Комбинированное упрочнение титанового сплава ВТ6 и 3D модель его структурного строения тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.01, кандидат наук Нестеров, Павел Анатольевич

• Нестеров, Павел Анатольевич
• кандидат наук
• 2014

Оглавление диссертации кандидат наук Нестеров, Павел Анатольевич

Введение

ГЛАВА 1. СОСТОЯНИЕ ВОПРОСА

1.1. Общая характеристика титановых сплавов и сплава ВТ6

1.2. Механизмы упрочнения титановых сплавов и сплава ВТ6

1.3. Способы измельчения зерна

1.4. Водородная технология титановых сплавов

1.5. Пространственное структурное строение одно- и гетерофазных сплавов

ГЛАВА 2. ОБЪЕКТЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

ГЛАВА 3. ЗАКОНОМЕРНОСТИ ВЛИЯНИЯ ФАЗОВОГО СОСТАВА И ТЕМПЕРАТУРНО-СКОРОСТНЫХ УСЛОВИЙ ДЕФОРМАЦИИ НА НАПРЯЖЕНИЕ ТЕЧЕНИЯ ВОДОРОДОСОДЕРЖАЩЕГО ТИТАНОВОГО СПЛАВА ВТ6

3.1. Влияние водорода на фазовый состав и микроструктуру сплава ВТ6

3.2. Зависимости удельного усилия сжатия сплава ВТ6 легированного водородом от степени и скорости деформации

ГЛАВА 4. ВЛИЯНИЕ НАЧАЛЬНОЙ КОНЦЕНТРАЦИИ ВОДОРОДА И РЕЖИМОВ ВАКУУМНОГО ОТЖИГА ФАЗОВЫЙ СОСТАВ, ВЕЛИЧИНУ ЗЕРНА И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ЛИСТОВЫХ ЗАГОТОВОК СПЛАВА ВТ6

4.1. Влияние начальной концентрации водорода и режимов вакуумного отжига на фазовый состав и средний диаметр а-зерна сплава ВТ6

4.2. Влияние фазового состава и величины зерна на механические свойства листовых заготовок сплава ВТ6

ГЛАВА 5. ТРЕХМЕРНАЯ МОДЕЛЬ СТРУКТУРНОГО СТРОЕНИЯ а+р -

ТИТАНОВОГО СПЛАВА ВТ6

5.1.30 моделирование однофазной гомогенной равновесной полиэдрической структуры титана и однофазных твёрдых растворов а-титановых сплавов

-35.2. Пространственные и плоскостные параметры однофазной структуры в 3D

модели

5.3. Стереологические параметры 3D модели однофазной гомогенной равновесной полиэдрической структуры титана и однофазных твёрдых растворов а-титановых сплавов

5.4. 3D модель структурного строения a+ß-сплава ВТ6

5.5. Пространственные и плоскостные параметры структуры сплава ВТ6 в 3D модели

5.6. Стереологические параметры двухфазной структуры сплава ВТ6

5.7. Заключение и выводы по главе

Выводы по работе

Список литературы

Приложение

-4-

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Комбинированное упрочнение титанового сплава ВТ6 и 3D модель его структурного строения»

Введение

Совершенствование аэрокосмической техники неразрывно связано с применением материалов с высокими конструкционными свойствами, обладающих высокой удельной прочностью, коррозионной стойкостью и эксплуатационной надежностью. Такому уникальному сочетанию свойств удовлетворяют титановые сплавы, без применения которых немыслимо развитие наукоемких высокотехнологичных отраслей химического машиностроения, энергетического машиностроения, авиационной и ракетной техники. Титан и его сплавы используют в промышленности и, прежде всего, в аэрокосмической технике более полувека. Однако техника не исчерпала их потенциальные возможности, а достигнутый уровень свойств и эксплуатационный ресурс не удовлетворяет растущим требованиям.

Упрочнение титановых сплавов достигается легированием элементами замещения и термомеханической обработкой (ТМО), включающей пластическую деформацию и термическую обработку. Основные механизмы упрочнения титановых сплавов разделяют на внутризеренные и межграничные. Внутризеренное упрочнение учитывают сопротивление движению дислокаций в теле зерна и включают: твердорастворное, субзеренное, дислокационное, дисперсионное и текстурное. Зернограничное основывается на торможении движущихся дислокаций границами зерен и описывается эмпирическим соотношением Холла-Петча. Научные положения разработки термомеханических режимов обработки нашли отражение в монографиях [113], а особая роль зернограничного упрочнения и способы формирования в поликристаллическом титане и его сплавах субмикро- и наноструктурного строения изложены в монографиях [14, 15]. Для обоснованного выбора компонент упрочнения конкретного сплава и соответствующей разработки ТМО необходим анализ их эффективности с количественной оценкой отдельных механизмов упрочнения и их суммарный вклад в общее

комбинированное упрочнение. В качестве модели комбинированного упрочнения может быть использовано соотношение Холла-Петча, выражающее линейную аддитивность зернограничного и внутризеренного упрочнений, путем создания широкой гаммы модельных сплавов различного фазового состава с использованием водородной технологии титановых сплавов [16].

Возможности водородной технологии в формировании ультрамелкозернистой гетерофазной структуры в условиях деформации водородосодержащих титановых сплавов при пониженных температурах и управлении размером зерна, фазовым составом, морфологией фаз при последующем вакуумном отжиге позволяют кроме решений чисто прикладных задач наметить пути комбинированного упрочнения с количественной оценкой отдельных механизмов упрочнения, их взаимосвязи и суммарного вклада.

Другим важным аспектом теории и практики материаловедения является пространственное представление поликристаллического строения металлов и сплавов, актуальность которого наиболее полно изложена С.А. Салтыковым [17, 18], К.С. Чернявским [19], обоснована Дж. Кристианом [20], Дж. Мартином и Р. Доэрти [21]. Прежде всего, только пространственное представление о структурном строении металлов и сплавов позволяет достоверно установить форму, места, последовательность зарождения и заполнения вторых фаз на дефектах кристаллического строения, качественно и количественно описать истинное структурное строение гомогенных и гетерогенных металлических материалов, расширить понимание физической природы формирования и преобразования объемной структуры в процессах пластической деформации, термической обработки и эксплуатации изделий.

Изложенное определяет актуальность настоящей диссертационной работы, связанной с изучением закономерностей комбинированного

упрочнения широко применяемого а+Р-титанового сплава ВТ6 и разработкой 30 модели его структурного строения.

Цель работы

Цель работы состояла в установлении закономерностей влияния фазового состава и среднего размера а-зерна на механические свойства листовых заготовок сплава ВТ6 полученных в условиях теплой прокатки с использованием обратимого легирования водородом, оценке вклада различных механизмов упрочнения в общее упрочнение сплава и разработке 30 модели его структурного строения.

Для достижения поставленной цели необходимо было решить следующие задачи:

1. Установить закономерности влияния температурно-скоростных условий деформации и фазового состава на сопротивление деформации водородосодержащего сплава ВТ6 с глобулярной структурой.

2. Оценить влияние начальной концентрации водорода и режимов вакуумного отжига листовых заготовок на фазовый состав сплава и средний диаметр а-зерна.

3. Исследовать с использованием в качестве физической модели соотношение Холла-Петча закономерности влияния фазового состава и среднего диаметра а-зерна на механизмы упрочнения листовых заготовок сплава ВТ6.

4. На основе термодинамических и стереометрических условий пространственного формирования металлических гетерофазных систем разработать ЗО модель структурного строения сплава ВТ6 с а+р-структурой.

Научная новизна

1. Показана взаимосвязь упрочняющего и разупрочняющего влияния легирования водородом сплава ВТ6 с образованием и изменением объемной

доли р-, (Хг- и 8-фаз при испытаниях на сжатие в интервале температур 500-900 °С .

2. Установлена закономерность влияния исходного и конечного фазового состава водородосодержащего сплава ВТ6 на средний размер а-зерна при одно- и двухступенчатом вакуумном отжиге.

3. Установлена закономерность влияния фазового состава и среднего диаметра а-зерна на механические свойства листовых заготовок сплава ВТ6, проведена оценка вклада различных механизмов упрочнения в общее упрочнение с использованием соотношения Холла-Петча.

4. Расширены научные представления о принципах формирования объемного структурного строения и обозначены основные стереологические и стереометрические параметры двухфазных структур в равновесном состоянии на примере пластически деформированного в а+р-области и рекристаллизованного сплава ВТ6.

5. Установлено соотношение между объемным диаметром зерна и его плоскостным отображением для однофазной Б =1,53(1 и двухфазной а+Р-структурами Б а =1,45 На в ЗЭ модели их структурного строения.

Теоретическая и практическая значимость

1. Разработаны режимы наводороживающего отжига и пластической деформации, обеспечивающие как максимальный эффект снижения деформирующих усилий, так и формирование гетерофазной а+р+а2+6-структуры сплава ВТ6 с глобулярной структурой.

2. Подтверждена справедливость соотношения Холла-Петча для геторофазной а+Р- и а+р+аг-структуры листовых заготовок сплава ВТ6 с межграничными аа, рр и межфазными ар поверхностями для объемного диаметра а-зерна.

3. Разработана ЗЭ модель структурного строения а+р-сплава ВТ6 с объемной долей Р-фазы 10 и 15% в равновесном состоянии в виде «сборного

тетракайдекаэдра», состоящего из изолированного многогранника кристаллита а-фазы в форме усеченного по вершинам и ребрам тетракайдекаэдра и непрерывного армирующего оболочкового каркаса Р-фазы, дополняющего объем «усеченного тетракайдекаэдра» кристаллита а-фазы до объема тетракайдекаэдра.

4. Количественно описано пространственное строение однофазной а полиэдрической структуры в форме тетракайдекаэдра и двухфазной а+р в форме «сборного тетракайдекаэдра» стереологическими параметрами удельных межграничных и межфазных поверхностей с различным диаметром зерна в микро, субмикро и наноструктурном масштабных уровнях.

5. Результаты диссертационной работы использовались при освоении производства новых деформированных полуфабрикатов в ОАО «Ступинская металлургическая компания».

Основные положения, выносимые на защиту

Систематические исследования влияния фазового состава, объемного и химического соотношения фаз на сопротивление деформации сплава ВТ6 легированного водородом; размера а-зерна на механические свойства его листовых заготовок и разработка ЗЭ модели структурного строения позволили сформулировать следующие основные положения, выносимые на защиту:

Закономерности, отражающие влияние фазового состава, объемного соотношения фаз и прочностных свойств каждой из фаз на сопротивление деформации широкой гаммы модельных сплавов с а+Р-, а+р+аг- и а+Р+а2+5-структурой, полученных при легировании сплава ВТ6 водородом.

Описание с использованием соотношения Холла-Петча комбинированного упрочнения сплава ВТ6 межграничной прослойкой Р-фазы, твердорастворным и дисперсионным а-фазы, количественную оценку вклада каждого из механизмов.

-93D модель структурного строения титана, однофазных а-твердых

растворов и a+ß-сплава ВТ6 в равновесном состоянии с 10 и 15% объемной

доли ß-фазы.

Апробация работы

Материалы диссертационной работы были доложены на научных конференциях: Международная конференция «Ti-2009 в СНГ», 2009, Одесса, Украина; Научно-техническая конференция «Создание и исследование конструкционных материалов для новой техники, посвященная 100-летию со дня рождения С.З. Бокштейна, ФГУП «Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов», 2011, РФ, Москва; Новые материалы и технологии НМТ-2012, Материалы Всероссийской научно-технической конференции, Москва «МАТИ», 2012; Всероссийская научно-техническая конференция «Новые материалы и технологии» - НМТ-2013, Москва, «МАТИ»; III международная научно-практическая конференция «Научные перспективы XXI века, Достижения и перспективы нового столетия», Россия, г. Новосибирск, 2014.

Публикации

Материалы диссертации опубликованы в 8 работах в том числе в 4 ведущих рецензируемых журналах и изданиях, определенных Высшей аттестационной комиссией.

ГЛАВА 1. СОСТОЯНИЕ ВОПРОСА

1.1. Общая характеристика титановых сплавов и сплава ВТ6

Чистый титан характеризуется невысокой прочностью (ав~250-450 МПа), высокой пластичностью (5=50-60 %, \р=70-90 %) и технологичностью при обработке давлением, включая холодную штамповку. В связи с невысокой плотностью (р=4,5 г/см3) он обладает преимуществами перед многими материалами по удельным прочностным характеристикам. Эффективность применения титана можно значительно повысить легированием и методами термической обработки. Эти направления во многом определяются полиморфизмом титана. Как известно, до температуры 882,5 °С титан обладает ГПУ-структурой (низкотемпературная а-модификация), а выше 882,5 °С до температуры плавления - ОЦК-структурой (высокотемпературная р-модификация). Легирование титана позволяет в два-три раза повысить его прочность, а в некоторых случаях и коррозионную стойкость. Основным легирующим элементом в промышленных титановых сплавах является алюминий. Он эффективно упрочняет а-,(а+Р)- и Р-сплавы при сохранении удовлетворительной пластичности и технологичности [1, 11].

В системе ТкА1 образуется два интерметаллида Т1зА1 (а2-фаза) и Т1А1 (у-фаза). Фаза а2 ОЪА1) имеет ГПУ кристаллическую решетку, близкую к структуре а-фазы, но отличается от нее упорядоченным расположением атомов титана и алюминия. Фаза у (Т1А1) обладает упорядоченной тетрагонально-искаженной гранецентрированной решеткой, в которой слои упакованные атомами титана чередуются со слоями занятыми атомами алюминия [1-6].

Другими важными легирующими элементами являются ванадий и молибден. Из неметаллов для титановых сплавов значение имеют кремний, а

также элементы, образующие твердые растворы внедрения - углерод, кислород, азот, водород. Содержание последних элементов в сплавах должно быть минимальным, так как они относятся к вредным примесям.

По влиянию легирующих элементов на температуру полиморфного превращения титана С.Г.Глазунов [1] разделил на три группы.

К числу а-стабилизаторов относятся элементы, повышающие температуру полиморфного превращения титана (алюминий, галлий, индий, углерод, азот и кислород). Элехменты, понижающими температуру полиморфного превращения титана являются Р-стабилизаторами. К числу эвтектоидообразующих Р-стабилизаторов относят кремний, хром, марганец, железо, кобальт, никель, медь. Элементы ванадий, молибден, ниобий, тантал, вольфрам образуют непрерывные растворы с Р-титаном, их называют Р-изоморфными стабилизаторами. При достаточно высокой их концентрации Р-раствор сохраняется до комнатной температуры. Элементы рений, рутений, родий, осмий, иридий называют квазиизоморфными Р-стабилизаторами, так как непрерывных Р-твердых растворов при комнатной температуре не образуется. Элементы, мало влияющие на температуру полиморфного превращения титана называют нейтральными упрочнителями. Это элементы олово, цирконий, германий, гафний, торий.

Сплавы на основе титана имеют большое разнообразие структур и фазового состава. Так а-титановые сплавы представлены а-фазой. Псевдо-а-сплавы представлены в основном а-фазой и небольшим количеством Р-фазы или интерметаллидами (не более 5 %). При больших концентрациях алюминия в а-сплавах образуется аг-фаза. Титановые сплавы (а+Р)-класса, структура которых представлена а- и р-фазами, могут содержать небольшое количество интерметаллидов. Псевдо-р-сплавы, химический состав которых превышает вторую критическую концентрацию, в отожженном состоянии представлен а-фазой и большим количеством р-фазы, или одной Р-фазой после закалки или

нормализацни из р-области. Титановые Р-сплавы представлены термодинамически стабильной Р-фазой, основными легирующими элементами являются ванадий, молибден, ниобий и тантал. Стабильные Р-фазы в этих сплавах образуются при высоких концентрациях компонентов. Сплавы (а+Р)-класса обладают широким диапазоном свойств, с содержанием р-фазы от ~ 5 до ~ 60 %. К достоинствам (а+Р)-титановых сплавов относится их меньшая склонность к водородной хрупкости по сравнению с а- и псевдо-а-сплавами, а также то, что эти сплавы термически упрочняются путем закалки и старения. Из сплавов этого типа освоено производство всех видов полуфабрикатов. Механические свойства сплавов этого класса изменяются в довольно широких пределах и существенно зависят от характера микроструктуры. Для обеспечения высокого уровня пластичности и сопротивления циклическим нагрузкам целесообразно стремиться к формированию равноосной мелкозернистой структуры. Оптимальным сочетанием механических свойств сплавы обладают с бимодальной структурой [8-13, 22-24].

Типичным представителем этого класса и наиболее распространенным, является сплав типа Ti-6A1-4V. Этот сплав используется для изготовления крупногабаритных сварных и сборных конструкций, работающих длительно при температурах до 400 °С и кратковременно до 750 °С. Широкое распространение сплава объясняется его удачным легированием.

Сплав марки ВТ6 - аналог зарубежного сплава Ti-6A1-4V. Выпускается несколько модификаций этого сплава, отличающихся содержанием Al, V и примесей (ВТ6; ВТбс; ВТбкт; ВТбч); литейный вариант BT6JI. Плотность составляет 4,43 г/см3, Тпп = 970-1010 ° С. Сплавы Ti-6A1-4V ELI и Ti-6A1-4V ELI SP отличаются от стандартного состава, главным образом, меньшим содержанием примесей внедрения и предназначены для применения в условиях криогенных температур, а также при необходимости повышения вязкости разрушения и сопротивления солевой коррозии. Это сплав средней прочности

(в отожженном состоянии). Лист толщиной 2,5 мм в отожженном состоянии характеризуется пределом прочности ав=844 МПа при 5=14,4 '%. После термической обработки листов, заключающейся в закалке и старении, ав = 1080-1176 МПа при 6 > 7 % [11].

Алюминий в сплавах системы Т1-А1-У повышает прочностные и жаропрочные свойства. В титановых сплавах, содержащих до 5 % А1, прочностные свойства титана повышаются на 50-60 МПа от каждого массового процента алюминия. Затем при увеличении содержания алюминия интенсивность роста прочности замедляется вследствие распада пересыщенной алюминием а-твердого раствора с образованием упорядоченной а2-фазы на основе алюминида титана Т1зА1. Образование а2-фазы приводит к существенному снижению таких важных характеристик как коррозионная стойкость, вязкость разрушения, ударная вязкость и пластичность. Поэтому, содержание алюминия в конструкционных а- и псевдо-а-сплавах находится в пределах близких к его растворимости в а-титане. Легирование ванадием повышает прочностные свойства и пластичность, он стабилизирует Р-фазу затрудняет образование а2-сверхструктуры в а-фазе. По разным оценкам в зависимости от структуры упрочнение сплава Тл-6А1 при легировании 4 % V по массе составляет 25-50 МПа [1-4, 11].

При достаточно высоких температурах структура сплава представлена р-фазой, при 800°С примерно равными количествами а- и Р-фаз, а при 550°С в структуре сплава в равновесном состоянии должно быть всего около 5% Р-фазы. Но так как равновесие при температурах ниже 600°С устанавливается очень долго, то в реальных условиях содержание р-фазы в сплаве в отожженном состоянии составляет 10-15% [1-4, 10, 11, 24]. В процессе длительного времени при температурах ниже 600 °С образуется сверхструктурная аг-фаза[4].

Сплавы типа ВТ6 применяют в отожженном и в термически упрочненном

состояниях. Отжиг листов, тонкостенных труб, профилей и деталей из них обычно проводят при 750...800 °С с последующим охлаждением на воздухе или вместе с печыо. Отжиг прутков, поковок, штамповок и других крупногабаритных полуфабрикатов и деталей из них проводят при 750...900 °С. Сварные соединения подвергают отжигу для снятия напряжений при температурах 600...650 °С длительностью не менее часа. Термическое упрочнение сплавов типа ВТ6 состоит из закалки с температур 880...950 °С и старения при 450...550 °С в течение 2...4 ч, что обеспечивает некоторое повышение прочностных характеристик (на 20-30 %) при незначительном падении пластичности [9]. Старение отражает упрочнение а-фазы в результате формирования в ней когерентных частиц аг-фазы. Что и наблюдается после старения в сплаве Т1-6А1-4У при 500 °С [11]. Основным видом термической

; обработки сплава ВТ6 остается отжиг различных видов поскольку он

1

\ обеспечивает наилучшее сочетание служебных характеристик [10].

f

Г

»

1.2. Механизмы упрочнения титановых сплавов и сплава ВТ6

I

I

* Конструкционная прочность титановых сплавов, как и других

металлических конструкционных материалов может быть охарактеризована пределом текучести, и зависит от механизмов упрочнения. Знание механизмов упрочнения позволяет провести качественную и в ряде случаев количественную оценку предела текучести сплавов, а затем сопоставить расчетные данные с экспериментальными. Исходными данными для количественной оценки прочности сплава и реализуемых механизмах упрочнения служат данные о его химическом составе, объемном соотношение фаз, их химическом составе и морфологии, прочностных и пластических свойствах, определяющих внутризеренное упрочнение, свойствах межзеренных аа-, РР- и межфазных оф-границ [2,4,8,10,11,13].

Потенциально в титановых сплавах могут быть реализованы следующие механизмы внутризеренного упрочнения:

а0 - напряжение трения решетки. Сопротивление решетки движению свободных дислокаций, или напряжение Пайерлса-Набарро, в первом приближении может быть сопоставлено с пределом текучести монокристалла металла. Для титана в отожжённом состоянии по различным оценкам в зависимости от содержания примесей внедрения ао=130-200 МПа [2,11].

ДаТф - твердорастворное упрочнение. Упрочнение твердых растворов при легировании обусловлено разницей атомных диаметров согласно теории Мотта-Набарро и разностью модулей упругости атомов матрицы и растворенных легирующих элементов по теории Флейшера. Количественная оценка упрочнения при легировании и ожидаемый уровень прочности отожжённого сплава можно оценить по уравнению аддитивности вкладов в упрочнение отдельных легирующих элементов [8, 9, 11, 24]:

ав=к0а0СН+К1С1+К2С2+...+КА, (1.1)

где Кь К2 ... К; - коэффициенты упрочнения от введения 1 % мае. легирующих элементов; С1, С2... С} - содержание легирующих элементов в сплаве; ст0СН - прочность основы; к0 - коэффициент упрочнения основы сплава. При определенных допущениях расчетную величину ав можно выразить через прочностные эквиваленты по алюминию и молибдену от введения 1% мае. легирующего элемента [9-11]:

аГЧ=235+60[А1]эпкрв+50[Мо]зПкрв . (1.2)

Дсд - дислокационное упрочнение. Пластическая деформация металлов сопровождается образованием новых дислокаций, их определенным распределением и увеличением плотности. В работе [25] X. Конрадом приводятся данные свидетельствующие о возрастании ат иодидного титана с увеличением плотности дислокаций р пропорционально р1/2.

Дад.у — дисперсионное упрочнение. В процессе дисперсионного

упрочнения протекают два противоположных по влиянию на прочность процесса. Первый собственно дисперсионное упрочнение а-фазы с образованием дисперсных частиц аг-фазы , другой - снижение степени твердорастворного упрочнения а-фазы алюминием вследствие обеднения им а-твердого раствора. Эффективность упрочнения при этом будет определяться количественным соотношением этих процессов. Для дисперсных частиц определенного фазового состава соотношение между упрочнением и разупрочнением, будет зависеть от количества легирующего элемента, образующего дисперсную упрочняющую фазу. Чем больше количество такого элемента выделяется в виде дисперсной фазы (при сбхранении ее размеров), тем больше упрочнение преобладает над разупрочнением [26].

Датекст - текстурное упрочнение вследствие образования выраженной механической и кристаллографической текстуры в процессах пластической деформации и термической обработки. Характеризуется высокой анизотропией механических свойств [4, 8, 27]

ДеГсбз - субзеренное упрочнение, обусловлено образованием ячеистой структуры с высокой плотностью дислокаций в стенках и относительно малыми углами разориентировки, от которых зависит интенсивность субзеренного упрочнения. Единого мнения по количественной оценке не утвердилось. В частности, в случае смешанной ячеисто-субзеренной структуры предлагается соотношение [26]:

ат=аЛ(9)/с-т (1.3)

где &е(0) - переменный коэффициент, характеризующий субструктурное упрочнение и зависящий от угла разориентировки субзерен 0; 1С - средний размер ячейки при ячеистой структуре и средний размер субзерна - при субзеренной; т - принимает значения от (-1/2) для совершенной субзеренной структуре и (-1) в случае ячеистой и определяется по тангенсу угла наклона в координатах ^(ст - аО - 1С.

Внутризеренное упрочнение данного сплава, т.е. его предел текучести без учета вклада границ зерен, можно представить состоящим из нескольких слагаемых, каждое из которых обусловливает вклад в него того или иного механизма упрочнения.

В соответствии с принципом линейной аддитивности внутризеренное упрочнение для перечисленных механизмов составит:

С1=со+Дат.р+Дад+Дод.у+Дстекст+Дасбз. (1.4)

Зернограничное упрочнение, обусловленное измельчением зерна, является одним из самых эффективных способов повышения прочностных свойств металлических материалов. Повышение прочности достигается за счет границ зерен, являющихся барьерами для движения дислокаций из одного зерна в другое. При этом имеется в виду, что разориентировка между зернами болынеугловая. Дисперсные частицы вызывают дополнительное зернограничное упрочнение. Легирование, приводящее к дисперсионному упрочнению, повышает и зернограничное упрочнение. Следовательно, зернограничное и дисперсионное упрочнение можно достичь одним и тем же путем [26].

В качестве базовой модели, количественно отражающей вклад перечисленных механизмов упрочнения может быть принято эмпирическое соотношение Холла-Петча, в котором заложена линейная аддитивность между внутризеренным и зернограничным упрочнением [28, 29]:

от=01+АусГ1/2 (1.5)

где О; и ку - константы материала, характеризующие материал; с1 -средний размер зерна.

Константа рассматривается как напряжение, необходимое для перемещения дислокаций внутри зерна; в него входят все компоненты внутризеренного упрочнения, численно равняется пределу текучести монокристалла с такой же внутризеренной структурой как у поликристалла в

отсутствии сопротивления со стороны границ. Параметр Oj получают экстраполяцией прямой ст - <Х'т до значений d'm = 0, т.е. гипотетически бесконечного зерна d=oo и тогда cT=aj.

Константа ку характеризует собственно зернограничное упрочнение поликристалла, зависит от состояния границ, являющихся барьерами для передачи движения дислокаций от одного зерна к другому. Повышение прочности поликристалла от . зернограничного упрочнения численно

, f j'y

определяется величиной Да = куd ' , т.е. тангенсом угла наклона прямой на

графике, описывающем зависимость от от d "1/2. И если физический смысл достаточно ясен, то интерпретация константы зернограничного упрочнения менее определена. Среди моделей, объясняющих влияние величины зерна на напряжение течения нашли распространение следующие:

- теория барьерного эффекта Котрелла [30, 31], Армстронга, Колда и Петча[32],основанная на представлениях об образовании возле границ плоских скоплений дислокаций, в вершинах которых создается концентрация напряжений сдвига, необходимая для передачи скольжения в соседние зерна;

- деформационная модель X. Конрада [25], согласно которой плотность дислокаций в деформированном поликристалле должна быть обратно пропорциональна размеру зерна;

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Нестеров, Павел Анатольевич, 2014 год

Список литературы

1. Глазунов С.Г. Титановые сплавы. Конструкционные титановые сплавы. / С.Г. Глазунов, В.Н. Моисеев. - М.: Металлургия. 1974. - 368 с.

2. Колачев Б.А. Механические свойства титана и его сплавов. / Б.А. Колачев, В.А. Ливанов, A.A. Буханова - М.: Металлургия, 1974. - 544 с.

3. Чечулин Б.Б. Титановые сплавы в машиностроении. / Б.Б. Чечулин, С.С. Ушков, И.Н. Разуваева, В.Н. Гольфайн. Л.: Машиностроение. 1977.

4. У. Цвиккер. Титан и его сплавы. Берлин - Нью-Йорк, 1974. Пер. с нем. М.: Металлургия. 1979. - 512 с.

5. Корнилов И.И. Титан.-М.: Наука. 1975.-310 с.

6. Соломина О.П. Жаропрочные титановые сплавы. / О.П. Соломина, С.Г. Глазунов. М.: Металлургия. 1976. -448 с.

7. Борисова Е.А. Титановые сплавы. Металлография титановых сплавов. / Е.А. Борисова, Г.А. Бочвар, М.Я. Брун и др. М.: Металлургия. 1980. - 464 с.

8. Александров В.К. Полуфабрикаты из титановых сплавов. / В.К. Александров, Н.Ф. Аношкин, А.П. Белозеров и др. Под ред. Аношкина Н.Ф. и Ерманка М.З. - М.: Металлургия. 1979. - 512 с; 2-е изд. - М.: ВИЛС. 1996.-581 с.

9. Колачев Б.А. Металловедение и термическая обработка цветных металлов и сплавов: Учебник для вузов. - 4-е изд., перераб. и доп. / Б.А. Колачев, В.И. Елагин, В.А. Ливанов. - М.: МИСИС. 2005. - 432 с.

10. Колачев Б.А. Физико-механические свойства легких конструкционных сплавов. / Б.А. Колачев, С.Я. Бецофен, Л.А. Бунин, В.А. Володин. - М.: Металлургия. 1995.-288 с.

11. Ильин A.A. Титановые сплавы. Состав, структура, свойства. Справочник. / A.A. Ильин, Б.А. Колачев, И.С. Полькин. - М.: ВИЛС-МАТИ. 2009. - 520 с.

-14312. Братухин А.Г. Технология производства титановых самолетных

конструкций. / А.Г. Братухин, Б.А. Колачев, В.В. Садков и др. - М.:

Машиностроение. 1995. -448 с.

13. Ильин A.A. Механизм и кинетика фазовых и структурных превращений в титановых сплавах. М.: Наука. 1994. - 304с.

14. Валиев Р.З. Объемные наноструктурные металлические материалы: получение, структура, свойства. / Р.З. Валиев, И.В. Александров. - М.: ИКЦ «Академнаука». 2007. - 398 с.

15. Головин Ю.И. Введение в нанотехнику. М.: Машиностроение. 2007. - 496 с.

16. Ильин A.A. Водородная технология титановых сплавов./ A.A. Ильин, Б.А. Колачев, В.К. Носов, A.M. Мамонов. - М.: МИСИС. 2002. - 392 с.

17. Салтыков A.C. Стереометрическая металлография. 3-е изд. М.: Металлургия. 1970. - 376 с.

18. Салтыков A.C. Стереометрическая металлография. (Стереология металлических материалов). Учебное пособие для вузов. М.: Металлургия. 1976.-271 с.

19. Чернявский К.С. Стереология в металловедении. М.: Металлургия, 1977. -279 с.

20. Кристиан Дж. Теория превращений в металлах и сплавах. Часть 1. Термодинамика и общая кинетическая теория. : пер. с англ. / под ред. A.J1. Ройтбурда. М.: Мир. 1978. - 806 с. [J.W. Christian The theory of transformations in metals and alloys. Second edition. Part 1. Equilibrium and General Kinetic Theory. Oxford : Pergamon Press. 1975. - 806 p.]

21. Мартин Дж., Доэрти P. Стабильность микроструктуры металлических систем : пер. с англ. / под ред. В.Н. Быкова. М.: Атомиздат, 1978. - 280 с. [J.W. Martin, R.D. Doherty Stability of microstructure in metallic systems. Cambridge : Cambridge University Press. 1976. - 280 p.]

-14422. Белов С.П. Титановые сплавы. Металловедение титана и его сплавов. /

С.П. Белов, М.Я. Брун, С.Г. Глазунов и др.: под ред. Колачева Б.А.,

Глазунова С.Г. - Металлургия. 1992. - 352 с.

23. Колачев Б.А. Основные принципы легирования титановых сплавов // Известия вузов. Цветная металлургия. 1996. № 4. С. 34-41.

24. Колачев Б.А. Титановые сплавы разных стран. / Б.А. Колачев, И.С. Полькин, В.Д. Талалаев. - М.: ВИЛС. 2000. - 316 с.

25. Конрад X. Модель деформационного упрочнения для объяснения влияния величины зерна на напряжения течения металлов // Сверхмелкое зерно в металлах. Пер. с англ. -М.: Металлургия. 1973.- 206 с.

26. Гольдштейн М.И. Металлофизика высокопрочных сплавов. Учебное пособие для вузов. / М.И. Гольдштейн, B.C. Литвинов, Б.М. Бронфин. М.: Металлургия. 1986.-312 с.

27. Скворцова С.В. Механизм фазовых и структурных превращений и формирование текстуры в листовых полуфабрикатах из титановых сплавов. / С.В. Скворцова, А.А. Ильин //Металлы. 2007 № 5. С. 12-22.

28. Hall Е.О. The deformation and again of mild steel. // Proc. Phys. Soc. 1951, Vol. 64, P. 747.

29. Petch N.I. The cleavage strength of polycrystalline. // J. Iron and Steel Inst. 1953, Vol. 174, P. 25.

30. Cottrell A.H. The dislocation model of flow propagation across the grain boundary / Trans. AJME. - 1958. - Vol. 212. - p.p. 192-195.

31. Коттрелл A.X. Прерывистая текучесть. // Структура и механические свойства металлов. -М.: Металлургия. 1967. С. 210-224.

32. Armstrong R. The relation of yield and flow stresses with grain size in polycrystalline iron. / R. Armstrong, B.N. Cold, N.J. Petch. // Phil. Mag. -1962. -Vol.7, p.p. 45-51.

33. J.C. Li Generation of dislocation witch grain boundary joins and Petch-IIall

relation I I Trans. ASME. 1961. Vol. 227. № 2. p.p. 239-247.

34. Трефилов В.И. Новая деформационная модель зернограничного упрочнения в поликристаллических металлах / В.И. Трефилов, В.Ф. Моисеев, Э.П. Печковский. // Доклады Академии наук СССР. 1988. -Т.303. № 4. С. 869-872.

35. Попов JI.E. Пластическая деформация сплавов. / JI.E. Попов, B.C. Кобытев, Т.А. Ковалевская. // М.: Металлургия, 1984. - 183 с.

36. Staniek G. The combination of precipitation and grain boundary hardening. / G. Staniek, E. Harnbogen. // Scr. Met., 1973, № 6, P. 615.

37. Козлов Э.В. Структура и сопротивление деформации ГЦК ультрамелкозернистых металлов и сплавов. / Э.В. Козлов, Н.А. Конева, А.Н. Жданов, Н.А. Попова, Ю.Ф. Иванов. // Физическая мезомеханика. 2004. Т. 7. №4. С. 93-113.

38. К. R. Evans The embrittlement and fracture of Ti-8 pet. A1 alloys. // Trans. Met. Soc. AIME, 1969, V.245, №6, P. 1297.

39. Chia K.H. Dislocation density model for the effect of grain size on the flow stress of Ti-15,2 at.% Mo p-alloy at 4,2-650K. / K.H. Chia, K. Jung, H. Conrad. // Mater.Sci.Eng. A 409, 2005, P. 32.

40. Bhattacharjee A. Room temperature plastic flow behavior of Ti-6,8Mo-4,5Fe-1,5A1 and Ti-10V-4,5Fe-l,5Al: Effect of grain size and strain rate. / A. Bhattacharjee, P. Ghosal, A.K. Gogoa, S. Bhargava, S.V. Kamat. // Mater.Sci.Eng. A 452-453. 2007. P. 219.

41. Моррисон В. Б. Пластичность сплавов со сверхмелким зерном. / В. Б. Моррисон, P. JI. Миллер. «Сверхмелкое зерно в металлах» : пер. с англ. / под ред. JI. К. Гордиенко - М. «Металлургия». 1973. - 181с.

42. Коул Г.С. Получение сверхмелкозернистой структуры металлов и сплавов при кристаллизации. / Г.С. Коул, Г.Ф. Бллинг. // Сверхмелкое зерно в металлах. М.: Металлургия. 1973. С. 41-81.

-14643. Дж.А. Верт Измельчение зерна и ограничение его роста. Сверхпластическая формовка конструкционных сплавов. : пер. с англ. М.: Металлургия. 1985. С. 73-89.

44. Портер Л.Ф. Регулирование размера зерна термоциклированием. / Л.Ф. Портер, Д.С. Добковски. // Сверхмелкое зерно в металлах. М.: Металлургия. 1973. С. 135-163.

45. Кейн Р.Н. Рекристаллизация и измельчение зерна. / Р.Н. Кейн, Н. Дж. Грант. // Сверхмелкое зерно в металлах. М.: Металлургия. 1973. С. 164-181.

46. Лякишев Н.П. Конструкционные наноматериалы. Технология легких сплавов. 2006. № 3. С. 40-49.

47. Салищев Г.А. Практические аспекты применения титановых сплавов с нанокристаллической структурой. / Г.А. Салищев, C.B. Жеребцов, С.Г1. Малышева, A.M. Смыслов, Э.В. Сафин, С.П. Павлинич, Н.Ф. Измайлова. // Титан. - 2007. -Т.21. № 2. С.49-56

48. Рыбин В.В. Большие пластические деформации разрушение металлов. -М.: Металлургия. 1986. - 224 с.

49. Valiev R.Z. Bulk nanostructured materials from severe plastic deformation. / R.Z. Valiev, R.K. Islamgaliev, I.V. Alexandrov. // Prog. Mater. Sei. 45 (2000) p.p. 103-189.

50. Жеребцов C.B. Формирование субмикрокристаллической структуры в титановых сплавах интенсивной пластической деформацией и их механические свойства. / P.M. Галеев, O.P. Валиахметов, С.П. Малышева, Г.А. Салищев, М.М. Мышляев. // КШП. 1999. № 7. С. 17-22.

51. Zherebtsov S.V. Production of Submicrocrystalline Structure in Large-Scale Ti-6AI-4V Billet by Warm Severe Deformation Processing. / S.V. Zherebtsov, G.A. Salishchev, R.M. Galeyev, et al. // Scripta Mater. 51. 2004. p.l 147-1151.

52. Салищев Г.А. Практические аспекты применения наноматериалов, полученных с использованием методов большой пластической деформации,

-147в машиностроении / О.Р. Валиахметов, P.M. Галеев, СВ. Жеребцов; Р.Г.

Зарипова, М.В. Маркушев, А.В. Корзников, A.M. Смыслов, Э.В. Сафин,

С.П. Павлинич, P.P. Кутушев, Н.Ф. Измайлова, Ю.Р. Колобов // Сборник

тезисов второй Всероссийской конференции по Наноматериалам «НАНО-

2007» С. 340.

53. Малышева С.П. Влияние холодной прокатки на структуру и механические свойства листов из технического титана. / Г.А. Салищев, Е.Б. Якушина. // Металловедение и термическая обработка металлов, 2008. № 4. С. 34-40.

54. Stolyarov V. V., Zhu Y.T, Lowe T.C, Valiev R.Z. Microstructure and properties of pure Ti processed by ECAP and cold extrusion // Materials Science and Engineering A303. 2001. P. 2-89.

55. Salishchev G.A. Formation of submicrocrystalline structure in large-size billets and sheets out of titanium alloys Metallic materials with high structural efficiency (O.N. Senkov et al. eds.). / G.A. Salishchev, R.M. Galeyev, S.V. Zherebtsov, S.Yu. Mironov, O. Valiakhmetov, S.P. Malysheva. // Kluvver academic publishers, (2004) p/p.401-412.

56. Zherebtsov S. Mechanical Properties of Submicrocrystalline Ti-6AI-4V Titanium Alloy Produced by Severe Plastic Deformation. / S. Zherebtsov, G. Salishchev, R. Galeyev, K. Maekawa, M. Futakawa. // J. Soc. Experiment. Mech. Jpn. Vol. 5. № 3. 2005. p.p. 286-290.

57. Салищев Г.А. Исследование механических свойств титановых сплавов с субмикрокристаллической структурой / Г.А. Салищев, С.В. Жеребцов С.П. Малышева, A.M. Смыслов, Э.В. Сафин, С.П. Павлинич, Н.Ф. Измайлова // Титан. - 2009. - № 1. - С. 20-25.

58. Скворцова С.В. Влияние водорода на фазовые и структурные превращения в титановом сплаве ВТ6. / С.В. Скворцова, П.В. Панин, Н.А. Ночовная, И.А. Грушин, Н.Г. Митропольская// Технология легких сплавов. 2011. № 4. С. 35-40.

-14859. Носов B.K. Водородное пластифицирование при горячей деформации титановых сплавов/ В.К. Носов, Б.А. Колачев, - М: Металлургия. 1986. -117 с.

60. Башкин И.О. Влияние водорода на пластичность и сопротивление деформации титанового сплава ВТ6 при температурах до 930 °С / И.О. Башкин, В.Ю. Малышев, Ю.А. Аксенов, Т.Е. Антонова, Е.Г. Понятовский, B.J1. Колмогоров, В.К. Катая, И.В. Левин, Ю.И. Потапенко, А.И. Трубин, Г.Г. Талуц, C.B. Никитин// Физика металлов и металловедение. 1990. Т69. №5. С. 168-174

61. Анисимова Л.И. Обратимое легирование водородом и деформация титанового сплава ВТ6. / Л.И. Анисимова, Ю.А. Аксенов, М.Г. Бадаева и др. // МиТОМ. 1992. № 2. С. 43-45.

62. Анисимова Л.И. Анализ диаграмм деформации титановых сплавов, легированных водородом. / Л.И. Анисимова. // Физика металлов и металловедение. 1999. Т87. № 5. С. 94-103

63. Гадельшин М.Ш. Водородное пластифицирование титановых сплавов./ М.Ш. Гадельшин, Л.И. Анисимова, Е.С. Бойцова. ISJAEE № 9(17). 2004. С. 26-29.

64. Овчинников A.B. Влияние фазового состава и условий деформирования на эффект водородного пластифицирования водородосодержащих титановых сплавов. / A.B. Овчинников, A.A. Ильин, В.К. Носов, Ю.Ю. Щугорев// Металлы. 2007. № 5. С.69-76

65. Строганов Г.Б. Структурная сверхпластичность металлических материалов. / Г.Б. Строганов, Г.А. Салищев, A.A. Ильин, C.B. Скворцова. // М.: ООО «Брест-Лайн». 2010. - 260 с.

66. Орлов А.Н. Границы зерен в металлах. / А.Н. Орлов, В.Н. Перевезенцев, В.В. Рыбин. М.: «Металлургия». 1980 - 156 с.

67. Бокштейн Б.С., Копецкий Ч.В., Швиндлерман Л.С. Термодинамика и

кинетика границ зерен в металлах. М.: Металлургия. 1986. - 224 с.

68. Бокштейн Б.С. Диффузия в металлах. Пространственное структурное строение. М.: Металлургия. 1978. -248 с.

69. Кайбышев О.А., Валиев Р.З. Границы зерен и свойства металлов. М.: Металлургия. 1987. -214 с.

70. Гольдштейн М.И., Фарбер В.М. Дисперсионное упрочнение стали. М.: Металлургия. 1979. - 208 с.

71. ГОСТ 1497-84. Металлы. Методы испытаний на растяжение. М.: «Стандартинформ». 2005. - 22 с.

72. ГОСТ 5639-82. Стали и сплавы. Методы выявления и определения величины зерна. ИПК Издательство стандартов. 2003. - 16 с.

73. Wilson A.F. Deformation Characteristics of Individual Alpha and Beta Phase Composition in Timetal 6-4 / A.F. Wilson, P.S. Caiatt, M. Rushton, V. Venkatesh, S.P. Fox // Proc 11th World Conf of Titanium, and by M. Ninomi, S. Akiyama, M. Ikeda, M. Hagiwara, K. Maruyama, The Japan Istitute of Metals, Kyoto, Japan. 2007. p.p. 307-310.

74. Архипов B.E. Нейтронографический количественный фазовый анализ гидрированных титановых сплавов ВТ6. / В.Е. Архипов, С.Ф. Дубинин,

B.Е. Найш, Т.В. Новоселова, С.Б. Пунышев, Н.П. Рацлав, И.В. Сагарадзе,

C.Г. Теплоухов. // Физиа металлов и металловедение. 1994. № 11. С. 147155

75. Новикова М.Б. Исследование процесса разложения термообработанного гидрида титана. / М.Б. Новикова, A.M. Пономаренко, Е.Я. Кануткин, Н.П. Космачева. // Технология легких сплавов. 2007. № 1. С. 149-154

76. Ильин А.А. Фазовые и структурные превращения в титановых сплавов разных классов под действием водорода. / А.А. Ильин, С.В. Скворцова, A.M. Мамонов, М.Ю. Коллеров. // Титан. 2007. № 1. С. 32

77. Колачев Б.А. Взаимодействие водорода со сплавами титан-алюминий. /

Б.А. Колачев, В.К. Носов, T.JI. Гребенникова. // Журнал физической химии. 1980. Т54. № 11. С. 2906-2909.

78. Грабовецкая Г.П. Структурно-фазовое состояние и механические свойства субмикрокристаллического титанового сплава Ti-6A1-4V, полученного с использованием обратимого легирования водородом. / Г.П. Грабовецкая, E.H. Мельникова, И.П. Чернов // Известия Томского политехнического университета. Т311. № 2. Математика и механика. Физика. 2007. С. 111-115

79. Грабовецкая Г.П. Влияние водорода на низкотемпературную ползучесть субмикрокристаллического сплава TÎ-6A1-4V. / Г.П. Грабовецкая, О.В. Забудченко, E.H. Степанова // Металлы. 2010. № 2. С. 86-92.

80. Ильин A.A. Влияние термоводородной обработки и пластической деформации на структурообразование в титановых сплавах. / A.A. Ильин, C.B. Скворцова, П.В. Панин, A.B. Шалин. // Авиационная промышленность. 2009. №4. С. 31-36.

81. Ильин A.A. Влияние термоводородной обработки на структуру и свойства отливок из титановых сплавов. / A.A. Ильин, C.B. Скворцова, A.M. Мамонов, Г.В. Пермякова, Д.А. Курникова. // МИТОМ. 2002. № 5. С. 10-13.

82. Ильин A.A. Управление комплексом механических свойств титановых сплавов путем модифицирования структуры термоводородной обработкой. / A.A. Ильин, C.B. Скворцова, A.M. Мамонов, Г.В. Гуртовая, Д.А. Курников. // ТИТАН. 2004. №1(14). С. 25-29.

83. Штюве Х.П. Движущие и тормозящие силы при рекристаллизации. Рекристаллизация металлических материалов. Ред. Ф. Хесснер. Пер. с англ. М.: Металлургия. 1982. С. 33-70.

84. Полухин П.И., Горелик С.С., Воронцов В.К. Физические основы пластической деформации. М.: Металлургия. 1982. - 584 с.

85. Бернштейн МЛ. Механические свойства металлов. / М. Л. Бернштейн, В. А. Займовский. // М.: Металлургия, 1979. - 496 с.

© о

86. Бэкофен В. Процессы деформацииТМассачусетс, Калифорния, 1972. пер. с англ. - М.: Металлургия, 1977. - 288 с.

87. Белов С.П. Теоретический анализ процессов упорядочения в сплаве на основе Ti3Al. Влияние водорода на устойчивость интерметаллидаТ13А1. / С.П. Белов, A.A. Ильин, A.M. Мамонов, A.A. Александрова. // Металлы (РАН). 1994. №2. С. 76.

88. Носов В.К. Комбинированное упрочнение листовых заготовок сплава Ti-6А1 при обратимом легировании водородом. / Носов В.К., Поляков О.А.,Щугорев Ю.Ю., Грачев H.A., Нестеров П.А. // Металлы. 2012 № 1. С. 99-107.

89. Золоторевский B.C. Механические свойства металлов: Учебник для вузов. 2-ое изд.-М.: Металлургия. 1983. - 352 с.

90. Мейер К. Физико-химическая кристаллография. Пер. с нем. М.: Металлургия. 1972.-480с.

91. Грабский М.В. Структура границ зерен в металлах. Пер. с польского. М.: Металлургия. 1972. - 160 с.

92. Горелик С.С., Добаткин C.B., Капуткина JI.M. Рекристаллизация металлов и сплавов. 3-е изд. М.: МИСИС. 2005. - 432 с.