CC BY
168
ФИЗИКА ТВЁРДОГО ТЕЛА
УДК 539.4; 539.5; 669
ИССЛЕДОВАНИЕ ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИХ И КОРРОЗИОННЫХ СВОЙСТВ СУБМИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКОГО ТИТАНОВОГО СПЛАВА Ті-А1^
© 2013 г. В.Н. Чувильдеев, 1 В.И. Копылов, 2 А.М. Бахметьев, 3 Н.Г. Сандлер, 3
А.В. Нохрин,1 П.В. Тряев, 3 Н.А. Козлова, 1 Н.В. Мелехин, 1 М.К. Чегуров, 1 Ю.Г. Лопатин, 1 М.Ю. Грязнов, 4 В.Е. Кузин, 1 Е.Н. Бутусова, 1 А.И. Гордиенко, 2 В.В. Ивашко2
1
НИФТИ ННГУ им. Н.И. Лобачевского 2Физико-технический институт Национальной академии наук Беларуси, Минск 3Опытное конструкторское бюро машиностроения им. И.И. Африкантова, Н. Новгород 4Институт проблем машиностроения РАН, Н. Новгород
nokhrin@nifti.unn.ru
Поступила в редакцию 09.07.2013
Описаны результаты экспериментальных исследований структуры, физико-механических свойств и коррозионной стойкости субмикрокристаллического титанового сплава ПТ3В (промышленный сплав системы Ті-АІ-У). Показано, что управление структурой титанового сплава с использованием метода равноканального углового прессования позволяет повысить термическую стабильность СМК-сплава, а также одновременно повысить его прочность, пластичность, стойкость к межкристаллитной горячесолевой коррозии и коррозионно-усталостному разрушению. Предложено качественное объяснение наблюдаемых закономерностей.
Ключевые слова: субмикрокристаллическая структура, равноканальное угловое прессование, прочность, пластичность, коррозионная стойкость, термическая стабильность, границы зерен, легирование.
Введение
В настоящее время титановые сплавы системы Ті-АІ-У используются в качестве основных конструкционных материалов для создания теплообменного оборудования современных судовых ядерных энергетических установок (ЯЭУ) ледоколов и плавучих АЭС [1]. К таким материалам предъявляются высокие требования по прочности и коррозионной стойкости (что определяет массогабаритные характеристики и ресурс теплообменного оборудования современных транспортных ЯЭУ).
Для повышения уровня прочностных характеристик титановых сплавов в настоящее время наиболее широко используются технологии, основанные на оптимизации их состава и режимов термической обработки [1—3].
Одним из перспективных путей повышения физико-механических свойств и эксплуатационных характеристик титановых сплавов является формирование в них субмикрокристалли-ческой (СМК) структуры за счет использования различных методов интенсивного пластическо-
го деформирования, в том числе технологии равноканального углового прессования (РКУП; в иностранной литературе используется термин Equal Channel Angular Pressing, ECAP) [4-6].
Как известно, в СМК-материалах наблюдается ряд эффектов, открывающих новые возможности по оптимизации геометрии и изготовлению изделий сложной формы, среди которых следует отметить эффект низкотемпературной и высокоскоростной сверхпластичности [7-9], а также эффект одновременного повышения прочности и пластичности при комнатной температуре [10-12]. Известно также, что нано- и субмикрокристалли-ческие материалы могут обладать повышенной, по сравнению с крупнозернистыми материалами, радиационной стойкостью [13].
Особенно сложная картина наблюдается в СМК-металлах при анализе механических свойств с использованием соотношения Холла-Петча. Имеющиеся здесь данные весьма противоречивы. В [14-16] обнаружена классическая линейная зависимость стт-йТ1/2; в работах [17, 18] отмечены факты отсутствия зависимости стт от размера зерна, а также наличие интервала раз-
меров зерен, где наблюдается уменьшение предела текучести с уменьшением размера зерна [19-21] (так называемый эффект «обратного» или «аномального» соотношения Холла-Петча). В работах [22, 23] отмечается немонотонная зависимость величины коэффициента Холла-Петча (Кх-п) от температуры рекристаллизаци-онного отжига. Подчеркнем, что «аномальный» ход зависимости стт^ "1/2 наблюдается не только для металлов с размером зерна 0.1-0.2 мкм и менее. Для целого ряда СМК-металлов с относительно крупным (микронным) зерном также наблюдался эффект снижения предела текучести при уменьшении размера зерна [21, 24-26]. Наиболее часто этот эффект наблюдается для сплавов, структура которых сформирована методом ИПД при повышенных температурах. Размер зерна, при котором происходит этот переход, не определен строго и зависит от множества факторов [27]. Следовательно, точки на
7 -1/2
кривой стт-а , относящиеся к микронным и
субмикронным размерам зерен, нужно с большой осторожностью использовать при анализе влияния границ зерен на механические свойства СМК-материалов с использованием уравнения Холла-Петча.
Не менее сложная ситуация складывается и при попытке анализа влияния границ зерен на коррозионную стойкость СМК-материалов.
Традиционно предполагается, что повышение прочности металлов и сплавов за счет увеличения общей площади границ зерен и повышения плотности дислокаций приводит к снижению коррозионной стойкости материала. Это связано с тем, что, в соответствии с [28], граница зерна, обладающая особой структурой и являющаяся областью сегрегации примесей, в коррозионно-активной среде образует с кристаллической решеткой сплава микрогальвани-ческую пару. В общем случае высокая объемная доля таких микрогальванических пар в мелкозернистой структуре должна приводить к интенсификации коррозии.
Вместе с тем анализ литературы показывает, что зависимость скорости коррозии от размера зерна в СМК-материалах имеет сложный и неоднозначный характер - зачастую для одного и того же материала наблюдается как повышение, так и уменьшение коррозионной стойкости при измельчении зеренной структуры, а в ряде случаев изменение размера зерен более чем на два порядка не приводит к существенным изменениям коррозионной стойкости материала (см., например, [29]). Немонотонный характер зависимости скорости коррозии от числа циклов РКУП был обнаружен при исследованиях СМК магниевых [30-32] и алюминиевых сплавов
[33-35], а также меди [36] и стали 304 [37]. Снижение коррозионной стойкости зафиксировано при исследовании СМК углеродистых сталей [38], титана [39], никелида титана [40] и магниевого сплава ZK60 [41]. В то же время в некоторых СМК алюминиевых, титановых и циркониевых сплавах обнаружено повышение коррозионной стойкости [42-45]. Немонотонный характер зависимости скорости коррозии СМК-меди от температуры отжига был обнаружен в [46]. Достаточно представительной и наглядной в этом плане является работа [47], в которой была исследована коррозионная стойкость СМК Cu и Ni, алюминиевых сплавов 5083, 1420, 1421, а также сплава Mg-AZ91D и титана: для большинства СМК-металлов было зафиксировано повышение, а для СМК-титана -уменьшение скорости коррозии.
Причины такого поведения остаются до настоящего времени недостаточно ясными и требуют проведения специальных исследований структуры и коррозионных свойств СМК-мате-риалов.
Целью работы является исследование влияния равноканального углового прессования на физико-механические и коррозионные свойства промышленного титанового сплава Ti-Al-V.
1. Описание объектов исследования и экспериментальных методик
В качестве объекта исследования выступал промышленный титановый деформируемый сплав ПТ3В состава Ti-4.73 вес.% Al-1.88 вес.% V. Формирование СМК структуры в сплаве проводилось методом РКУП в инструменте с углом пересечения рабочего и выходного каналов л/2. Использовался максимально жесткий режим РКУП (режим Bc), при котором заготовка после каждого цикла поворачивалась на угол л/2 вокруг своей продольной оси [4, 5]. Скорость и температура деформирования при РКУП составляли 0.2-0.4 мм/с и 723-748 K, соответственно. Число циклов прессования (N) изменялось от одного до четырёх.
Исследования структуры сплавов и фракто-графический анализ изломов после механических испытаний на растяжение проводились с использованием растрового электронного микроскопа Jeol JSM-6490.
Для исследования механических свойств кроме стандартных механических испытаний на растяжение (испытательная машина Tinius Olsen H25K-S, скорость деформации от 10-3 до 10-2 с-1, температура деформации 293^823 K, образцы в форме двойной лопатки с размерами рабочей части 2x2x3 мм3) и измерений микротвердости
а б
Рис. 1. Методика релаксационных испытаний: а - зависимость напряжения ст от времени t при релаксационных испытаниях; б - общий вид кривой релаксации Аст,/ст,(ст)
(твердомер Duramin Struers-5, нагрузка 2 кгс, точность измерения микротвердости ±50 МПа) использовалась методика релаксационных испытаний, позволяющая определять в испытаниях на сжатие величину предела макроупругости сто и значение физического предела текучести стт.
В основе методики релаксационных испытаний лежит способ испытаний миниатюрных образцов (диаметр d=3 мм, высота L=2d) на сжатие при ступенчатом нагружении с постоянной скоростью деформации. Осуществляется ступенчатое увеличение нагрузки с постоянным приращением деформации на каждом шаге нагружения. Разгружения образца после шага нагружения не происходит. На каждом г-м шаге деформации фиксируется максимальная величина падения напряжения за заданный интервал времени (время релаксации (г) - глубина релаксации Астг- (см. рис. 1а).
Для определения механических свойств металла строится зависимость относительной глубины релаксации (Астг/стг)-100% от величины полного приложенного напряжения ст, которая называется кривой релаксации (см. рис. 1б).
Предел макроупругости образца (сто) - это максимальное напряжение, ограничивающее первую стадию кривой релаксации Астг/стг- (стадия макроупругой деформации - стадия У на рис. 1б), т.е. напряжение, при котором стадия макроупругой деформации переходит в стадию микропластической деформации (стадия М на рис. 1б). На кривой релаксации это точка, соответствующая напряжению, при котором начинается резкое увеличение глубины релаксации.
Физический предел текучести образца (стт) -это напряжение, при котором стадия микропла-стической деформации переходит в стадию пластической деформации (стадия П на рис. 1б). На кривой релаксации это точка соответствует напряжению, при котором относительная глубина релаксации (Астг/стг)-100% достигает уровня
—100%, а абсолютная глубина релаксации Астг изменяется мало.
Величина коэффициента зернограничного упрочнения Кх-п вычислялась по формуле:
кх-п =(стт .
Таким образом, дополняя методику релаксационных испытаний детальными структурными исследованиями, удается разделить вклады от препятствий движению дислокаций «внутри зерен» и на границах зерен для каждого структурного состояния СМК-металла и избежать неоднозначности в определении величин сто и Кх-п, присущей традиционным механическим испытаниям. Как известно, традиционный экспериментальный подход к определению параметров соотношения Холла-Петча состоит в отжиге СМК-материала (с размером зерна dl) для получения более крупнозернистого материала с размерами зерен d2>dl, d3>d2 и т.д. и
7 -1/2
построении зависимости стт^ , угол наклона
которой определяет значение коэффициента Кх-п, а пересечение этой линии с осью предела текучести в точке d "1/2=0 дает значение ст0. При этом очевидно, что в основу такой процедуры неявно положено предположение о постоянстве значений Кх-п и ст0, что нуждается в специальном обосновании в случае СМК-материалов, структурное состояние границ зерен которых, очевидно, зависит от температуры и времени отжига [5,
48, 49]. Кроме этого, определяемые таким образом значения ст0 и Кх-п являются всего лишь некоторыми средними значениями для всех исследуемых структурных состояний материала [23].
Для проведения измерений использовались прямоугольные образцы сечением 3*3 мм2 и высотой 6 мм. Точность измерения сто и стт составляла +20 МПа. Скорость нагружения составляла 0.13%/с, время нагружения - 0.3 с, время релаксации - 60 с.
Коррозионные испытания проводились в смеси кристаллических солей КаС1 и КВг, взятых в соотношении 300:1, в среде атмосферного
воздуха (сообщение с воздушной атмосферой через практически неуплотненную крышку испытательного сосуда). Температура среды в испытательном сосуде поддерживалась равной 523 К. Продолжительность испытаний составляла 500
ч. Степень коррозионного повреждения оценивалась по глубине прокорродировавшего слоя в соответствии с требованиями ГОСТ 9.908-85.
Коррозионно-усталостные испытания проводились с использованием автоматизированного лабораторного комплекса для циклического нагружения по схеме «консольный изгиб». Использовались образцы прямоугольного сечения 2.5x10x60 мм3 с и-образным надрезом глубиной 0.5 мм с радиусом закругления 0.25 мм. Исследования проводились в 3%-м водном растворе КаС1 при частоте нагружения 50 Гц. В ходе эксперимента фиксировалось число циклов до зарождения трещины Л0, число циклов *
до разрушения N, а также длина трещины в каждый момент времени (при заданном уровне напряжений), на основе которых рассчитывалась скорость роста трещины (Гтр). Процесс зарождения и распространения коррозионноусталостной трещины фиксировался с помощью интерференционного микроскопа Leica DM ЖМ при увеличении х 100.
Отжиг образцов производился на воздухе в печи СНОЛ в интервале температур от 293 К до 1073 К. После отжига поверхность образцов подвергалась механической шлифовке и полировке для устранения альфированного слоя. Во всех исследуемых случаях концентрация кислорода в исходных (не более 0.042 вес.%) и отожженных (не более 0.039 вес.%) образцах соответствовала требованиям ГОСТ 19807 (не более 0.15 вес.%). Контроль концентрации кислорода, азота и водорода осуществлялся методом восстановительного плавления с помощью анализаторов ELTRA 0К-900 (О2, N2) и ELTRA ОН-900 (Н2). Общий химический анализ сплава осуществлялся с помощью спектрального анализатора FOUNDRY-Master.
2. Экспериментальные результаты
2.1. Структура и механические свойства при комнатной температуре
В исходном состоянии (до РКУП) структура сплава ПТ3В характеризуется однородным распределением зерен по размерам. Средний размер зерна с=25-30 мкм. Средняя величина предела макроупругости сто и предела текучести стт составляет 420 МПа и 620 МПа, соответственно. Микротвердость сплава составляет Н=1.9-2.0 ГПа. Величины предела прочности и относительного удлинения до разрушения, опреде-
ляемые в опытах на растяжение при комнатной температуре со скоростью 3.3-10- с- , составляли 730 МПа и 28%, соответственно.
Средний размер зерна в сплаве ПТ3В после N=3 циклов РКУП составляет 0.5 мкм и при дальнейшем увеличении числа циклов РКУП не изменяется.
Зависимость предела макроупругости и предела текучести от числа циклов РКУП имеет монотонный характер - при увеличении числа циклов РКУП до N=4 наблюдается повышение предела макроупругости и предела текучести до сто=750 МПа и стт=1020-1050 МПа, соответственно (см. рис. 2). Твердость СМК-сплава ПТ3В после N=4 циклов РКУП составляет Н=3.5-3.6 ГПа.
Важно отметить, что одновременно с высокой прочностью СМК титановый сплав при комнатной температуре имеет и высокую пластичность - удлинение до разрыва составляет 8тах = 47.5-50%, что более чем в 1.5 раза превосходит удлинение до разрушения для крупнозернистого титанового сплава ПТ3В (8тах = = 28%). Таким образом, формирование СМК-структуры в титановом сплаве ПТ3В с использованием технологии РКУП позволяет реализовать эффект одновременного повышения прочности и пластичности при комнатной температуре. Зависимости «напряжение - деформация» для крупнозернистого и СМК титанового сплава ПТ3В представлены на рис. 3.
Подчеркнем, что на изломах образцов СМК титанового сплава ПТ3В после растяжения при комнатной температуре видны три зоны: волокнистая, радиальная и зона среза. Характер излома преимущественно вязкий [50]. Типичное фрактографическое изображение различных участков излома приведено на рис. 4.
Интересно также отметить, что полученные в СМК-РКУП титановом сплаве ПТ3В пластические свойства превосходят аналогичные характеристики для сплава ПТ3В, СМК-структура в котором формируется с использованием других схем ИПД - в частности, в работах [51, 52] показано, что формирование СМК-структуры с размером зерна около 0.3 мкм методом всесторонней ковки позволяет обеспечить прочность титанового сплава ств=1120-1220 МПа при пластичности 8тах = 7-14%.
На рис. 5 представлены зависимости предела макроупругости и предела текучести от температуры 30-минутного отжига крупнозернистого (см. рис. 5 а) и субмикрокристаллического (рис. 5б) сплава ПТ3В (N=4). Из рис. 5б видно, что зависимости сто и стт от температуры отжига (Т) для СМК-сплава имеют двухстадийный характер - незначительное повышение прочности (до стт=1200-1250 МПа) на первой стадии отжига
Рис. 3. Зависимости «напряжение - деформация» для Рис. 2. Зависимость предела макроупругости и преде- образцов крупнозернистого (1) и СМК титанового ла текучести титанового сплава ПТ3В от числа цик- сплава (2), деформируемых при комнатной темпера-
лов РКУП.
туре, а также образцов СМК-сплава ПТ3В после отжига 873 К, 30 мин (3)
ММ
б
Рис. 4. Фрактографический анализ изломов образцов СМК титанового сплава ПТ3В после испытания на растяжение при комнатной температуре и скорости деформирования 3.3-10-3 с-1: (а) - т.1: волокнистая зона, т. 2: радиальная зона, т. 3: зона среза; (б) - волокнистая зона; (в) - радиальная зона
а б
Рис. 5. Зависимость предела макроупругости и предела текучести крупнокристаллического (а) и СМК-сплава (б) от температуры 30-минутного отжига
а
в
(Т<723-773 К) и разупрочнение СМК-сплава на второй стадии.
Исследования структуры показали, что при температуре отжига 723-773 К в СМК-сплаве начинает протекать процесс собирательной рекристаллизации, приводящий к увеличению размера зерна. Средний размер зерна СМК-сплава ПТ3В после отжига при температуре 973 К составляет 10-15 мкм. Аномальный рост зерен, приводящий к формированию разнозернистой структуры с низкими механическими свойствами [6, 17, 18], при отжиге СМК-сплава не обнаружен.
Сравнение зависимостей сто(Т) и стт(Т) для крупнозернистого (рис. 5а) и СМК сплава (рис. 5б) показывает, что температура начала разупрочнения оказывается одинаковой для обоих сплавов и составляет 723-773 К.
Измерение предела макроупругости и предела текучести в материале, имеющем разный размер зерен, позволяет определить значение
коэффициента зернограничного упрочнения Кх-п
1/2
в соотношении Холла-Петча (стт=сто+Кх-п^ " ) в
крупнокристаллическом и СМК сплаве. В ис-
1/2
ходном материале Кх-п = 1.0-1.1 МПа м , в
Таблица 1
Результаты испытаний на коррозионную усталость образцов ______крупнозернистого и СМК титанового сплава ПТ3В______________
Состояние аа, МПа М0, циклов N, циклов
Исходное крупнокристаллическое состояние 715 0.125-105 1.08-105
650 0.85-105 1.92-105
580 19.7-105 20.89-105
СМК-сплав 715 2.7-105 3.25-105
650 18.0-105 18.71-105
580 >100.0-105 не разр.
СМК-сплаве после N=4 циклов РКУП - Кх-п = 1/2
= 0.21-0.23 МПам , а в рекристаллизованном сплаве после отжига при Т = 1073 К величина Кх-п составляет 0.7 МПам12.
2.2. Испытания на сверхпластичность
На рис. 6 представлены кривые сверхпла-стической деформации СМК титанового сплава ПТ3В при различных температурах (рис. 6а) и скоростях (рис. 6б) деформации. Полученные зависимости «напряжение - деформация» имеют вид, характерный для сверхпластической деформации СМК-материалов, - интенсивное деформационное упрочнение на первой стадии растяжения и медленное разупрочнение на второй стадии (более подробно см. [53]).
Как видно из представленных данных, с повышением температуры сверхпластической деформации от 873 К до 1073 К при скорости деформирования 3.3-10-3 с-1 в СМК титановом сплаве ПТ3В наблюдается уменьшение напряжения течения от 165 МПа до 70 МПа с одновременным повышением пластичности от 225% до 475%. В крупнозернистом сплаве ПТ3В аналогичное повышение температуры сверхпла-стической деформации приводит к уменьшению напряжения течения от 355 МПа до 120 МПа и повышению пластичности от 85% до 220%. Таким образом, в зависимости от температуры испытания относительное удлинение образцов СМК-сплава, деформируемого в режиме сверхпластичности, в 2-3 раза превосходит пластичность крупнозернистого материала.
На изломе образца СМК титанового сплава ПТ3В после испытаний на сверхпластичность при температуре 873 К видны волокнистая зона и зона среза. На изломе отчетливо видны ямки, характеризующие вязкое разрушение. Фракто-графическое изображение различных участков излома приведено на рис. 7. Проведенный фрактографический анализ изломов показал, что с увеличением температуры испытаний на сверхпластичность образцов СМК титанового сплава ПТ3В площадь, занимаемая в изломах волокнистой и радиальной зонами, увеличивается, а площадь зоны среза уменьшается. При увеличении температуры испытания до 1073 К
в изломе остается только волокнистая зона. Изломы образцов имеют вязкий характер [50].
2.3. Коррозионная стойкость
2.3.1. Испытания на межкристаллитную коррозию
Испытание на горячую солевую коррозию сплава ПТ3В в исходном состоянии показывает, что глубина пораженного коррозией слоя после 500 ч испытаний при Т = 523 К составляет £кор=500+100 мкм (см. рис. 8а). Коррозия имеет межкристаллитный характер.
Аналогичные испытания СМК-сплава ПТ3В показывают, что характер процесса коррозии не изменяется и она, преимущественно, развивается по границам зерен. Однако глубина прокор-родировавшего слоя в СМК-сплаве не превышает £кор~100+50 мкм (см. рис. 8б, в). Следовательно, однозначно можно утверждать, что измельчение зерна привело к заметному снижению интенсивности коррозионного процесса.
2.3.2. Испытания на коррозионную усталость
В табл. 1 представлены результаты испытаний на коррозионную усталость образцов крупнозернистого и СМК титанового сплава ПТ3В.
Из представленных данных следует, что для крупнокристаллического титанового сплава ПТ3В с увеличением амплитуды напряжения от 650 МПа до 715 МПа наблюдается уменьшение числа циклов до зарождения трещины N0 от
0.85-105 до 0.125-105 циклов.
Для образцов СМК титанового сплава ПТ3В при увеличении амплитуды напряжения от 650 до 715 МПа происходит уменьшение числа циклов до зарождения трещины N0 от 18.0-105 до 2.7-105 циклов, а числа циклов до разрушения образца N - от 18.71 -105 до 3.25-105 циклов.
Стоит отметить, что на напряжении 580 МПа зарождение трещины в образце СМК титанового сплава ПТ3В не наступило на базе 100.0-105 циклов.
Результаты проведенных испытаний свидетельствуют о значительном увеличении коррозионно-усталостной стойкости титанового сплава
а б
Рис. 6. Зависимости «напряжение - деформация» для образцов СМК титанового сплава ПТ3В при различных температурах (скорость деформации 3.3-10-3 с-1) (а) и скоростях (б) сверхпластической деформации (температура деформации 973 К)
а б
Рис. 7. Фрактографический анализ изломов образцов СМК титанового сплава ПТ3В после испытания на сверхпластичность при температуре 873 К и скорости деформации 3.3-10-3 с-1: (а) т. 1: волокнистая зона, т. 2: зона среза; (б) - волокнистая зона
ПТ3В после РКУП, так как для зарождения коррозионно-усталостной трещины в образцах крупнозернистого титанового сплава ПТ3В требуется существенно меньшее количество циклов нагружения, чем в образцах СМК титанового сплава ПТ3В.
3. Обобщение результатов
В титановом сплаве ПТ3В, СМК-структура которого сформирована методом РКУП, наблюдается одновременно повышенная прочность и пластичность при комнатной температуре. Данный эффект был неоднократно описан для цветных СМК-сплавов [10-12], а его физическая модель была предложена в [54, 55]. Следует отметить, что отличительной особенностью данного эффекта является весьма узкий интервал структурных параметров (размер зерна, уровень неравновесности границ зерен) и режимов испытаний, в которых он проявляется. Отклонение от оптимальных режимов формирования СМК-структуры приводит к тому, что в титане и титановых сплавах ТьА1-У в процессе
ИПД формируется высокопрочное состояние с малой пластичностью (см. работы [51, 52]).
Вместе с тем обобщение полученных результатов показывает, что в СМК титановом сплаве ПТ3В наблюдается ряд интересных ранее не наблюдавшихся эффектов, требующих специального анализа, - это эффект одновременного повышения прочности и коррозионной стойкости, а также повышенная термическая стабильность СМК-сплава.
По нашему мнению, эти эффекты имеют единую природу и обусловлены влиянием легирующих элементов на диффузионные свойства неравновесных границ зерен в СМК металлах и сплавах.
Проведенные исследования показали, что, во-первых, температура начала разупрочнения (температура начала рекристаллизации) СМК титанового сплава ПТ3В (723-773 К) соответствует температуре разупрочнения крупнокристаллического сплава (см. рис. 5а, б). Во-вторых, следует отметить, что температура начала рекристаллизации в СМК-сплаве ПТ3В весьма близка к температуре начала рекристал-
а б в
Рис. 8. Микрофотографии поверхности титанового сплава ПТ3В в исходном состоянии N=0 (а) и после трех циклов РКУП (б), подвергнутого горячесолевой межкристаллитной коррозии, а также зависимость глубины межкристаллитной коррозии от числа циклов РКУП (в)
лизании в чистом СМК-титане ВТ1-00 с начальным размером зерна d = 0.3 мкм [23].
Это весьма неожиданный эффект, так как традиционно предполагается, что термическая стабильность структуры СМК металлов и термически неупрочняемых сплавов (к которым относится сплав ПТ3В) оказывается значительно ниже термической стабильности крупнозернистых материалов, получаемых с использованием традиционных технологий термомеханической обработки. Так, в частности, температура начала рекристаллизации в СМК меди и никеле оказывается на (0.15-0.2)7т (Тт - абсолютная температура плавления) меньше, чем температура рекристаллизации аналогичных крупнозернистых материалов [5, 6]. Аналогичные результаты были получены и для других металлов и сплавов, в том числе и для сплава ПТ3В, в котором температура начала рекристаллизации в СМК-состоянии оказывалась на 250-300 К ниже, чем в крупнозернистом сплаве [52].
Полученный неожиданный результат, который условно можно назвать эффектом повышения термической стабильности, ранее никогда не был описан и требует специального обсуждения. По нашему мнению, этот эффект может быть связан с изменением в процессе высокотемпературной интенсивной пластической деформации сплава локальной концентрации легирующих элементов на неравновесных границах зерен, оказывающих существенное влияние на термическую стабильность СМК-материалов [48].
Специального обсуждения требует эффект одновременного повышения прочности и коррозионной стойкости СМК титанового сплава. Как уже отмечалось ранее, в большинстве экспериментальных исследований показано, что формирование СМК-структуры в металле, приводящее к повышению прочности, сопровождается уменьшением коррозионной стойкости, что соответствует общепринятым представлениям об электрохимической коррозии [28].
Однако, по нашему мнению, возможны условия, при которых коррозионная стойкость СМК-материала может стать более высокой, чем стойкость крупнокристаллического материала.
Такой эффект может иметь место в случае, когда коррозионная стойкость границ зерен связана с уровнем зернограничной сегрегации -концентрацией в них нежелательных легирующих элементов, то есть концентрацией в них коррозионно-активных компонентов. В предположении, что легирующие элементы равномерно распределены по границам, их локальная концентрация на границе зерна в крупнозернистом материале (с размером зерна d1) может быть в ^^2)2 раза выше, чем в мелкозернистом материале (с размером зерна d2). В этом случае, при соответствующем измельчении зерен, можно добиться снижения концентрации нежелательных легирующих элементов на границах зерен. Для достижения этого обязательным условием является диффузионное перераспределение коррозионно-активных легирующих элементов - их уход со «старых» (исходных) границ на «новые» - сформировавшиеся в процессе деформации.
Для предварительного анализа возможности реализации этого процесса проведем оценку характерного времени диффузионного массопе-реноса (тй) по границам зерен в условиях РКУП. Для этого воспользуемся формулой т<ж = х3 / , где х - характерный масштаб
диффузионного массопереноса (х = d/2), а Б*ъ = Д*0ехр(-0*/ 7) - коэффициент диффузии по неравновесным границам зерен СМК-мате-риала (Б*ъо - предэкспоненциальный множитель, 0* - энергия активации диффузии по неравновесным границам зерен). Отметим, что в случае РКУП, осуществляющегося при повышенной температуре, необходимо принимать во внимание возможность существенного (на несколько порядков) ускорения зернограничной диффузии
- при РКУП энергия активации зернограничной диффузии 0* оказывается ниже своего равновесного значения 0ъ и, в ряде случаев, может быть близка к энергии активации диффузии в расплаве ~(3.5-4)кТт [5, 56]. Принимая
д;=6.Ы0-7 м2/с [57], 0* =6кТт [5, 48], d=0.5 мкм, Тркуп = 723 К, Тт = 1933 К [57], получим, что характерное время диффузионного массо-переноса составляет т&н~402 с, что сопоставимо с продолжительностью одного цикла РКУП (тркуп~175-350 с при скорости деформирования
0.2-0.4 мм/с для образца длиной 70 мм).
Не менее интересным является и эффект существенного повышения сопротивления коррозионно-усталостному разрушению в СМК титановом сплаве. В настоящее время в литературе отсутствует однозначный ответ на вопрос о том, приводит ли формирование СМК-структуры к повышению или снижению усталостных характеристик конструкционных материалов - в работе [58] было показано, что формирование СМК-структуры в магниевом сплаве сопровождается снижением усталостной прочности с одновременным повышением пластичности и статической прочности; в работе [59] было обнаружено повышение усталостной прочности для титана ВТ1-00 и циркониевого сплава Zr-2.5% № лишь в области малоцикловой усталости, а в работах [60, 61] на примере СМК алюминиевых сплавов продемонстрирована возможность повышения сопротивления зарождению и распространению трещин во всем рассматриваемом интервале амплитуд нагружений.
В соответствии с моделью [62, 63], число циклов до зарождения усталостной трещины при заданной амплитуде нагружения определяется скоростью микропластической деформации - скоростью накопления дислокаций на границах зерен металла. При достижении критической степени накопленной микропластиче-ской деформации на границе зерна образуется стыковая микротрещина, скорость распространения которой в дальнейшем также будет лимитироваться скоростью микропластической деформации в материале [63, 64].
Таким образом, возможность повышения сопротивления зарождению и распространению усталостных трещин в образцах СМК-материала определяется способностью неравновесных границ зерен «сопротивляться» накоплению избыточной плотности дефектов в процессе микро-пластической деформации, например, за счет образования дальнодействующих полей внутренних напряжений от неравновесных границ зерен [48] или же за счет ускоренной диффузионной аккомодации избыточных решеточных
дислокаций, попадающих в границы зерен при дополнительном механическом нагружении СМК-материала [5, 65]. В первом случае механизм сопротивления границ зерен микропла-стической деформации при усталостном нагружении будет подобен механизму, объясняющему аномальное поведение соотношения Холла-Петча в СМК-материалах [27, 49], а во втором -механизму, объясняющему причины возникновения эффекта одновременного повышения прочности и пластичности в СМК-материалах [54, 55]1.
Отметим, что эффект уменьшения скорости накопления микропластической деформации в СМК титановых сплавах в условиях усталостного нагружения был исследован и описан в [67].
4. Анализ результатов
4.1. Эффект одновременного повышения прочности и коррозионной стойкости
Перейдем к качественному объяснению полученных результатов.
Повышенная прочность СМК-сплава может быть обусловлена заметным снижением размера зерна при РКУП [5, 6, 27]. Однако величина наблюдаемого повышения прочности не может быть вычислена с помощью соотношения Хол-ла-Петча при постоянном значении коэффициента зернограничного упрочнения (Кх-п). Как было отмечено выше, значение Кх-п в исходном сплаве заметно отличается от величины коэффициента Кх-п в СМК-сплаве (заметим, что указанное снижение коэффициента Кх-п при переходе от крупнокристаллического к СМК-состоянию наблюдается достаточно часто [5, 27]).
Для дальнейшего анализа важно подчеркнуть, что величина коэффициента зернограничного упрочнения Кх-п в СМК-сплаве (Кх-п = 0.21-0.23 МПам1/2) соответствует величине Кх-п = 0.23 МПа м1/2, наблюдаемой в чистом СМК-титане ВТ1-00 в состоянии после N=4 циклов РКУП [23].
Как известно, величина Кх-п характеризует уровень сопротивления границ зерен «прохождению» через них решеточных дислокаций и существенно зависит от чистоты границ зерен
материала. В чистых металлах величина Кх-п
1/2
редко превышает 0.5 МПам [23], однако в случае образования упрочняющих границы сегрегаций величина Кх-п заметно повышается: в
1/2
чистом железе, например, Кх-п=0.5 МПа м , а в железе, легированном ^углеродом, величина Кх-п составляет 1.6 МПам [68].
В рамках таких представлений, высокое значение Кх-п в изучаемом сплаве в исходном состоянии может быть следствием высокой концентрации атомов алюминия на границах зерен
[3, 69]. Это может привести к «упрочнению» границы, но одновременно присутствие сегрегаций алюминия на границах зерен существенно снижает коррозионную стойкость титана [3].
Во время РКУП, проходящего при повышенных температурах, и последующего отжига, наряду с формированием новых границ зерен, в этих границах в СМК-сплаве осуществляется диффузионное перераспределение атомов алюминия. Алюминий, концентрация которого на исходных границах велика, выравнивая концентрацию в соответствии с законом Фика, диффундирует (по границам) на сформированные в процессе РКУП «чистые» границы зерен деформационного происхождения.
При этом концентрация атомов алюминия на границах в силу заметного (на 1.5-2 порядка) увеличения общей площади границ становится ниже (в пределе - на 3-4 порядка). Такое перераспределение может быть причиной снижения «прочности границ», выражающегося в уменьшении коэффициента зернограничного упрочнения Кх-п в соотношении Холла-Петча. Однако, в силу более высокой чистоты таких границ, разность электродных потенциалов границ и тела зерна должна снизиться и, следовательно, должно заметно вырасти их сопротивление межкристаллитной коррозии. Это и является причиной повышения коррозионной стойкости СМК титанового сплава.
4.2. Эффект повышения термической стабильности структуры и свойств СМК титанового сплава
В [70, 71] была предложена модель температуры начала рекристаллизации (ТНР) в чистых СМК-металлах. В соответствии с этой моделью необходимым условием для начала движения границы зародыша рекристаллизации является снижение плотности распределенных в ней дислокаций до некоторого порогового значения, при котором миграционная подвижность дислокаций становится сопоставимой с подвижностью самой границы. Уменьшение плотности дислокаций в границах зерен осуществляется за счет диффузионно-контролируемых процессов ухода и перераспределения неделокализованных и делока-лизованных дислокаций в границе и зависит от величины коэффициента диффузии в неравновесной границе зерна.
Выражение для ТНР (Тг) в случае чистых СМК-металлов при заданном времени изотермической выдержки t, полученное в [70, 71], имеет вид:
Тг _0ъ/кТт-Х1Да(^)
Х1:
А - А-/Л
2 V а
8А,
л
а
%2 = — а2
В - ^ 4
1 2 V а*
Л
са
АУ- ^ 1п(ю0/ю*) укТ А1=2тс(^рЪ3+у^/ьЪ2-у0Ъ2/2)/кТт; А1=4ж{0?1/\Ъ1/кТт; В1=2тс(А,рЪ3/7т+£з/ьЪ2ук; B2=4’кSS/Lb2/k. (Расшифровка обозначений и характерные значения важнейших величин, входящих в (1), приведены в табл. 2.)
В соответствии с [48] величина Да(н^) в уравнении (1) - свободный объем, внесенный дислокациями в границу зерна. Величина Да(^) пропорциональна суммарной плотности дислокаций ориентационного несоответствия (ДОН) ръ и плотности скользящих компонент вектора Бюргерса делокализованных дислокаций wt [48]. Плотность дислокаций в границах зерен зависит от диффузионных характеристик границ зерен, а также от времени и температуры отжига СМК-материала. Кинетика изменения плотности дефектов в чистых СМК-метал-лах в зависимости от указанных факторов подробно описана в [5, 23, 48, 72].
Как известно, атомы легирующих элементов, сегрегирующих на границах зерен, изменяют диффузионные свойства границ [48, 73]. В соответствии с [73], в твердом растворе замещения легирующий элемент с атомным объемом, превышающим объем атома матрицы, уменьшает свободный объем границы (Да < 0) и, соответственно, понижает коэффициент диффузии в равновесных границах зерен Бъ, а легирующий элемент, имеющий атомный объем меньше объема атома матрицы, увеличивает свободный объем границы (Да > 0) и, соответственно, повышает Оъ.
Изменение диффузионных свойств границ зерен при наличии в границах атомов легирующих элементов приводит к изменению кинетики всех зернограничных процессов. В частности, изменяется скорость «ухода» дислокаций из границ зерен. Эти изменения в первом приближении можно учесть, подставляя в уравнение (1) вместо обычных значений коэффициента зернограничной диффузии Бъ выражения для Бъ(Съ).
Выражение для ТНР сплавов с атомами легирующих элементов, уменьшающими свободный объем границы, имеет вид [74]:
Т (С)Тт =
Т
1пг - х2Да^2)
где
= (0ъ / кТт -Х1[Да(^ )ехР{Да(Съ )/аъ } -
(1) - Да(Съ )])(1пг - Х2 [Да^Е)ехр{Да(С)/аъ} -
-Да(Съ )])-1.
а
2
а
Таблица 2
Обозначения и численные значения параметров, входящих в уравнение (1)____________
Параметр (единицы измерения) Обозначение Значения параметров
Энергия активации самодиффузии в расплаве (Ш'т) Ql 3.5
Энергия активации самодиффузии в равновесных границах зерен (кТт) Qb 1o
Предэкспоненциальный множитель коэффициента зернограничной диффузии (м3/с) 6Dbo 3.6-Ю-16
Предэкспоненциальный множитель коэффициента диффузии в расплаве (м2/с) dlo 8-Ю-8
Атомный объем (м3) Q 1.76-1o-29
Температура плавления (К) Tm 1933
Модуль сдвига (ГПа) G 43.6
Ширина границы б lb
Вектор Бюргерса (м) b 2.95-1o-1°
Относительный свободный объем границы a o.35
Критический свободный объем границы a o.5
Избыточный свободный объем границы Дa o.oi; o.1
Исходная мощность стыковых дисклинаций ®o l-1o-2
Удельная теплота плавления Плотность X p Xpb3=1.5kTm
Энтальпия поверхности жидкость-кристалл Y SlL у oS/Lb2=1kTm
Энтропия поверхности жидкость-кристалл SS/L SS/Lb2=o.8k
Свободная энергия S-фазы границы Yo Yob2=1.4kTm
Подробно подход к расчету величины ТНР в СМК-сплавах описан в [48, 74]. Эффективность предложенной модели была продемонстрирована в [75].
Алюминий, образуя твердый раствор замещения в титане (атомный радиус алюминия rAl=1.43 А [76], титана - 1.45 А по данным [76],
1.71 А - по данным [77]), приводит к уменьшению величины коэффициента зернограничной диффузии и, как следствие, способствует уменьшению ТНР СМК титанового сплава Ti-Al-V при заданной величине вклада легирующих элементов Да(Сь) = const. Данный вывод косвенно подтверждается результатами расчета величины коэффициента диффузии алюминия по границам зерен титана c различным размером зерна - от 0.1 мкм до 38 мкм, проведенного в работе [78].
В то же время в процессе РКУП, осуществляющегося при повышенной температуре, происходит локальное уменьшение концентрации алюминия на неравновесных границах зерен титанового сплава ПТ3В (см. выше). Данный процесс способствует повышению температуры начала рекристаллизации СМК титанового сплава Ti-Al-V при Да(^)=сош1
Таким образом, одновременное уменьшение вклада дефектов Да(^) и вклада легирующих элементов Да(Сь) может приводить к постоянству величины ТНР (выражение (2) стремится к выражению (1)) в СМК-материале, что и наблюдалось в данной работе. Важно отметить,
что повышение плотности дефектов в неравновесных границах зерен титанового сплава Ti-Al-V заданного химического состава (Aa(Cb) = = const) либо за счет уменьшения температуры РКУП, либо за счет изменения схемы ИПД и повышения интенсивности накопления дефектов будет приводить к уменьшению ТНР сплава, что и наблюдается в [52].
Выводы
С использованием технологии равноканального углового прессования в промышленном титановом сплаве ПТ3В (система Ti-Al-V) сформирована термически стабильная субмик-рокристаллическая структура с одновременно повышенной прочностью, пластичностью и коррозионной стойкостью. Установлено, что повышение стойкости к межкристаллитной коррозии и повышенное значение температуры начала рекристаллизации в титановом сплаве ПТ3В связано с диффузионным перераспределением коррозионно-активных примесей на границах зерен.
Работа выполнена при поддержке РФФИ (гранты №12-08-90003-Бел_а, №12-08-33080-мол_а_вед), а также Министерства образования и науки РФ (ФЦП «Научные и научно-педагогические кадры инновационной России на 2009-2013 годы» и ФЦП «Исследования и разработки по приоритетным направлениям научно-технологического комплекса России на 2007-2013 годы»).
Примечание
1. В рамках этого рассмотрения влияние коррозионно-активной среды может проявляться в облегчении процессов микропластической деформации -увеличении скорости пластической деформации при заданном уровне напряжений (эффект Ребиндера [66]) и, как следствие, снижении уровня разрушающих напряжений - предела выносливости (усталости).
Список литературы
1. Горынин И.В., Орыщенко А.С., Леонов В.П. и др. // Тезисы докладов Международной научнотехнической конференции «Современные металлические материалы и технологии (СММТ’2011)». СПб.: СПбГТУ, 2011. C. 313-324.
2. Гордиенко А.И., Шипко А.А. Структурные и фазовые превращения в титановых сплавах при быстром нагреве. Минск: Наука и техника, 1983. 335 с.
3. Чеулин Б.Б., Ушков С.С., Разуваева И.Н., Голдфайн В.Н. Титановые сплавы в машиностроении. Л.: Машиностроение, 1977. 248 с.
4. Сегал В.М., Резников В.И., Копылов В.И. и др. Процессы пластического структурообразования металлов. Минск: Наука и техника, 1994. 232 с.
5. Segal V.M., Beyerlein I.J., Tome C.N. et al. Fundamentals and Engineering of Severe Plastic Deformation. New York: Nova Science Publishers, 2010. 549 p.
6. Valiev R.Z., Langdon T.G. // Progress in Materials Science. 2006. V. 51. Iss. 7. P. 881-981.
7. Чувильдеев В.Н., Копылов В.И., Грязнов М.Ю., Сысоев А.Н. // Доклады Академии наук. 2003. Т. 391. № 1. С. 47-50.
8. Komura S., Berbon P.B., Furukawa M. et al. // Scripta Materialia. 1998. V. 38. No.12. P. 1851-1856.
9. Furukawa M., Utsunomiya A., Matsubara K. et al. // Acta Materialia. 2001. V. 49. P. 3829-3838.
10. Wang Y., Chen M., Zhou F., Ma E. // Nature. 2002. V. 419. P. 912-915.
11. Valiev R.Z., Aleksandrov I.V. // Doklady Physics. 2001. V. 46. P. 633-635.
12. Чувильдеев В.Н., Копылов В.И., Грязнов М.Ю. и др. // Доклады Академии наук. 2008. Т. 423. № 3. С. 334-339.
13. Андриевский Р.А. // Физика металлов и металловедение. 2010. Т. 110. № 3. C. 243-254.
14. Furukawa M., Horita Z., Nemoto M. et al. // Acta Materialia. 1996. V. 44. Iss. 11. P. 4619-4629.
15. Furukawa M., Iwahashi Y., Horita Z. et al. // Acta Materialia. 1997. V. 45. Iss. 11. P. 4751-4757.
16. Kim H.K., Kim W.J. // Materials Science and Engineering A. 2004. V. 385. Iss. 1-2. P. 300-308.
17. Degtyarev M.V., Chashchukhina T.I., Voronova L.M. et al. //Acta Materialia. 2007. V. 55. Iss. 18. P. 6039-6050.
18. Conrad Н. // Materials Science and Engineering A. 2003. V. 341. Iss. 1-2. P. 216-228.
19. S^aAer E., Kerber M.B. // Materials Science and Engineering A. 2007. V. 462. Iss. 1-2. P. 139-143.
20. Su C.W., Chua B.W., Lu L., Lai M.O. // Materials Science and Engineering A. 2005. V. 402. Iss. 1-2. P. 163-169.
21. Kim W.J., An C.W., Kim Y.S., Hong S.I. // Scripta Materialia. 2002. V. 47. Iss. 1. P. 39-44.
22. Munoz-Morris M.A., Garcia Oca C., Morris D.G. // Scripta Materialia. 2003. V. 48. Iss. 3. P. 213-218.
23. Нохрин А.В. // Деформация и разрушение материалов. 2012. №11. С. 23-31.
24. Валиев Р.З., Александров И.В. Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией. М.: Логос, 2000. 272 с.
25. Barnett M.R., Keshavarz Z., Beer A.G., Atwell D. // Acta Materialia. 2004. V. 52. Iss. 17. P. 50935103.
26. Yamashita A., Horita Z., Langdon T.G. // Materials Science and Engineering A. 2001. V. 300. Iss. 1-2. P. 142-147.
27. Чувильдеев В.Н., Нохрин А.В., Копылов В.И. и др. // Деформация и разрушение материалов. 2009. № 12. C. 17-25.
28. Розенфельд И.Л. Коррозия и защита металлов. М.: Металлургия, 1969. 448 с.
29. Ralston K.D., Birbilis N., Davies C.H.J. // Scripta Materialia. 2010. V. 63. Iss. 63. P. 1201-1204.
30. Hamu G.B., Eliezer D., Wagner L. // Journal of Alloys and Compounds. 2009. V. 468. Iss. 1-2. P. 222229.
31. Shen Z., Ma A., Jiang J. et al. // Procedia Engineering. 2012. V. 27. P. 1817-1822.
32. Jiang J., Ma A., Saito N. et al. // Journal of Rare Earths. 2009. V. 27. № 5. P. 848-852.
33. Dolega L., Adamczyk-Cieslak B., Mizera J., Kurzydlowski K.J. // Journal of Materials Science. 2012. V. 47. Iss. 7. P. 3026-3033.
34. Jiang J.-h., Ma A., Song D. et al. // Transactions of Nonferrous Metals of China. 2010. V. 20. Iss. 2. P. 195-200.
35. Brunner J.G., Birbilis N., Ralston K.D., Virtanen
S. // Corrosion Science. 2012. V. 57. P. 209-214.
36. Jang Y.H., Kim S.S., Han S.Z. et al. // Journal of Materials Science. 2006. V. 41. Iss. 13. P. 4293-4297.
37. Zheng Z.J., Gao Y., Gui Y., Zhu M. // Corrosion Science. 2012. V. 54. P. 60-67.
38. Амирханова Н.А., Валиев Р.З., Разяпова А.Ф., Рааб Г.И. // Вестник УГАТУ. 2008. Т.10. № 1(26). С. 91-95.
39. Курзина И.А., Лямина Г.В., Фирхова Е.Б. и др. // Известия вузов. Физика. 2012. Т. 55. № 5/2. С. 175-184.
40. Амирханова Н.А., Валиев Р.З. // Вестник УГАТУ. 2006. Т. 7. № 1. С.143-146.
41. Orlov D., Raltson K.D., Birbilis N., Estrin Y. // Acta Materialia. 2011. V. 59. Iss. 15. P. 6176-6186.
42. Son I., Nakano H., Oue S. et al. // Transactions of Nonferrous Metals of China. 2009. V. 19. P. 904-908.
43. Wei W., Wei K.X., Du Q. // Materials Science and Engineering A. 2007. V. 454-455. P. 536-541.
44. Никулин С.А., Рогачев С.О., Рожнов А.Б. и др. // Металловедение и термическая обработка металлов. 2012. № 8. С. 32-38.
45. Амирханова Н.А., Валиев Р.З., Черняева Е.Ю. и др. // Металлы. 2010. № 3. С. 101-107.
46. Miyamoto H., Harada K., Mimaki T. et al. // Corrosion Science. 2008. V. 50. Iss. 5. P. 1215-1220.
47. Амирханова Н.А., Валиев Р.З., Александров И.В. и др. // Вестник УГАТУ. 2006. Т. 7. № 3 (16). С. 42-51.
48. Чувильдеев В.Н. Неравновесные границы зерен в металлах. Теория и приложения. М.: Физмат-лит, 2004. 304 с.
49. Нохрин А.В. // Деформация и разрушение материалов. 2012. № 12. C. 19-30.
50. Феллоуз Дж. Фрактография и атлас фракто-грамм / Пер. с англ. Е.А. Шур. Под ред. М.Л. Бернштейна. М.: Металлургия, 1982. 489 с.
51. Колобов Ю.Р., Голосов Е.В., Раточка И.В. // Вопросы материаловедения. 2008. Т. 54. № 2. С. 43-50.
52. Раточка И.В., Лыкова О.Н., Забудченко О.В., Найденкин Е.В. // Известия вузов. Физика. 2012. Т. 55. № 6. С. 19-23.
53. Чувильдеев В.Н., Пирожникова О.Э., Нохрин
А.В. и др. // Деформация и разрушение материалов. 2011. № 1. С. 17-25.
54. Чувильдеев В.Н., Нохрин А.В., Копылов В.И. и др. // Материаловедение. 2010. № 12. C. 2-10.
55. Чувильдеев В.Н., Нохрин А.В., Копылов В.И. и др. // Материаловедение. 2011. № 1. C. 2-6.
56. Чувильдеев В.Н., Копылов В.И., Нохрин А.В. и др. // Доклады Академии наук. 2004. Т. 396. № 3. С. 332-338.
57. Фрост Г.Дж., Эшби М.Ф. Карты механизмов деформации. Челябинск: Металлургия, 1989. 328 с.
58. Терентьев В.Ф., Добаткин С.В., Никулин С.А. и др. // Деформация и разрушение материалов. 2010. № 8. С. 26-33.
59. Терентьев В.Ф., Добаткин С.В., Просвирин Д.В. и др. // Металлы. 2010. № 5. С. 79-86.
60. Сысоев А.Н., Грязнов М.Ю., Чувильдеев В.Н., Копылов В.И. // Вестник Нижегородского университета им. Н.И. Лобачевского. 2010. № 5 (1). С. 46-52.
61. Vinogradov A., Washikita A., Kitagawa K., Kopylov V.I. // Materials Science and Engineering A. 2003. V. 349. Iss. 1-2. P. 318-326.
62. Бутусова Е.Н., Нохрин А.В., Чувильдеев В.Н. и др. // Вестник Нижегородского университета им. Н.И. Лобачевского. 2010. № 5(2). С. 177-181.
63. Мирошниченко Б.И., Нохрин А.В., Лопатин Ю.Г. // Технология металлов. 2012. № 7. С. 30-39.
64. Орлов А.Н. // Физика металлов и металловедение. 1961. Т. 3. № 2. С. 500-504.
65. Чувильдеев В.Н., Пирожникова О.Э. // Физика металлов и металловедение. 1996. Т. 82. № 1. С. 106-115.
66. Лихтман В.И., Щукин Е.Д., Ребиндер П.А. Физико-химическая механика материалов. Адсорбционные явления в процессах деформации и разрушения металлов. М.: Изд-во АН СССР, 1962. 305 с.
67. Кашин О.А., Дудуарев Е.Ф., Колобов Ю.Р. и др. // Физическая мезомеханика. 2004. Т. 7. Спецвыпуск. Ч. 2. С. 111-114.
68. Долженков И.Е., Долженков И.И. Сфероидиза-ция карбидов в стали. М.: Металлургия, 1984. 144 с.
69. Коллинз Е.В. Физическое металловедение титановых сплавов. М.: Металлургия, 1958. 224 с.
70. Нохрин А.В., Смирнова Е.С., Чувильдеев
B.Н., Копылов В.И. // Металлы. 2003. № 3. С. 27-37.
71. Чувильдеев В.Н., Копылов В.И., Макаров И.М. // Физика металлов и металловедение. 2003. Т. 96. № 6. С. 1-9.
72. Чувильдеев В.Н., Пирожникова О.Э., Петряев А.В. // Физика металлов и металловедение. 2001. Т. 92. № 6. С. 14-19.
73. Смирнова Е.С., Чувильдеев В.Н. // Физика металлов и металловедение. 1999. Т. 88. № 1. С. 74-79.
74. Чувильдеев В.Н., Смирнова Е.С. // Физика металлов и металловедение. 2001. Т. 92. № 2. С. 14-20.
75. Чувильдеев В.Н., Нохрин А.В., Смирнова Е.С. и др. // Физика твердого тела. 2006. Т. 48. № 8.
C. 1345-1351.
76. Краткий справочник химика / Под ред. В.А. Абрамова и Е.В. Яшке. М.: Государственное научнотехническое издательство химической литературы «Госхимиздат», 1954. 559 с.
77. Физические величины. Справочник / Под ред. И.С. Григорьева, Е.З. Мейлихова. М.: Энергоатомиз-дат, 1991. 1232 с.
78. Вахний Т.В., Вершинин Г.А., Шаркеев Ю.П. и др. // Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования. 2010. № 4. С. 94-99.
PHYSICAL, MECHANICAL AND CORROSION PROPERTIES OF SUBMICROCRYSTALLINE
TITANIUM ALLOY Ti-Al-V
V.N. Chuvil’deev, V.I. Kopylov, AM. Bakhmet’ev, N.G. Sandler, A. V. Nokhrin, P. V. Tryaev, N.A Kozlova,
N. V. Melekhin, M.K. Chegurov, Yu.G. Lopatin, M.Yu Gryaznov, V.E. Kuzin, E.N. Butusova,
A.I. Gordienko, V.V. Ivashko
The article presents the results of experimental investigation of the physical and mechanical properties and corrosion resistance of submicrocrystalline titanium alloy PT3V (Ti-Al-V system industrial alloy). The titanium alloy structure control using the ECAP technique is shown to improve the SMC alloy thermal stability together with its strength, plasticity, hot salt corrosion and corrosion fatigue resistances. A qualitative explanation of observed patterns is proposed.
Keywords: submicrocrystalline (SMC) structure, equal channel angular pressing (ECAP), strength, plasticity, corrosion resistance, thermal stability, grain boundaries, doping.
