформирующимся двойникованием, светлые –
скольжением
Сплавы, испытавшие деформацию двойникованием по системе
{332}<113>, как правило, обладают повышенной пластичностью. Этот
эффект может быть обусловлен одновременным действием скольжения и
двойникования, которые, помогая друг другу, обеспечивают большую
деформируемость материала. Такой механизм наблюдался в сплавах с
рением и получил название «рениевого эффекта».
С понижением энергии дефектов упаковки сплава увеличивается
вероятность деформации двойникованием.
Формирование структуры титановых сплавов при деформации
и термической обработке
Титановые сплавы в основном относятся к труднодеформируемым
материалам. Как ГПУ решетка, так и большинство легирующих элементов
затрудняют процессы деформации, и поэтому производственники стремятся
проводить деформацию сплавов при повышенных температурах, когда
сопротивление деформации значительно меньше. Однако для титановых
245
сплавов выше Тпп происходит интенсивный рост -зерна, который
практически может быть изменен только деформацией при относительно
низких температурах в условиях затрудненных процессов рекристаллизации.
Крупное же зерно, как известно, существенно понижает пластические и
усталостные характеристики. Одним из следствий этого противоречия
является то, что обработка титановых сплавов, начиная от слитка и кончая
готовым изделием, – процесс многооперационный, включающий в себя
последовательно сменяющие друг друга нагревы, деформацию при
температурах -, (+) или -области, охлаждение после каждой операции, а
затем термическую обработку. Каждая из этих операций, их
последовательность и глубина в той или иной степени изменяют структуру
сплава и его механические свойства. Рассмотрим процессы формирования
структуры при наиболее типичной последовательности формоизменения:
деформация в -области, охлаждение, нагрев и деформация в двухфазной
(+)-области (или в -области для - и псевдо- -сплавов), охлаждение и
последующая термическая обработка.
Структура сплавов, деформированных в  -области
Обработка при температурах -области применяется практически в
любом технологическом цикле производства титановых полуфабрикатов.
Основными задачами деформации в -области являются формоизменение
заготовок и существенное измельчение зеренной структуры. При нагреве до
температур -области все сплавы представляют собой однофазный
-твердый раствор. Размер и форма зерен при этом определяются
предшествующими обработками.
В литом сплаве исходное -зерно в зависимости от состава сплава и
диаметра слитка (скорости охлаждения при кристаллизации) имеет размеры
от 1-3 мм до 10 см. Измельчение литой структуры достигается за счет
развития процессов рекристаллизации, протекающих как непосредственно в
ходе деформации и охлаждения с температур деформации, так и при
последующих отжигах. Целенаправленным подбором режимов деформации
и отжига удается измельчить структуру в 10-20 раз.
Развитие процессов рекристаллизации в крупнозернистых титановых
сплавах протекает неравномерно по объему зерен, вследствие
неоднородности пластической деформации, которая преимущественно
локализуется в приграничных объемах. В результате уже непосредственно в
ходе деформации вблизи границ зерен за счет развития процессов
полигонизации и динамической рекристаллизации формируются зародыши
новых зерен, которые, как бы обволакивая исходные границы, искривляют
их (рис. 9.5,а). В дальнейшем новые зерна растут до соприкосновения с
другими (рис. 9.5,б), после чего возможно развитие собирательной
рекристаллизации (рис. 9.5,в). В связи с тем, что в крупной заготовке
распределение деформаций крайне неравномерно, то и развитие
246
рекристаллизационных процессов различно, и гистограмма распределения
формирующихся зерен крайне размыта.
Рис. 9.5. Схема изменения зеренной структуры сплавов при
рекристаллизации в -области
На рис. 9.6 представлена диаграмма структурного состояния (ДСС)
-фазы для деформированного сплава ВТ22. В координатах температура
деформации – скорость деформации показаны температурно-скоростная
граница начала динамической рекристаллизации (линия DD) и область
интенсивной рекристаллизации, развивающейся при охлаждении (линия СС).
К сожалению, ДСС не учитывает степень предшествующей деформации, что
несколько снижает ее применимость в практике. Фактически ею можно
пользоваться только при достаточно больших степенях деформации, что и
реализуется в стандартных технологических процессах, но не может быть
использовано при малых обжатиях.
Известно, что размер рекристаллизованного зерна (Dp100 ) определяется
размером исходного (D) и схемой деформации. Для осадки: Dp100 = D(1 - ),
где  – степень деформации при осадке. В общем же случае Dp100 = D/ ,
где  – коэффициент формы исходных деформированных зерен, равный
отношению линейных размеров продольной и поперечной осей зерна и
зависящий только от схемы деформации. Следовательно, размер исходного
 - зерна – важнейший параметр, который определяет структуру сплава после
рекристаллизационной обработки. Но так как процесс получения
247
полуфабриката – многооперационный и на каждой его ступени протекают
процессы рекристаллизации, то в каждом случае в качестве исходного
необходимо использовать новый параметр, что реально не позволяет
пользоваться показанными выше соотношениями.
Рис. 9.6. Диаграмма структурного состояния -фазы сплава ВТ22 после
деформации 50 % и охлаждения в воде
Для горячедеформированных сплавов важнейшей особенностью
является формирование при осадке или одноосной прокатке аксиальной
текстуры деформации, которая препятствует развитию рекристаллизации. В
литературе это явление получило название текстурного торможения
рекристаллизации (ТТР). Оно наблюдается в большинстве сплавов при
значительной остроте текстуры и проявляется в сокращении числа
зародышей новых зерен на границах деформированных. Это выражается в
замедлении первой стадии рекристаллизации – образовании зародышей – и
значительном (до 2 раз) укрупнении рекристаллизованного зерна Dp100.
При анализе кинетики роста зерна выделяют две стадии:
1) коалесценцию соседних зерен с близкой ориентацией, когда укрупнение
зерен происходит скачкообразно;
2) непосредственно собирательную рекристаллизацию.
Последовательность изменения структуры при этом схематически
показана на рис. 9.7,а. При этом считают, что процесс роста является
циклическим и после соприкосновения зерен с близкой ориентацией на
стадии собирательной рекристаллизации опять происходит коалесценция и
т.д. (рис. 9.7,б).
Предпосылка протекания коалесценции в титановых сплавах
обеспечивается наличием в структуре значительного количества зерен
близкой ориентации, что
происходит при практическом совпадении
248
текстуры рекристаллизации -фазы и текстуры деформации. Чем острее эта
текстура, тем быстрее начинается процесс объединения зерен.
Рис. 9.7. Схемы циклического роста -зерен. Изменение структуры (а),
объемной доли () и размеров зерен (D)(б) в зависимости от времени отжига
Наиболее активно процессы рекристаллизации и роста -зерен
развиваются
в
малолегированных
-сплавах.
Легирование
-стабилизаторами, особенно тугоплавкими: вольфрамом, молибденом,
хромом, резко снижает скорость рекристаллизационных процессов и
способствует проявлению текстурного торможения рекристаллизации. Еще
одной особенностью рекристаллизации -фазы является возможность
зарождения новых зерен на межфазных границах матрица/тугоплавкая
частица, к которым можно отнести оксиды тугоплавких металлов, силициды
и т.д.
Процесс формирования зеренной структуры можно прервать на любой
из стадий, начав охлаждение ниже Тпп. В процессе охлаждения для всех
сплавов, кроме высоколегированных псевдо- - и -сплавов, неизбежно
протекает полиморфное  превращение, закономерности которого были
рассмотрены в модуле 8.
Здесь необходимо отметить только то, что при относительно
невысоких скоростях охлаждения из -области формируется пластинчатая
структура, толщина -пластин в которой тем больше, чем меньше скорость
охлаждения и менее легирован сплав.
Таким образом, особенностью структуры сплавов, деформированных в
-области, является наличие крупного -зерна и пластинчатый характер
выделений -фазы.
249
Выше мы рассмотрели деформацию сплавов в высокотемпературной
области и процессы изменения структуры, которые там происходят. Однако
следует иметь в виду, что для высоколегированных сплавов (К 1)
высокотемпературная -фаза может быть зафиксирована при комнатной
температуре. В этом случае деформация метастабильной -фазы может
протекать как скольжением, так и двойникованием. Причем для псевдо
 - сплавов двойникование протекает при пониженных температурах и
высоких скоростях деформации по системе {112}<111>, а для сплавов
переходного класса возможно двойникование по системе {332}<113>. Кроме
того, при деформации метастабильного -твердого раствора возможно
протекание фазовых превращений, инициированных деформацией. В
зависимости от конкретных условий и составов сплавов при деформации
возможно образование мартенситных ’- и ”- фаз, -фазы и объемноцентрированной тетрагональной -фазы. Более подробно процессы холодной
деформации -фазы мы рассмотрим далее, анализируя поведение
высоколегированных сплавов в технологических процессах производства,
включающих в себя теплую и холодную деформации.
Структура сплавов, деформированных в  - области
Рассматривать деформацию в - области можно только для - и
псевдо- -сплавов, когда количество -фазы невелико и не превышает
3 - 5 %. В этом случае -фаза не оказывает заметного влияния на характер
формирования структуры при деформации этой группы сплавов при
температурах ниже Тпп.
Границы -области могут простираться от высоких  1050-1100 0С до
низких, комнатных и ниже температур, и поэтому в подобных случаях
возможны как горячая, так и теплая и холодная деформации.
При горячей деформации исходной обычно является структура
пластинчатого типа, сформированная в -области. Границы между
соседними пластинами преимущественно малоугловые и на них
располагаются тонкие, прерывистые выделения второй фазы. Механизмами
деформации обычно служат скольжение и двойникование.
Скольжение преимущественно осуществляется в призматических
плоскостях {1010}, пирамидальных {1011} и базисных (0001) плоскостях в
направлении наиболее плотной упаковки <1120>. Легирование алюминием,
который существенно увеличивает силы связи в -твердом растворе и
способствует росту с/а гексагональной плотноупакованной решетки с 1,587
для нелегированного титана до 1,593 при 6 мас.% алюминия, существенно
меняет структуру деформированного металла. Увеличение с/а уменьшает
возможность призматического и пирамидального скольжения и тем самым
тормозит развитие процессов разупрочнения.
Деформация двойникованием осуществляется по плоскостям {1012},
{1121}, {1122}, {1123} и {1124}. Наиболее ярко двойникование
250
проявляется при низких температурах деформации. С повышением
температуры и увеличением легированности -сплавов возрастает энергия
дефектов упаковки, что снижает склонность к двойникованию, однако этот
механизм действует во всем температурном интервале существования
-фазы.
Деформации
двойникованием
способствуют
«захолаживание»
заготовки и увеличение скорости деформации. Поэтому в изделиях сложной
формы формируется очень неоднородная структура. В микроучастках,
деформирующихся преимущественно путем двойникования, слабо развито
скольжение и соответственно вяло проходят процессы полигонизации и
рекристаллизации. Динамическая рекристаллизация -фазы происходит при
температурах деформации не ниже 800 0С и скорости деформации не более
10-2 с-1 и развивается крайне неоднородно по объему металла. Также
неоднородна структура и после статической рекристаллизации.
Рекристаллизованные
зерна
возникают
внутри
пластин
-фазы
неодновременно по всему объему металла и, как следствие, существенно
отличаются размерами. Характерной особенностью рекристаллизованных
-сплавов является наличие большого количества зерен с близкой
ориентацией аналогично выше описанному для -фазы при деформации в
-области. Считается, что это обеспечивается особенностями текстуры
деформации и рекристаллизации за счет активно протекающих процессов
коалесценции. Легирование снижает склонность к рекристаллизации и
ограничивает роль коалесценции в укрупнении структуры, что обусловливает
значительно меньшую скорость роста зерен в сплавах, чем в нелегированном
титане.
В результате рекристаллизации -фазы формируется зеренная
полиэдрическая структура с размером зерна от 10 до 100 мкм в зависимости
от состава сплава и режима термической обработки.
Особенности структуры после теплой и холодной деформации
обусловлены торможением разупрочняющих процессов – полигонизации и
рекристаллизации в ходе деформации. При последующем нагреве
формируется мелкозернистая полиэдрическая структура с размером зерна 210 мкм.
Структура сплавов, деформированных в (+)- области
При деформации в двухфазной области - и - фазы сосуществуют и
их количество определяется химическим составом сплава и температурой
нагрева относительно температуры полного полиморфного превращения
– Тпп. Чем менее легирован сплав (меньше ) и больше Т = (Тпп -Тн), тем
больше -фазы по сравнению с , но во всех случаях для двухфазных и
псевдо- -сплавов количество этих фаз соизмеримо. Как следствие этого, обе
фазы подвергаются деформации одновременно, в результате чего -зерна и
251
-пластины сплющиваются, изгибаются и стремятся вытянуться вдоль
направления течения металла, образуя волокнистую структуру (рис. 9.8).
Рис. 9.8. Схема изменения формы структурных составляющих при
увеличении степени деформации в двухфазной области
С общих позиций поведение сплава, состоящего из двух пластичных
фаз, можно оценить, если допустить, что деформация постоянна во всех
областях, занятых каждой фазой. В этом случае соответствующие
напряжения 1 и 2 должны быть различны, а среднее напряжение  можно
представить в виде
 = f11 + f22 ,
где f1 и f2 – объемные доли двух фаз.
На рис. 9.9 представлено это соотношение; штриховая линия,
соответствующая содержанию по 50 % каждой фазы, вычислена по кривым
напряжение – деформация, соответствующим чистым фазам. Напряжение
течения возрастает с увеличением объемной доли более твердой фазы.
Однако исследование деформированных двухфазных сплавов
показывает, что предположение об однородности деформации в пределах
одной фазы неверно. Например, было показано, что при деформации
двухфазной латуни (60 %  + 40 % -фазы) зерна более твердой -фазы
252
испытывают более сильную деформацию у межфазной границы, чем в
центре зерна.
Рис. 9.9. Деформация двухфазных сплавов: а – обе фазы имеют
одинаковую деформацию, б –на обе фазы действуют одинаковые
напряжения
С другой стороны, можно предположить, что обе фазы испытывают
воздействие одного и того же напряжения 1, что приводит к различным
деформациям 1 и 2. Тогда средняя деформация
 = f 1 1 + f22.
Так же, как выше, возьмем две кривые напряжение — деформация,
соответствующие чистым фазам, и по ним построим кривую,
соответствующую 50 % объемного содержания каждой фазы (см. рис. 9.9,б).
В данном случае напряжение течения не является линейной функцией f.
Однако эта модель также неверна, так как она допускает разрыв деформации
на границе раздела двух фаз, а эксперименты показывают, что в
действительности его не существует. Исследования рекристаллизации и
микротвердости деформированных фаз латуни и сплавов Al – Mg
показали, что более мягкая фаза деформируется значительно сильнее на
ранних стадиях деформации, однако на границах зерен деформация
непрерывна, так что вблизи границы твердая фаза деформирована больше,
а мягкая — меньше. На ранних стадиях деформации мягкая фаза
деформируется больше, однако при дальнейшем деформировании степень
деформации обеих фаз становится практически одинаковой, если объемная
доля твердой фазы не менее 0,3.
Характер изменения формы внутризеренных
-пластин и
приграничных прослоек -фазы определяется несколькими факторами. С
одной стороны, существенную роль играет соотношение прочности
деформируемых фаз, которое зависит от легирования фаз и температуры
деформации. Хорошо известно, что для двухфазных сплавов в зависимости
от системы легирования, к которой относится сплав, разность  может
меняться в широких пределах, достигая максимальных значений в сплавах
двойных систем и минимальных в комплексно-легированных сплавах.
Однако при отсутствии разупрочняющих процессов (низкие температуры
253
деформации) прочность -фазы всегда выше, чем -фазы. При повышении
температуры
развиваются
термически
активируемые
процессы
полигонизации и рекристаллизации и из-за различия в типе кристаллической
решетки и легирования температурный интервал и интенсивность
протекания разупрочняющих процессов в каждой из фаз могут существенно
различаться. В свою очередь, это неизбежно вызовет изменение соотношения
прочностных свойств - и -фаз при увеличении температуры от комнатной
до температуры конца  превращения. А.А. Ильин с сотрудниками
предположили, что существуют температуры динамической равнопрочности
фаз (рис. 9.10), деформация при которых наиболее однородна. Положение
температур динамической равнопрочности, а также уровень прочности,
соответствующий этим температурам, зависят от многих факторов. Наиболее
важными из них являются система легирования, к которой относится сплав,
степень легирования фаз и ее изменение с температурой, а также скорость
деформации, которая определяется конкретным технологическим процессом
и его параметрами. Точное определение температур динамической
равнопрочности фаз в двухфазных сплавах, особенно многокомпонентных,
представляет сложную экспериментальную задачу, однако ориентировочно
их можно оценить, если использовать известное их положение по отношению
к
температурам
начала
динамической
полигонизации
(Тнп)
и

рекристаллизации (Тнр ) - и -фаз. Так температура Т0 будет лежать между
температурами Тнп и Тнр , а Т0  между Тнр и Тпп.
Рис. 9.10. Схема, иллюстрирующая изменение соотношения между
прочностью фаз в двухфазных сплавах в зависимости от
температуры (А.А. Ильин, В.К. Носов)
С другой стороны, существенную роль играет ориентация пластин
второй фазы - по отношению к направлению течения металла. Чем под
большим углом к направлению течения они расположены, тем сильнее они
искажаются. При больших степенях деформации в двухфазной области
(более 60 %) приграничные прослойки при металлографическом
254
исследовании становятся неотличимы от деформированных внутризеренных
пластин.
Наряду с изгибанием и вытягиванием зерен и пластин при деформации
происходит трансформация пластинчатой структуры в глобулярную с
образованием
ультрамелкозернистой
структуры,
состоящей
из
чередующихся зерен и -фаз. Процесс трансформации пластин
аналогичен процессам сфероидизации столбчатых и пластинчатых эвтектик,
и он реализуется по схеме, представленной на рис. 9.11.
д
Рис. 9.11. Различные стадии трансформации пластинчатой структуры в
глобулярную (а-г) (Г. Марголин, П. Коэн) и типичная форма пластин на
стадии трансформации (д).
Исходный момент этого процесса – возникновение в результате
деформации внутризеренных дефектов в виде границ двойников, субзерен и
зерен и выход этих границ на плоскую межфазную поверхность. В таких
местах выхода граница является термодинамически неустойчивой и
образуются тройные стыки границ неравновесной конфигурации
(рис. 9.11,а). Равновесие достигается образованием канавки на межфазной
поверхности, выпуклой в сторону внутреннего дефекта (рис. 9.11,б). В
результате первоначально плоская поверхность становится извилистой, а
движение тройного стыка вдоль внутренней границы может привести к
делению -пластин и -прослоек на отдельные частицы, размеры которых
пропорциональны (соответствуют) размерам имеющихся ранее фаз
(рис. 9.11,в,г).
255
Процесс деления пластин на частицы является диффузионным, и
скорость его протекания тем выше, чем мельче исходная пластинчатая
структура (меньше пути диффузии), больше разориентировка внутренних
границ («рыхлость» границы), крупнее размеры субзерен и т.д. Как правило,
в процессе деформации процесс сфероидизации протекает не полностью за
исключением деформации с малыми скоростями 10-3–10-4 с-1. Полнота
сфероидизации возрастает с увеличением
степени и с понижением
температуры деформации. Однако при этом необходимо, чтобы деформация
осуществлялась в верхней части двухфазной области, в которой объемная
доля -фазы не превышает 50 %. Полная сфероидизация достигается при
последующем отжиге в том случае, если степень деформации в двухфазной
области была не ниже 60 %. При меньших степенях деформации для
структуры характерна значительная неоднородность по объему: -пластины
соседних колоний находятся на разных этапах сфероидизации, что
обусловливает получение бесконечного набора структур, отличающихся как
размерами структурных составляющих, так и степенью сфероидизации
-пластин.
Таким образом, процесс превращения пластинчатой структуры в
глобулярную – сложный многостадийный процесс, в котором участвуют
процессы деформации, полигонизации, рекристаллизации и сфероидизации
фаз. Одновременно с ним может протекать полиморфное  превращение,
которое в зависимости от конкретных условий тормозит или ускоряет этот
процесс. Регулируя параметры процесса, можно получать бесконечную
гамму структур переходного типа (от пластинчатой до глобулярной),
различающихся по нескольким параметрам. Наиболее важной из этого типа
структур является структура, когда деформация заканчивается при
температурах на 20-300 ниже температуры полного полиморфного
превращения, и, следовательно, количество первичной глобулярной –фазы
составляет 20-40 %, а при последующем охлаждении в -фазе протекает
полиморфное превращение с образованием пластинчатой структуры. Такая
структура получила название глобулярно-пластинчатой или бимодальной.
Последнее время для такой структуры начали использовать термин
«переходная», не определяя при этом количественного соотношения фаз с
учетом их морфологии.
Количественная оценка структуры и свойств титановых сплавов
Из анализа процессов формирования структуры ()-сплавов следует,
что вся ее сложность и многообразие состоят в наложении в различных
количественных комбинациях структуры нескольких фаз — -фазы,
первичной и вторичной -фаз. Структуру каждой из этих фаз можно описать
независимым образом, используя для этого параметры, характерные для
однофазных сплавов, а именно: линейные размеры -зерен, частиц
первичной и пластин вторичной -фаз, коэффициент анизотропии формы
-зерен, -частиц, -пластин, степень рекристаллизации -фазы и -фазы,
256
размеры рекристаллизованных - и -зерен,  и -субзерен и пр. Кроме того,
при многофазном составе сплава необходимо оценить объемную долю
каждой из фаз.
Количественно оценить каждый перечисленный параметр структуры
можно известными способами количественной металлографии.
Полная количественная оценка конкретной структуры титанового
()-сплава есть сумма количественных оценок указанных выше ее
элементов. Набор оцениваемых параметров структуры может быть
неполным, в зависимости от цели оценки. Количественная оценка структуры
путем непосредственного измерения каждого из параметров крайне
трудоемка. В целях снижения этой трудоемкости в практике анализа
структур титановых сплавов предлагается использовать метод сравнения
анализируемых характеристик с набором разработанных эталонов структур, в
которых указанные выше параметры имеют определенное количественное
значение. При этом все многообразие структуры ()-сплавов в
соответствии с формой частиц первичной -фазы разделено на три группы:
пластинчатая, переходная, глобулярная. Каждая группа охарактеризована
свойственным ей набором параметров структуры.
Структура пластинчатого типа описана следующими параметрами:
размер исходных -зерен (D), размер -колоний (d), толщина пластин
первичной и вторичной -фаз (b1 и b2 соответственно), объемная доля
первичной -фазы ( ).
Для характеристики структур переходного типа использованы
следующие параметры: размер исходных и рекристаллизоваиных -зерен
(D и Dp ), величина колоний первичной -фазы (d), толщина пластин
первичной -фазы (b1,), степень сфероидизации пластин (С), объемная доля
первичной -фазы (), размеры пластин вторичной -фазы (b2).
Глобулярную структуру характеризуют размер (b1) и объемная доля

( ) частиц первичной -фазы, размер -зерен (D) и толщина частиц
вторичной -фазы (b2). На практике для каждого конкретного сплава
необходимо вводить соответствующие коэффициенты перед этими
параметрами, что затрудняет оценку свойств.
Используя методы математической статистики, М.Я. Брун и другие
получили количественные зависимости между прочностью и пластичностью
- и +-титановых сплавов ВТ5-1, ОТ4, ВТ3-1 и ВТ9 с пластинчатой
структурой с величиной исходного -зерна (D), размерами -колоний (d) и
толщиной -пластин (b). Характер этих зависимостей дан в таблице 9.1. Для
сплава ВТ22 И.С. Полькин показал количественное влияние содержания
-фазы на в и 0,2: в=72,7+0,72V , 0,2=70,6+0,72V, где V– количество
-фазы, %. Аналогичные зависимости получены и для других сплавов.
257
Таблица 9.1
Формулы для определения механических свойств титановых сплавов
с пластинчатой структурой
Сплав
в, МПа
ВТ5-1 980-0,05d, 900-4b
ОТ4
1030-0,05D-0,04d-70b
920-0,05D-0,04-3b
ВТ3-1 1560-0,05D-10d-150b
1040-0,02D-0,05d-3b
ВТ9
1380-0,04D-1,1d-100b
1180-0,03D-0,15d-4b
Формулы для определения
, %
, %
16-0,035d, 14-0,3b
45-0,1d, 32-0,6b
3-0,002D-0,015d+5,5b 11-0,025D-0,1d+12b
19-0,002D-0,016d+0,3b 48-0,025D-0,1d-0,8b
6-0,013D+0,5d+6,0b
8-0,045D+1,2d+12,5b
18-0,005D-0,014d+0,6b 55-0,016D-0,1d+3,5b
7-0,015D+0,5d+6,0b
14-0,03D+1,0d+12,0b
18-0,007D-0,02d-0,8b 48-0,02D-0,17d-3,4b
b,
мкм
>3
<3
>3
>3
<3
<3
>3
Уравнения, аналогичные приведенным выше, могут быть выведены и
для других титановых сплавов. Их можно использовать для оценки
механических свойств полуфабрикатов и деталей по микроструктуре, в том
числе
неразрушающим
способом
при
подготовке
микрошлифа
непосредственно на поверхности детали. Кроме того, в настоящее время
установлено качественное влияние характерных параметров структуры на
целый комплекс механических свойств (табл. 9.2).
Предложенный подход оценки вклада различных структурных
составляющих в уровень механических свойств не является всеобъемлющим
и имеет ряд существенных недостатков, главным из которых является то, что
все эти параметры закладываются в уравнения регрессии и находятся
соответствующие коэффициенты. При этом такие уравнения представляют
собой линейные многочлены без учета физики влияния того или иного
показателя на свойства. В то же время хорошо известно, что, например,
прочностные свойства связаны с размером зерна параболической
зависимостью Петча-Холла  ~ D-1/2 , с размером частиц в зависимости от
механизма взаимодействия скользящих дислокаций с частицами и т.д.
Поэтому для реального описания этих зависимостей требуется создание
сложных регрессионных функций, более явно описывающих физическое
влияние рассматриваемых параметров на анализируемые свойства.
258
Таблица 9.2.
Зависимости между характерными признаками микроструктур
и механическими свойствами титановых сплавов ( Г. Кулман)
Характеристика
структуры
Равноосная -фаза
Удлиненная -фаза
Повышение свойств
Прочность. Пластичность
Зарождение усталостной
трещины
Малоцикловая усталость
Вязкость разрушения
Рост усталостной трещины
Усталостная долговечность
Видманштеттова
-фаза
Вязкость разрушения
Рост усталостной трещины
Усталостная долговечность
Ползучесть
Бимодальная
-фаза
Прочность. Пластичность
Зарождение усталостной
трещины
Малоцикловая усталость
Вязкость разрушения
Рост усталостной трещины
Усталостная долговечность
 - колонии
Вторичная -фаза
Форма зерна
(удлиненная)
Крупные
первичные -зерна
Мелкие первичные
-зерна
Разнозернистая
Зернограничная
-фаза
Прочность. Пластичность
Усталостные свойства
Рост усталостной трещины
Усталостная долговечность
Вязкость разрушения
Рост усталостной трещины
Ползучесть
Прочность. Пластичность
Зарождение усталостной
трещины
Прочность
Зарождение усталостной
трещины
Вязкость разрушения
Рост усталостной трещины
Усталостная долговечность
Снижение свойств
Вязкость разрушения
Рост усталостной трещины
Усталостная долговечность
Прочность. Пластичность
Зарождение усталостной
трещины
Малоцикловая усталость
Прочность
Пластичность
Зарождение усталостной
трещины
Малоцикловая усталость
Вязкость разрушения
Рост усталостной трещины
Прочность. Пластичность
Зарождение усталостной
трещины
Малоцикловая усталость
Вязкость разрушения
Зарождение усталостной
трещины
Прочность. Пластичность
Зарождение усталостной
трещины
Малоцикловая усталость
Вязкость разрушения
Рост усталостной трещины
Усталостная долговечность
Вязкость разрушения
Пластичность
Зарождение усталостной
трещины
Малоцикловая усталость
259