CC BY
19
УДК 669.295;544.022.522
DOI 10.18413/2075-463 9-2019-51 -2-287-294
ЭВОЛЮЦИЯ МИКРОСТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ СПЛАВА TI-6AL-4V ЛЕГИРОВАННОГО Fe И Мо В ХОДЕ ДЕФОРМАЦИИ ПРИ 800°C
MICROSTRUCTURE EVOLUTION AND PROPERTIES OF TI-6AL-4V ALLOY DOPED WITH Fe AND Mo DURING DEFORMATION AT 800°C
Д.Н. Клименко, М.С. Озеров, Н.Д. Степанов, Н.Ю. Жеребцова, С.В. Жеребцов D.N. Klimenko, M.S. Ozerov, N.D. Stepanov, N.Yu. Zherebtsova, S.V. Zherebtsov
Белгородский государственный национальный исследовательский университет, Россия, 308015, г. Белгород, ул. Победы, 85
Belgorod State University, 85 Pobeda St, Belgorod, 308015, Russia
E-mail: klimenko@mail.ru, ozerov@bsu.edu.ru, stepanov@bsu.edu.ru, zherebtsov@bsu.edu.ru
Аннотация
Изучена эволюция микроструктуры и механическое поведение двухфазных титановых сплавов Ti-6Al-4V и Ti-6Al-4V-0.75Mo-0.5Fe в ходе одноосного сжатия на 70 % при 8000С. Пластическое течение для обоих сплавов характеризуется последовательными стадиями деформационного упрочнения, разупрочения и стационарного течения. Во время сжатия пластинчатая структура сфероидизируется, образуя частично или полностью глобулярную микроструктуру. Так, было обнаружено, что кинетика глобуляризации в Ti-6Al-4V-0.75Mo-0.5Fe заметно выше, чем в Ti-6Al-4V, и после 70 % деформации глобуляризация составила ~ 100 % и ~ 30 %, соответственно. Это различие может быть обусловлено различием в энергии межфазной границы из-за легирования Р-стабилизирующими элементами.
Abstract
The alpha/beta titanium alloys Ti-6Al-4V and Ti-6Al-4V-0.75Mo-0.5Fe were heat treated to produce a stable colony microstructure and were compressed in air at a nominal strain rate of 10-3 s-1 to a height reduction of 25, 50, or 70 % at 800 °C. Microstructure evolution and mechanical behavior of alpha/beta Ti-6Al-4V and Ti-6Al-4V-0.75Mo-0.5Fe titanium alloys during uniaxial compression was studied. The plastic-flow response for both alloys is characterized by successive stages of strain hardening, flow softening, and steady-state flow. A higher content of beta stabilizers in Ti-6Al-4V-0.75Mo-0.5Fe alloy results in a higher percentage of the beta phase, thicker alpha lamellae and greater mismatch between the alpha and beta lattices. During compression the lamellae spheroidized to produce a partially or entirely globular microstructure. Specifically globularization of the Ti-6Al-4V-0.75Mo-0.5Fe microstructure was faster, that can be associated with easer loss of the initial Burgers-type coherency between the alpha and beta phases and the subsequent individual deformation of each phase. As a result after 70% deformation, the globalarized fraction was ~ 100% for Ti-6Al-4V-0.75Mo-0.5Fe and ~ 30% for Ti-6Al-4V. This difference can be partially associated with different interphase energy due to doping of the Р-stabilizing elements.
Ключевые слова: титановые сплавы, деформация, эволюция микроструктуры, глобуляризация. Keywords: Titanium alloy, compression, microstructure evolution, globularization.
Введение
Слитки из титановых сплавов, как правило, обрабатываются в несколько этапов, чтобы разбить литую микроструктуру. Первоначальная горячая обработка и отжиг выполняются в бета-области, чтобы получить более однородную и тонкую структуру бета-зерна. В зависимости от скорости охлаждения после обработки в бета-области
формируются разнообразные так называемые трансформированные структуры, состоящие из колоний пластинчатого альфа-титана в пределах исходных бета-зерен.
Задача последующей горячей обработки в альфа/бета-области (обычно при температуре немного ниже температуры полиморфного превращения, при которой бета ^ альфа + бета) заключается в преобразовании такой пластинчатой микроструктуры в глобулярную, содержащую равноосные (глобулярные) альфа-частицы в трансформированной бета-матрице. Морфология равноосных альфа-частиц дает некоторые преимущества по сравнению с пластинчатой альфа-структурой, включая лучшую пластичность и сопротивление зарождению усталостных трещин при типичных условиях эксплуатации.
Снижение температуры деформации в альфа/бета-области за счет легирования ß-стабилизирующими элементами (например, Fe и Mo) может привести к повышению стабильности бета-фазы [Wert, Paton, 1983; Salishchev at el., 1993] и, таким образом, снижению возможной температуры деформации. Влияние легирования ß-стабилизаторами на механизм сфероидизации альфа/бета титановых сплавов с пластинчатой альфа-микроструктурой практически не изучено. Поэтому цель настоящей работы состояла в том, чтобы определить конкретные механизмы глобуляризации в сплавах Ti-6Al-4V и Ti-6Al-4V-0.75Mo-0.5Fe в ходе одноосного сжатия при 800°C.
Материал и методика
В рамках данной работы исследовались альфа/бета титановый сплав Ti-6Al-4V и тот же сплав, легированный небольшим количеством ß-стабилизирующих элементов (0,5Fe и 0,75Mo), то есть сплав Ti-6Al-4V-0.75Mo-0.5Fe. Для получения стабильной пластинчатой микроструктуры сплавы были подвергнуты следующей термообработке: отжиг при 955°С в течение 15 мин, нагрев до 1010°С и выдержка в течение 15 мин, охлаждение печи до 800°C и выдержка в течение 20 мин. После выдержки в течение 20 минут при температуре 800°C образцы закалялись в воду. После термообработки микроструктура сплавов состояла из альфа-ламелей с 24±2 % бета-фазы в форме очень тонких планок, разделяющих альфа-ламели. Из термообработанного материала были вырезаны образцы на сжатие в виде цилиндров диаметром 8 мм и высотой 12 мм. Образцы сжимались на воздухе при номинальной скорости деформации 10-3с-1 до степени высотной деформации 25, 50 или 70 % при 800°C в механической испытательной машине Satec LX300 (Instron). После деформации были подготовлены осевые срезы для определения микроструктуры в центральной части каждого образца с использованием просвечивающего электронного микроскопа JEOL JEM-2000EX (ПЭМ) и сканирующего электронного микроскопа Quanta 600 FEG (СЭМ).
Результаты и их обсуждение
Методом СЭМ выявлена микроструктура исследуемых сплавов, состоящая из колоний альфа-пластин в бета-матрице. Средняя толщина альфа-ламелей и бета-прослоек в сплаве Ti-6Al-4V составляла приблизительно 1,3 и 0,6 мкм соответственно (рис. 1а). Колонии альфа-пластин в сплаве Ti-6Al-4V-0,75Mo-0,5Fe заметно тоньше (0,7 мкм) с расстоянием между пластинками ~ 0,5 мкм (рис. 1б).
Инженерные кривые напряжения-деформации сплавов, сжатых при 800°С и номинальной скорости деформации 10-3с-1 (рис. 2), показали пиковое напряжение течения при деформации 5-10 % с последующим разупрочнением. Разупрочнение двухфазных титановых сплавов с пластинчатой альфа-микроструктурой на ранних стадиях деформации обычно объясняется поворотом ламелей в сторону «более мягкой» ориентации с низкими факторами Тейлора и/или передачей дислокационного скольжения через альфа/бета межфазные границы [Miller et al., 1999; Semiatin et al, 1999; Semiatin, Bieler, 2001; Bieler, Semiatin, 2002; Kim et al., 2005; Prakash et al., 2013; Park et al., 2014].
Рис. 1. Изображение исходной микроструктуры сплава Ti-6Al-4V (А) и Ti-6Al-4V-0,75Mo-0,5Fe
(Б) после термообработки Fig. 1. SEM micrograph of the initial microstructures of the Ti-6Al-4V (a) and Ti-6Al-4V-0.75Mo-0.5Fe (b) program alloys
0 20 40 60
e, %
Рис. 2. Инженерная кривая напряжения-деформации одноосного сжатия при 8000С сплавов Ti-6Al-
4V (ВТ6) и Ti-6Al-4V-0.75Mo-0.5Fe (ВТ6 Mo+Fe) Fig. 2. Flow curves obtained during deformation of the Ti-6Al-4V (ВТ6) and Ti-6Al-4V-0.75Mo-0.5Fe (ВТ6 Mo+Fe) at 800 <C and a nominal strain rate 10-3 s-1
Основными особенностями эволюции микроструктуры обоих сплавов при сжатии были удлинение бета-зерен и поворот альфа-ламелей в направлении течения металла (Рис. 3,4). В Ti-6Al-4V наиболее интенсивный поворот пластин происходил на начальных этапах деформация (деформация от 0 до 25 %, см. рис. 3а). С другой стороны, сфероидизация (т. е. уменьшение длины альфа-ламелей и бета-прослоек) ускоряется только после деформации до 50 %, в течение которой поворот ламелей был незначительным (см. рис. 3б). Кривые напряжения-деформации демонстрируют стадию устойчивого течения при деформации до ~40 %, что аналогично деформационному поведению и сфероидизации в условиях сверхпластической деформации с сопутствующим увеличением протяженности вновь образующихся межфазных границ [Zherebtsov, 2004, Ma et al. 2012, Fan et al., 2018] и динамическим возвратом с почти постоянной плотностью дислокаций.
Рис. 3. Эволюция микроструктуры в сплавах Ti-6Al-4V (А-В) Ti-6Al-4V-0.75Mo-0.5Fe (Г-Е) в ходе деформации при 800°C и скорости деформации 10-3 с"1 до уменьшения высоты (А, Г) 25, (Б, Д) 50
и (В, Е) 70 %. Ось сжатия вертикальная Fig. 3. Microstructure évolution in Ti-6Al-4V (А-В) Ti-6Al-4V-0.75Mo-0.5Fe (Г-Е) alloys during déformation at 800°C and a strain rate of 10-3 s-1 to a height réduction of (А,Г) 25, (Б,Д) 50, and (В,Е)
70 %. The compression axis is vertical
Следует отметить, что в Ti-6Al-4V-0.75Mo-0.5Fe уменьшение толщины альфа-пластин в течение деформации происходит более интенсивно на начальном этапе деформации, после чего уже не меняется, тогда как в Ti-6Al-4V наблюдается монотонное снижение толщины альфа-пластин в процессе всей деформации (рис. 4а). Доля глобулярных частиц значительно выше в сплаве Ti-6Al-4V-0.75Mo-0.5Fe, причем разница увеличивается с деформацией (см. рис. 4а), поскольку при 70 % осадки сплав Ti-6Al-4V-0.75Mo-0.5Fe глобуляризируется полностью, тогда как Ti-6Al-4V показывает всего 30 % глобулярных альфа-частиц.
По данным ПЭМ, фрагментация альфа-ламелей происходит в обоих сплавах либо деформацией сдвига, либо образованием поперечных дислокационных границ (рис. 5а). Последний процесс связан с непрерывной динамической рекристаллизацией в альфа-фазе. Действительно, снижение температуры приводит к более интенсивному формированию полос сдвига и выступов на межфазных границах (рис. 5а). На начальных этапах деформации плотность дислокаций в альфа-пластинах заметно выше, чем в бета-фазе. Пластины альфа-фазы делятся на фрагменты с малоугловыми границами, наклоненными примерно на 45° от оси деформации. В некоторых случаях эти границы имеют высокий уровень совершенства, что подтверждается типичным полосчатым контрастом. Также наблюдаются участки (суб)зеренной структуры, где (суб)границы имеют полосчатый контраст. Внутренняя структура бета-фазы также изменяется при деформации. В бета-прослойках формируются поперечные границы; на пересечении внутренних границ с межфазными образуются канавки (см. рис. 4б). Смешанная микроструктура, состоящая из остатков пластинчатой и глобулярной структуры, наблюдается после деформации до 70 % в обоих сплавах.
А
3
2,5
0,5
25 50 70
Степень деформаци,%
•TÍ-6AMV ^^Ti-6Al-4V-0.75Mo-0.5Fe
0
0
Б
100 90 80 70 60 50 40
т
X л
н р
ОС
£ ю
о
^ 30 ос
о
20 10
25 50
Степень деформации,%
70
Ti-6Al-4V
■Ti-6Al-4V-0.75Mo-0.5Fe
0
0
Рис. 4. Толщина альфа-пластин (А) и доля глобулярных частиц (Б) в зависимости от степени деформации для сплава Ti-6Al-4V и Ti-6Al-4V-0.75Mo-0.5Fe при температуре деформации 800 ° C и начальной скорости деформации 10-3 с"1 Fig. 4. Thickness of alpha lamellae (А) and fraction of globular particles (Б) as a function of strain for Ti-6Al-4V and Ti-6Al-4V-0.75Mo-0.5Fe alloys deformed at 800 qC and an initial strain rate
of 10-3 s-1
Основываясь на настоящих результатах, можно предположить, что межфазные альфа/бета границы, будучи изначально когерентными, легко пересекаются дислокациями, особенно теми, у которых вектор Бюргерса <a> параллелен направлению <111> в бета-фазе [Furuhara et al.,1995; Suri, 1999]. Деформация на начальных стадиях таким образом однородна в каждой колонии. Однако так как менее благоприятные системы скольжения в альфа-пластинах (для которых нет направления параллельного <111> в бета-фазе) также активны, остаточные дислокации генерируются на границе
раздела, тем самым способствуя потере точного соотношения Бюргерса между альфа и бета фазами с возрастающей деформацией. Кроме того, различные деформационные свойства альфа- и бета- фаз могут привести к неоднородному распределению деформации между фазами, в результате чего когерентность между 25 и 50 % деформации быстро теряется. Некогерентные альфа/бета межфазные границы становятся эффективными барьерами для движения дислокации, и каждая фаза деформируется отдельно. Такое ограничение деформации интенсифицирует образование поперечных границ внутри альфа-пластин, увеличивает разориентацию между соседними сегментами данной пластинки из-за поглощения дислокаций, и, наконец, приводит к сфероидизированной микроструктуре.
Рис. 5. Микроструктура сплава Ti-6Al-4V-0.75Mo-0.5Fe после деформации при температуре 800 ° С до степени деформации 25 (а) и 70 % (б) (ПЭМ, светлопольное изображение) Fig. 5. TEM microstructure of Ti-6Al-4V-0.75Mo-0.5Fe alloy after deformation at 800°C to 25
(a) or 70 % (b) (bright field image)
Анализ изображений, полученных методами просвечивающей и растровой микроскопии, показал, что эволюция микроструктуры сплава Ti-6Al-4V-0.75Mo-0.5Fe отличается от Ti-6Al-4V (см. рис. 3 и 5). Более высокое содержание бета-стабилизаторов в сплаве Ti-6Al-4V-0.75Mo-0.5Fe приводит к увеличению содержания бета-фазы и толщины альфа-пластин, а также к возрастанию степени несоответствия между альфа- и бета-решетками [Ильин, Носов, 1988]. Последнее может означать, что когерентность межфазных альфа/бета границ в сплаве Ti-6Al-4V-0.75Mo-0.5Fe была изначально хуже, чем в Ti-6Al-4V, а следовательно, деформация развивается отдельно в каждой из фаз. Пластическое течение во время деформации локализовано в более мягкой (при этой температуре) бета-матрице [Ильин, Носов, 1988], которая ведет себя как обычный материал с ОЦК решеткой. Даже после 70 % деформации в бета-фазе в основном наблюдается малоугловые границы, по-видимому, из-за быстрого динамического возврата, что характерно для ОЦК-металлов. Динамический возврат в бета-матрице, возможно, приводит к более интенсивному разупрочнению сплава Ti-6Al-4V-0.75Mo-0.5Fe, чем у Ti-6Al-4V (см. рис. 2). Поперечные дислокационные границы постепенно формируются в альфа-фазе, разделяя альфа-пластины на фрагменты (см. рис. 5). Однако наблюдаемые на изображениях ПЭМ после 70 % деформации (см. рис. 4б) границы преимущественно межфазные, в то время как внутрифазные альфа/альфа или бета/бета границы практически отсутствуют.
Заключение
Исследована эволюция микроструктуры и пластическое течение альфа/бета титановых сплавов Ti-6Al-4V и Ti-6Al-4V-0.75Mo-0.5Fe в условиях одноосного изотермического сжатия при температуре 800 °C. Пластическое течение обоих сплавов описывается кривой деформации-напряжения с последовательными этапами упрочнения, разупрочнения и установившегося течения. Глобуляризация микроструктуры сплава Ti-6Al-4V-0.75Mo-0.5Fe проходит быстрее, что может быть связано с более легкой потерей первоначальной когерентности типа Бюргерса между альфа и бета-фазами и последующей индивидуальной деформацией каждой фазы. Разориентировки границ в пределах каждой фазы увеличиваются до диапазона большеугловых границ из-за накопления дислокаций в ходе деформации. В сплаве Ti-6Al-4V эволюция микроструктуры альфа-фазы развивается аналогично сплаву Ti-6Al-4V-0.75Mo-0.5Fe, однако заметно медленнее. Так что после 70 % деформации в сплаве Ti-6Al-4V формируется смешанная структура, состоящая из остатков пластин альфа-фазы, ориентированных вдоль направления течения металла и глобулярных альфа частиц, доля глобулярных частиц составляет ~ 30 % . Между тем в сплаве системы Ti-Al-V-Mo-Fe при такой же степени деформации наблюдается формирование полностью глобулярной структуры, области с исходной пластинчатой микроструктурой не наблюдаются.
Работа выполнена при финансовой поддержке Российского фонда фундаментальных исследований, грант No 18-48-310023
Список литературы References
1. Ильин А.А., Носов В.К. 1988. К вопросу о соотношении прочности а- и р-фаз в титановых сплавах при различных температурах. ДАН СССР, 302 (1): 134-138.
Il'in A.A., Nosov V.K. 1988. K voprosu o sootnoshenii prochnosti a- i р-faz v titanovyh splavah pri razlichnyh temperaturah. [On the question of the ratio of strength of the a- and р-phases in titanium alloys at different temperatures] DAN SSSR, 302 (1): 134-138.
2. Bieler T.R. and S.L. Semiatin. 2002. The origins of heterogeneous deformation during primary hot working of Ti- 6Al-4V. Int. J. Plast., 18: 1165-1189.
3. Fan X.G., H.J. Zheng, Y. Zhang, Z.Q. Zhang and P.E. Gao. 2018. Acceleration of globularization during interrupted compression of a two-phase titanium alloy. Materials Science and Engineering: A, 720: 214-224.
4. Furuhara T., T. Ogawa, and T. Maki. 1995. Atomic structure of interphase boundary of an а precipitate plate in a P Ti-Cr alloy. Phil. Mag. Lett., 72(3): 175
5. Kim J.H., S.L. Semiatin and C.S. Lee. 2005. Constitutive analysis of the high-temperature deformation mechanisms of Ti-6Al-4V and Ti-6.85Al-1.6V alloys. Materials Science and Engineering: A, 394 (1-2): 366-375.
6. Ma X., W. Zeng, F. Tian and Y. Zhou. 2012. The kinetics of dynamic globularization during hot working of a two phase titanium alloy with starting lamellar microstructure. Materials Science and Engineering: A, 548: 6-11.
7. Miller R.M., T.R. Bieler, and S.L. Semiatin. 1999. Flow softening during hot working of Ti-6Al-4V with a lamellar colony microstructure. Scripta Mater, 40: 1387
8. Park C.H., J.H. Kim, Y.T. Hyun, J.T. Yeom and N.S. Reddy. 2014. The origins of flow softening during high-temperature deformation of a Ti-6Al-4V alloy with a lamellar microstructure. Materials Science and Engineering: A, 582: 126-129.
9. Prakash D.G.L., P. Honniball, D. Rugg, P.J. Withers, J. Quinta da Fonseca and M. Preussa. 2013. The effect of P phase on microstructure and texture evolution during thermomechanical processing of а + P Ti alloy. Acta Materialia, 61: 3200-3213.
10. Salishchev G.A., O.R. Valiakhmetov and R.M. Galeev. 1993. Formation of submicrocrystalline structure in the titanium alloy VT8 and its influence on mechanical properties. J. Mater.Sci., 28: 2898-2902.
11. Semiatin S.L., V. Seetharaman and I. Weiss. 1999. Flow behavior and globularization kinetics during hot working of Ti-6Al-4V with a colony alpha microstructure. Mater. Sci. Eng. A., 263: 257-271.
12. Semiatin S.L. and T.R. Bieler. 2001. The effect of alpha platelet thickness on plastic flow during hot working of Ti-6Al-4V with a transformed microstructure. Acta Mater.,49:3565
13. Suri S. 1999. Room temperature deformation and mechanisms of slip transmission in oriented single-colony crystals of an a/p titanium alloy. Acta Mater, 47 (3): 1019
14. Wert J.A., and N.E. Paton. 1983. Enhanced superplasticity and strength in modified Ti-6AI-4V alloys. Metallurgical Transactions A, 14: 2535-2544.
15. Zherebtsov S.V.. 2004. Production of submicrocrystalline structure in large-scale Ti-6Al-4V billet by warm severe deformation processing. Scripta Mater., 51: 1147-1151.
Ссылка для цитирования статьи Reference to article
Клименко Д.Н., Озеров М.С., Степанов Н.Д., Жеребцова Н.Ю., Жеребцов С.В. 2019. Эволюция микроструктуры и свойств сплава TI-6AL-4V легированного Fe и Мо в ходе деформации при 800°C. Научные ведомости Белгородского государственного университета. Серия: Математика. Физика. 51 (2): 287-294. Doi: 10.18413/2075-4639-2019-51-2-287-294.
Klimenko D.N., Ozerov M.S., Stepanov N.D., Zherebtsova N.Yu., Zherebtsov S.V. 2019. Microstructure evolution and properties of TI-6AL-4V alloy doped with Fe and Mo during deformation at 800°C. Belgorod State University Scientific Bulletin. Mathematics. Physics. 51 (2): 287-294 (in Russian). Doi: 10.18413/2075-4639-2019-51-2-287-294.
