CC BY
0
УДК 539.3
Радиальные зависимости фазового состава, нанотвердости и модуля Юнга для сплава Ti-2 вес. % Fe после кручения под высоким давлением
1 1 12 А.С. Горнакова , С.И. Прокофьев , Н.С. Афоникова , А.И. Тюрин ,
А.Р. Кильмаметов3, А.В. Корнева4, Б.Б. Страумал1
1 Институт физики твердого тела им. Ю.А. Осипьяна РАН, Черноголовка, 142432, Россия
2 Научно-исследовательский институт «Нанотехнологии и наноматериалы», Тамбовский государственный университет им. Г.Р. Державина, Тамбов, 392000, Россия 3 Лаборатория материаловедения и технологий, Университет Сорбонна Париж-Норд, Вильтанез, 93430, Франция 4 Институт металлургии и материаловедения им. Крупковского Польской Академии Наук, Краков, 30-059, Польша
Образцы сплава Ti-2 вес. % Fe были отожжены при трех различных температурах в P-Ti, (a-Ti + P-Ti) и (a-Ti + TiFe) областях фазовой диаграммы Ti-Fe, затем закалены в воду и подвергнуты обработке кручением под высоким давлением (КВД). Методом рентгенофазового анализа было определено, что после отжига во всех образцах основной фазой является a-фаза (более 90 %), в то время как после КВД-обработки основной фазой стала ю-фаза. На полученных образцах с помощью наноинден-тирования определялись величины значений твердости H и модуля Юнга E в центре, на середине радиуса и вблизи края каждого образца. Было обнаружено, что величины H и E образцов, отожженных при разных температурах, отличаются друг от друга и зависят от радиальной координаты области ин-дентирования. Максимальные значения H получены на середине радиуса образцов. Величины E всех образцов демонстрируют снижение от центра к краю, достигая очень низких значений. В работе обсуждаются вызванное КВД-обработкой преобразование исходной структуры образцов, поведение радиальных зависимостей H и E, а также вероятные причины сильного понижения величины E.
Ключевые слова: титановые сплавы, кручение под высоким давлением, наноиндентирование, твердость, модуль Юнга, фазовые превращения, влияние исходной микроструктуры
DOI 10.55652/1683-805X_2024_27_4_5-21
Radial dependences of the phase composition, nanohardness, and Young's modulus for Ti-2 wt % Fe alloy after high-pressure torsion
A.S. Gornakova1, S.I. Prokofiev1, N.S. Afonikova1, A.I. Tyurin2, A.R. Kilmametov3, A.V. Korneva4, and B.B. Straumal1
1 Osipyan Institute of Solid State Physics RAS, Chernogolovka, 142432, Russia
2 Research Institute of Nanotechnology and Nanomaterials, Derzhavin Tambov State University,
Tambov, 392000, Russia
3 Process and Materials Science Laboratory, Sorbonne Paris Nord University, Villetaneuse, 93430, France 4 Aleksander Krupkowski Institute of Metallurgy and Materials Science, Polish Academy of Sciences,
Krakow, 30-059, Poland
The specimens of Ti-2 wt % Fe alloy were annealed at three different temperatures, in the P-Ti, (a-Ti + P-Ti) and (a-Ti + TiFe) fields of the Ti-Fe phase diagram, then water quenched and subjected to high-pressure torsion (HPT). The X-ray diffraction analysis showed that the main phase in all annealed samples was the a phase (more than 90%), while the main phase after HPT was the ю phase. The hardness H and Young's modulus E were determined by nanoindentation at the center, in the middle of the radius, and near the edge of each specimen. It was found that the H and E values were different for specimens annealed at different temperatures and depended on the radial coordinate of the indentation region. The maximum H values were obtained in the middle of the radius of the specimens. The E values of all specimens decreased from the center to the edge, reaching very low values. The paper discusses structure transformations during HPT, the behavior of the radial dependences of H and E, and probable causes of a strong decrease in E values.
Keywords: titanium alloys, high-pressure torsion, nanoindentation, hardness, Young's modulus, phase transformations, influence of the initial microstructure
© Горнакова А.С., Прокофьев С.И., Афоникова Н.С., Тюрин А.И., Кильмаметов А.Р., Корнева А.В., Страумал Б.Б., 2024
1. Введение
Легирование титана различными добавками позволяет получать сравнительно легкие сплавы, обладающие разнообразными наборами характеристик, которые позволяют использовать их в широком диапазоне условий эксплуатации [1, 2]. Область использования титановых сплавов постоянно расширяется, а их номенклатура и объемы производства растут [3-7]. При этом применение ряда легирующих добавок приводит к повышению стоимости титановых сплавов. Поэтому необходимо разрабатывать титановые сплавы, в которых используются доступные и дешевые добавки, которые обеспечивают приемлемый уровень их эксплуатационных характеристик. В качестве одной из таких добавок рассматривается железо, которое значительно дешевле других добавок и добывается в больших количествах. Это стимулирует интенсивные исследования титановых сплавов, содержащих добавки железа, и, в частности, бинарных сплавов Т1-Бе. Разнообразие возможных фаз, их сочетаний и морфологии, получаемое с помощью термических и термомеханических обработок, делает сплавы Т1-Бе перспективными для применения в широком спектре областей, от элементов конструкций до биомедицинских изделий, что связано с широким диапазоном механических характеристик этих сплавов, их высокой коррозионной стойкостью и хорошей биосовместимостью, благодаря сохранению при закалке ме-тастабильной Р-фазы [7, 8].
Экспериментальные исследования [9-11] и термодинамические расчеты [12, 13] показали, что при высоком давлении на фазовой диаграмме Т1-Бе, как и в чистом Т [14-17], присутствует равновесная ю-фаза. В сплавах Т1-Бе, содержащих 3.9-4.3 (или 2.3-4.3) вес. % Бе метастабиль-ная ю-фаза может образовываться при атмосферном давлении в результате закалки, при распаде метастабильной Р-фазы, а также при отжиге в интервале 300-500 °С [18]. При закалке сплава, содержащего 4 вес. % Бе, превращение Р ^ ю проходит полностью по мартенситному механизму, т.к. при этой концентрации и ориентационном соотношении (111)р || (0001)ш и [1, -1, 0]р || [1, 1, -2, 0]ш достигается максимальная степень когерентности сопряжения решеток фаз Р и ю [19, 20]. Это приводит к максимальному содержанию ю-фазы после закалки. При отклонении концентрации железа в сплаве от 4 вес. % для осуществления фазового перехода требуется диффузионный массопере-нос. При концентрации выше 3.5-5 вес. % Бе в за-
каленных сплавах Т1-Бе сохраняется метаста-бильная Р-фаза [7, 18, 21], а в сплавах, в которых содержание железа меньше 2.5-3 вес. %, закалка из Р-области приводит к образованию а'-мартенсита [18].
Механические свойства сплавов Т1-Бе можно существенно улучшить с помощью кручения под высоким давлением (КВД) [22]. Кручение под высоким давлением является одним из способов обработки металлов и сплавов с использованием интенсивной пластической деформации [23-25]. В сплавах Т1-Бе это улучшение связано с измельчением зерен всех фаз до субмикронного и нано-метрового размера, высокой дефектностью кристаллической структуры сплавов и связанными с ней микронапряжениями, а также с образованием ю-фазы, которая сохраняется в образцах после сброса давления [26]. Количество ю-фазы в сплавах Т1-Бе после кручения под высоким давлением зависит от концентрации железа [26-28]. Параметры кручения под высоким давлением также влияют на долю ю-фазы. В чистом титане [29, 30] и в сплавах Т1-Бе [26] ее доля растет при увеличении приложенного давления. Увеличение числа оборотов плунжера, а следовательно, величины сдвиговой деформации, приводит к увеличению доли ю-фазы [26, 29]. Уменьшение скорости вращения плунжера тоже приводит к увеличению доли ю-фазы и, как следствие, к повышению твердости чистого титана [31, 32]. Подобные исследования на сплавах Т1-Бе нам не известны, однако, при прочих равных условиях, уменьшение скорости вращения плунжера приводит к большей сдвиговой деформации и, как следствие, увеличивает количество образовавшейся ю-фазы. Действительно, в работе [26] после кручения под высоким давлением (6 ГПа, 0.5 об/мин, 5 оборотов) объемная доля ю-фазы в образцах (010 мм х 0.85 мм) сплавов Т1-0.5 вес. % Бе и Т1-1 вес. % Бе, которые после выплавки не подвергались дополнительной термообработке, была около 80 %, а в работе [27] после кручения под высоким давлением (7 ГПа, 1 об/мин, 5 оборотов) в образцах (010 мм х 0.7 мм) сплавов Т1-0.5 вес. % Бе (отжиг при 620 °С) и Т1-1 вес. % Бе (отжиги при 800 и 950 °С) объемная доля ю-фазы была около 40 %. При этом в [26] было показано, что различие приложенных давлений 6.0 и 7.5 ГПа слабо влияет на долю ю-фазы. Таким образом, фазовый состав сплавов, имеющих номинально одинаковый компонентный состав, после кручения под высоким давлением существенно отличается. Вероятно,
это связано с различной скоростью вращения плунжера, хотя разное количество ю-фазы может быть также связано с предварительной термообработкой.
Инициируемые кручением под высоким давлением фазовые превращения в чистом титане и в сплавах Т1-Бе рассматривались в [29] и в [27, 28, 33-36] соответственно. Кроме того, с помощью дифференциальной сканирующей калориметрии в сплавах Т1-Бе были изучены последовательность фазовых превращений и температурные интервалы стабильности фаз, образовавшихся в результате закалки [35] и в процессе кручения под высоким давлением [33, 37], при их «отогреве». Сравнение показало, что в сплаве Т1-4 вес. % Бе термостабильность полученной закалкой атермической ю-фазы выше, чем термостабильность ю-фазы, полученной в процессе кручения под высоким давлением [35].
Увеличение числа оборотов плунжера уменьшает неоднородность, в том числе радиальную зависимость, фазового состава и микроструктуры, что приводит к достижению постоянства твердости по объему образцов чистого титана [31, 32, 3840] и сплавов Т1-Бе [26]. Уменьшение скорости вращения плунжера также приводит к ослаблению и исчезновению радиальной зависимости твердости чистого титана [32].
Исследования чистого титана [31, 38-40] и сплавов Т1-Бе [26, 41, 42] после кручения под высоким давлением показали наличие радиальной зависимости твердости и модуля Юнга, что является следствием влияния радиальной зависимости градиента деформации и дефектности структуры. Это указывает на то, что при числе оборотов плунжера величина сдвиговой деформации меньше, чем необходимо для достижения объемной однородности образцов. В связи с радиальной неоднородностью образцов, в ряде исследований после кручения под высоким давлением изучалась только ограниченная область вокруг середины их радиуса. Однако следует отметить, что для практического использования кручения под высоким давлением для получения заготовок сплавов желательно, чтобы их механические свойства, а следовательно, микроструктура и фазовый состав, были достаточно однородны по всему объему. Это делает важным определение величин параметров кручения под высоким давлением, которые необходимы для достижения однородности образцов, и исследование поведения микрострук-
туры и фазового состава в процессе достижения их однородности при кручении.
Целью данной работы является исследование влияния предварительного отжига, проведенного в разных областях фазовой диаграммы Ti-Fe, с последующей закалкой в воде на фазовый состав, содержание железа в фазах, размер зерен фаз, а также на твердость и модуль Юнга сплава Ti-2 вес. % Fe после кручения под высоким давлением.
2. Материалы и методы
Исследуемый двухкомпонентный титановый сплав Ti-2 вес. % Fe в виде цилиндрического слитка диаметром 10 мм был приготовлен из титана марки ТИ-1 (йодидный титан 99.98 вес. %) и железа (99.97 вес. %) в индукционной печи в атмосфере чистого аргона. Анализ слитка показал его структурную и химическую однородность по сечению и длине. От слитка были отрезаны шайбы толщиной 0.7 мм. После удаления с помощью шлифовки поверхностного наклепанного слоя образцы отжигались в вакуумированных кварцевых ампулах, исходное остаточное давление в которых было около 4 • 10-4 Па. Согласно фазовой диаграмме Ti-Fe [18], отжиги проводились в двухфазной области a-Ti + TiFe при температуре 470 °С, в двухфазной области a-Ti + ß-Ti при 615 °С, а также в однофазной области ß-Ti при 950 °С. Продолжительность отжигов составляла 673, 270 и 270 ч соответственно. После отжига образцы закаливали в воде. Отожженные образцы подвергали кручению под высоким давлением в камере с наковальнями Бриджмена (W. Klement GmbH) при комнатной температуре: 5 оборотов плунжера под давлением 7 ГПа при скорости вращения 1 об/мин. После кручения толщина образцов составляла 0.35 мм, а их диаметр (2R) — около 11.1 мм.
Структурно-фазовый анализ образцов проводился с использованием рентгеновских дифракто-грамм, полученных с помощью рентгеновского дифрактометра Rigaku SmartLab. Съемки проводились в излучении Cu-Kai. Отметим, что объемные доли и средней размер зерен фаз рассчитывали из данных рентгеновской дифракционной спектрометрии с помощью программы Powder Cell 2.4, в которой используется полнопрофильный метод Ритвельда [43-45].
Микроструктура образцов после отжига и закалки изучалась с помощью сканирующей элект-
ронной микроскопии (СЭМ). Определение химического состава образцов проводилось с помощью приставки для энергодисперсионного микроанализа (Oxford Instruments) к микроскопу высокого разрешения Supra 50VP (Carl Zeiss), а микрофотографии структуры образцов были получены на микроскопе Axia ChemiSEM HiVac (Thermo Fisher Scientific).
После кручения под высоким давлением микроструктуру образцов изучали с помощью 200кВ просвечивающего электронного микроскопа (ПЭМ) JEM-2100 (JEOL Ltd.). Образцы для ПЭМ-иссле-дований готовились с использованием стандартных методик, включающих механическую полировку и травление ионами аргона.
Наноиндентирование образцов проводилось при комнатной температуре с помощью наноин-дентометра TI-950 Triboindenter (Hysitron) при максимальной нагрузке 200 мН с использованием индентора Берковича (Bruker). Определение твердости H и модуля Юнга E проводилось по методике Оливера-Фарра [46, 47] на основе характерных P—h диаграмм нагружения-разгрузки, где P — величина нагрузки, h — глубина погружения индентора. Каждая точка на графиках значений H и E получена усреднением результатов 12 индивидуальных измерений, сделанных на независимых отпечатках в одинаковых условиях.
3. Экспериментальные результаты
3.1. Микроструктура и фазовый состав сплава после отжига и закалки
Для всех отожженных образцов были сняты рентгеновские дифрактограммы. Полученные спектры представлены на рис. 1. Определенные из ди-фрактограмм параметры кристаллической структуры различных фаз (объемные доли фаз, средний размер зерен и параметры решеток фаз) в образцах сплава, отожженных при температурах 470, 615 и 950 °C, приведены в табл. 1.
На рис. 2 представлены СЭМ-изображения микроструктур сплава Ti—2 вес. % Fe после отжига и последующей закалки: 470 (рис. 2, а, б), 615 (рис. 2, в, г) и 950 °С (рис. 2, д, е).
В результате закалки в образце, отожженном при 470 °С (рис. 2, а, б), образовались зерна а-фа-зы с выраженной паркетной структурой, состоящие из ламелей а-фазы и частиц интерметаллида TiFe (табл. 1). Вероятно, это связано с тем, что температура отжига 470 °С (743 K) для а-Ti соответствует температуре 0.43Tm, где Tm = 1737 K —
470 °С 615 °С 950 °С
.............;...,:.................'..',., i
30° 40° 50° 60° 70° 80° 90° Угол дифракции
Рис. 1. Рентгеновские дифрактограммы образцов для сплава Т1-2 вес. % Бе, снятые после термообработки: 470 (7), 615 (2) и 950 °С (3) (цветной в онлайн-вер-сии)
метастабильная температура плавления а-Т1, вычисленная в [48] с помощью термодинамических данных, приведенных в [49]. При гомологической температуре 0.43Тт объемная диффузия почти «заморожена», и в процессе отжига можно ожидать доминирования режима С или переходного режима С-В зернограничной диффузии, согласно классификации Харрисона [50].
Определенные параметры кристаллической решетки а-Т этого образца хорошо согласуются с параметрами кристаллической решетки а-Т (а = 0.2951 нм, с = 0.4691 нм), полученными в [37] для сплава Т-2 вес. % Бе, отожженного при той же температуре в течение 4000 ч. Определенный нами параметр кристаллической решетки Т1Бе совпадает с величиной (а = 0.2978 нм), полученной в [37]. Вычисления, основанные на [51], дают содержание железа в Т1Бе для наших данных 49.7 вес. %. Это меньше, чем равновесная концентрация Бе в Т1Бе (около 53 вес. %), которая следует из фазовой диаграммы [18].
Таблица 1. Параметры кристаллических решеток, средняя доля X и средний размер зерен фаз ё после отжига и закалки
Фаза Т, °С Параметры решеток а, с, нм X, % d, нм
470 0.2950, 0.4687 97 130
a-Ti 615 0.2950, 0.4686 95 140
950 0.2950, 0.4686 92 40
ß-Ti 615 0.3216 5 130
950 0.3218 8 60
TiFe 470 0.2978 3 110
Рис. 2. Микроструктура сплава Т1-2 вес. % Бе, закаленного после отжига при 470 (а, б), 615 (в, г) и 950 °С (д, е), при двух разных увеличениях. Сканирующая электронная микроскопия
Отжиг при 615 °С привел к укрупнению структурных составляющих исследуемого сплава (рис. 2, в, г), при этом его микроструктура визуально осталась подобна структуре при 470 °С. В результате распада при закалке образовавшихся при отжиге а- и р-фаз образовалась мелкодисперсная микроструктура, состоящая из а- и Р-фаз.
СЭМ-изображения поверхности образца, отожженного при 950°С, после закалки (рис.2, д, е) показывают, что образовавшаяся в процессе закалки микроструктура состоит из пластин а'-мар-тенсита и мелкодисперсной смеси а- и Р-фаз, тип структуры аналогичный — паркетный. Сравнение полученных нами параметров решетки а'/а с параметрами (а = 0.2949 нм, с = 0.4681 нм) сплава та-
кого же состава, отожженного при 950 °С в течение 104 ч [27], показывает, что величины параметра а хорошо согласуются с ними, тогда как полученный нами параметр с заметно больше (на 0.0005 нм). Отметим, что наши параметры решетки а-фазы хорошо согласуются с данными, приведенными в [18].
Таблица 1 показывает, что во всех отожженных образцах после закалки основной фазой является а-фаза. К сожалению, нам не удалось разделить пики фаз а и а' на дифрактограмме образца, отожженного при 950 °С, поэтому в графе «Фаза» для этого образца под а-Т следует понимать а-Т + а'-Т1. Таблица 1 показывает, что после термообработки образцов сплава Т1-2 вес. % Бе в различ-
30° 40° 50° 60° 70° 80° 90° Угол дифракции
Рис. 3. Рентгеновские дифрактограммы образцов для сплава Т1-2 вес. % Бе, снятые после кручения под высоким давлением: 470 (1), 615 (2) и 950 °С (3) (цветной в онлайн-версии)
ных областях фазовой диаграммы ТьБе и последующей закалки они имели различный фазовый состав и средний размер зерен фаз.
На основе микрофотографий был рассчитан средний размер зерен (областей) в образцах для каждой температуры отжига, который примерно равен 600/400/300 мкм соответственно для 470/ 615/950 °С.
3.2. Структурное и фазовое состояние сплава после кручения под высоким давлением
После кручения под высоким давлением со всей площади каждого из образцов сплава были сняты рентгеновские дифрактограммы, которые представлены на рис. 3. Они показали, что во всех образцах присутствуют три фазы: а, в и ю. Из этих дифрактограмм были определены параметры кристаллографической структуры, объемные доли, а также средние размеры зерен фаз. Полученные результаты приведены в табл. 2. Сравнение параметров решетки а'/а (табл. 2) с данными (а = 0.2958 нм, с = 0.4682 нм) работы [27], в которой использовались идентичные условия КВД, показывает, что полученный нами параметр а заметно меньше (на 0.0007 нм), тогда как величины параметра с хорошо согласуются.
К сожалению, после кручения под высоким давлением нам не удалось с помощью рентгеновской дифракции обнаружить интерметаллид Т1Бе в образце, отожженном при 470 °С, тогда как в [37] это удалось сделать. Определенный в [37] параметр кристаллической решетки в сплаве Т-2 вес. % Бе до кручения под высоким давлением для Т1Бе имеет то же значение, что и в нашей ра-
боте а = 0.2978 нм, а после кручения в [37] (а = 0.2982 нм), что говорит об обеднении интерме-таллида Т1Бе железом в процессе кручения под высоким давлением.
3.3. Влияние кручения под высоким давлением на фазовый состав микроструктуры сплава
Сравнение данных рентгеновской дифракто-метрии, приведенных в табл. 1 и 2, показало что в образцах, отожженных при 470, 615 и 950 °С, после кручения под высоким давлением доля а-фа-зы снижается с 97 до 8 %, с 95 до 10 % и с 92 до 40 % соответственно. При этом параметры решетки а-фазы в образце, отожженном при 950 °С, в пределах ошибки не меняются. Сравнение показывает, что доля в-фазы в образцах, отожженных при 470, 615 и 950 °С, после кручения под высоким давлением меняется от 0 до 16 %, от 5 до 11 % и от 8 до 6 % соответственно. Кроме того, после кручения под высоким давлением в этих образцах появилась ю-фаза, объемная доля которой составляет 76, 79 и 54 % соответственно. Для сравнения: для сплавов Т-2.2 вес. % Бе, отожженных при 620 °С (270 ч) и 950 °С (104 ч), объемная доля ю-фазы была 87 и 77 % соответственно [28]. Отметим хорошее согласие для сплава, отожженного при 620 °С, и значительное различие для сплава, отожженного при 950 °С. Мы предполагаем, что данное различие связано с продолжительностью предварительного отжига (продолжительность отжига отличается почти в 3 раза) и, соответственно, с микроструктурой образцов, полученной до кручения под высоким давлением.
Из данных табл. 1 и линейной зависимости параметра решетки в-фазы от содержания в ней же-
Таблица 2. Параметры кристаллических решеток, средняя доля X и средний размер зерен фаз ё после кручения под высоким давлением
Фаза Т, °С Параметры решеток а, с, нм X, % ё, нм
470 0.2950, 0.4690 8 38
а-Т1 615 0.2952, 0.4693 10 36
950 0.2951, 0.4684 40 18
470 0.3255 16 47
Р-Т1 615 0.3256 11 47
950 0.3258 6 37
470 0.4626, 0.2814 76 25
ш-Т1 615 0.4626, 0.2814 79 23
950 0.4626, 0.2820 54 20
Таблица 3. Параметры кристаллической решетки, объемные доли X и средние размеры зерен фаз d для a-, ß- и ю-фаз в образцах сплава после кручения под высоким давлением в полях вблизи r/R = 0.0, 0.5 и 1.0
r/R = 0.0 r/R = 0.5 r/R = 1.0
Фаза T, °C Параметры решеток а, с, нм X, % d, нм Параметры решеток а, с, нм X, % d, нм Параметры решеток а, с, нм X, % d, нм
470 0.2951, 0.4690 14 37 0.2951; 0.4691 15 37 0.2951, 0.4690 15 33
a-Ti 615 0.2951, 0.4691 22 35 0.2951; 0.4688 18 37 0.2950, 0.4690 13 37
950 0.2951, 0.4686 50 22 0.2951; 0.4686 38 26 0.2951, 0.4687 27 27
470 0.3256 28 38 0.3255 13 52 0.3255 10 52
ß-Ti 615 0.3256 15 47 0.3255 14 53 0.3255 18 46
950 0.3256 5 53 0.3256 9 51 0.3256 16 37
470 0.4626, 0.2814 58 30 0.4626; 0.2814 72 22 0.4626, 0.2814 75 23
ю-Ti 615 0.4625, 0.2816 63 31 0.4626; 0.2814 68 25 0.4628, 0.2814 69 23
950 0.4629, 0.2812 45 21 0.4630; 0.2812 53 21 0.4630, 0.2812 57 21
леза, полученной на основе данных работы [52], следует, что в образцах, отожженных при 470, 615 и 950 °С, после закалки содержание железа в р-фазе было 0.0, 11.0 и 10.7 вес. %, а после кручения под высоким давлением содержание железа в Р-фазе в образцах составляло 4.9, 4.7 и 5.7 вес. % соответственно. Согласно фазовой диаграмме [18], концентрации железа в Р-фазе до и после кручения под высоким давлением соответствует раствори-мостям приблизительно при 700 и 780 °С.
Сравнение данных, приведенных в табл. 1 и 2, показало, что после кручения под высоким давлением средние размеры зерен а-фазы в образцах, отожженных при 470, 615 и 950 °С, уменьшаются приблизительно в 3.5, 4 и 2 раза, а средние размеры зерен Р-фазы в образцах, отожженных при 615 °С, уменьшаются в 3 раза. Средний размер зерен ю-фазы, образовавшейся в образцах после кручения под высоким давлением, составил 25, 23 и 20 нм соответственно, что заметно меньше среднего размера зерен а- и р-фаз.
Таким образом, показано существенное влияние исходных (перед кручением под высоким давлением) микроструктурных и фазовых состояний образцов сплава, отожженных в различных областях фазовой диаграммы Т1-Бе и закаленных в воде, на микроструктуру и фазовый состав сплава после кручения под высоким давлением.
3.4. Радиальная зависимость характеристик образцов сплава после кручения под высоким давлением
Для выявления возможной радиальной зависимости кристаллической структуры, фазового сос-
тава и среднего размера зерен фаз образцов после кручения под высоким давлением были проведены рентгеновские дифрактометрические исследования в областях диаметром 1.5-2.0 мм, вблизи центра (r/R = 0.0), середины радиуса (r/R = 0.5) и края (r/R = 1.0) всех образцов. Здесь r/R — приведенная радиальная координата, R — радиус образца, r — расстояние от центра образца. Все ди-фрактограммы показали присутствие трех фаз: а, ß и ю. Результаты обработки дифрактограмм представлены в табл. 3, в которой также приведены параметры кристаллической структуры, объемные доли X и средние размеры зерен фаз d. Таблица 3 показывает, что параметры кристаллической структуры всех фаз, а следовательно, их компонентный состав после кручения под высоким давлением, в пределах ошибки измерения (±0.0002 нм) не зависят от радиальной координаты образцов. Отметим, что параметры кристаллической структуры всех фаз, а следовательно, и их компонентный состав, в пределах ошибки измерения также не зависят и от объемных долей и дисперсности фаз до кручения под высоким давлением.
Построенные на основании данных табл. 3 графики на рис. 4, а показывают, что в образце, отожженном при 470 °C, объемная доля а-фазы почти не зависит от r/R и равна 14-15 % (97 % до кручения под высоким давлением). Следовательно, рост доли ю-фазы от 58 до 75 % при увеличении r/R обусловлен превращением ß ^ ю, которое при увеличении r/R проходит более полно. То, что при r/R = 0.0, т.е. при малой сдвиговой деформации, доля ю-фазы уже достигла 58 %, позволяет
Рис. 4. Зависимости объемных долей фаз (а) и среднего размера зерен фаз от радиальной координаты r/R (б) для всех образцов (цветной в онлайн-версии)
предположить, что превращения а ^ ß и а ^ ß ^ ю начинаются уже после приложения давления к образцу, в результате чего появляется сдвиговая деформация. Это касается и образцов, отожженных при 615 и 950 °C. Таким образом, увеличение доли а-фазы при r/R = 0.0 в ряду образцов, отожженных при 470, 615 и 950 °C, коррелирует с уменьшением среднего размера зерен а-фазы до кручения под высоким давлением (табл. 1). На рис. 4, а можно также видеть, что при увеличении r/R, т.е. деформации сдвига, объемная доля а-фа-зы в образцах, отожженных при 615 и 950 °C, уменьшается, приближаясь при r/R = 0.0 к уровню ее объемной доли в образце, отожженном при 470 °C. Следует отметить, что в образцах, отожженных при 615 и 950 °C, понижение объемной доли а-фазы при увеличении r/R, т.е. деформации сдвига, сопровождается ростом объемных долей ß- и ю-фазы, что указывает, что эти изменения контролируются фазовыми превращениями а ^ ß и а ^ ю (или а ^ ß^ ю). Также отметим, что по-
нижение средних объемных долей ß- и ю-фаз в ряду образцов, отожженных при 470, 615 и 950° C, коррелирует с понижением объемной доли а-фазы в ряду этих образцов до кручения под высоким давлением.
На рис. 4, б приведены зависимости среднего размера зерен фаз после кручения под высоким давлением от радиальной координаты r/R для всех отожженных образцов, также построенные на основании данных табл. 3. Можно видеть, что все соответствующие зависимости объемных долей фаз и среднего размера зерен фаз на рис. 4, а, б приблизительно симметричны относительно горизонтальной прямой.
Действительно, рис. 5, а демонстрирует тенденцию уменьшения среднего размера зерен фаз при росте их объемной доли в сплаве после кручения под высоким давлением. Для корректного анализа полученной зависимости экспериментальные данные, зависимости среднего размера зерна фаз d от их объемной доли X, были пред-
Рис. 5. Корреляция между средним размером зерен и объемной долей фаз (а); зависимость (а) в логарифмических координатах (б) (цветной в онлайн-версии)
Рис. 6. Микрографии микроструктуры образца, отожженного при 615 °С, после кручения под высоким давлением: свет-лопольные изображения (а, г, ж), темнопольные изображения (б, д, з) и электронограммы отснятых областей (в, е, и). г/Я = 0.0 (а-в), 0.5 (г-е), 1.0 (ж-и). Просвечивающая электронная микроскопия
ставлены на рис. 5, б в логарифмических координатах. Как результат, экспериментальные точки описываются зависимостью й ~ 113Х-0 38 (черные линии на рис. 5), что очень близко к й ~ 100Х-1/3 (красные линии на рис. 5), т.е. с увеличением размера зерна их доля в материале уменьшается.
С помощью просвечивающей электронной микроскопии были получены светлопольные и тем-нопольные изображения микроструктуры образ-
ца, отожженного при 615 °C после КВД-обработ-ки: в центре (r/R = 0.0), на середине радиуса (r/R = 0.5) и на краю (r/R = 1.0) (рис. 6). С каждой области были сняты дифрактограммы (рис. 6, в, е, и), которые демонстрируют присутствие основной ю-фазы и содержат также рефлексы а- и ß-фаз. Дифрактограммы демонстрируют, что не только набор рефлексов немного отличается между областями съемки, но и доля рефлексов (плотность
50 -
S к
« 40 -
|зо-
л
s 20 -
Он
и 10 - -
° r/R = ОХ) r/R = 0.5 r/i?= 1.0
Рис. 7. Средний размер зерен фаз в образце, отожженном при 615 °C после кручения под высоким давлением, в трех областях: центр (r/R = 0.0), середина радиуса (r/R = 0.5) и край (r/R = 1.0)
колец) разная для разных фаз, что говорит о размере зерен фаз и их преимущественной ориентации. Анализ темнопольных изображений позволил рассчитать средний размер зерен для фаз в каждой области (рис. 7). В центральной области образца, где основное воздействие — давление 7 ГПа, зерна фаз измельчились после кручения под высоким давлением, но по сравнению с двумя другими областями, где присутствовала значительная сдвиговая деформация, они значительно
крупнее и имеют размер примерно 40 нм (рис. 7). На рис. 6, и рефлексы фазы ю(101) образуют более полное кольцо, в котором отдельные рефлексы не разрешаются, что говорит о большем количестве зерен с данным отражением и их малом размере. На рис. 6, з мы видим скопление агломератов зерен фаз, что учитывается при расчете среднего размера зерен фаз (рис. 7). Как результат, значения среднего размера зерен на середине радиуса и на краю образца оказались близки.
Проведенный анализ ПЭМ-изображения на рис. 8 показал наличие двух фаз: а и ю. Область 2 является зерном а-фазы, а значительное различие плотности почернения в нем можно объяснить наличием деформированных частей в зерне, которые искажают основную решетку. Вычисления показали, что различие плотности почернения в этом зерне соответствует амплитуде изменения параметра решетки ±0.003 нм. Рефлексы от области 1 соответствуют другому зерну а-фазы. На рис. 8 также присутствует зерно 3 ю-фазы.
Рентгеновская дифрактометрия не позволила обнаружить присутствие интерметаллида БеТ в образце, отожженном при 470 °С после КВД обработки, где содержание БеТ было около 3 % (табл. 1). Это означает, что либо доля интерметал-лидной фазы БеТ значительно уменьшилась и пики, относящиеся к ней, слились с фоном, либо
Рис. 8. Изображение частицы в образце, отожженном при 615 °С после КВД-обработки, снятое на середине радиуса. В областях 1, 2 рефлексы относятся к а-фазе, а в области 3 — к ю-фазе. Просвечивающая электронная микроскопия
0.0 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0 1.2 /?, мкм
Рис. 9. Диаграммы нагрузки-разгрузки P(h) в области центра, середины радиуса и края образца, отожженного при 615 °C после кручения под высоким давлением (цветной в онлайн-версии)
КВД-обработка привела к фазовому превращению, и поэтому фаза FeTi действительно отсутствует.
3.5. Твердость и модуль Юнга сплава после кручения под высоким давлением
Значительное различие характеристик микроструктуры и фазового состава образцов после кручения под высоким давлением в областях r/R = 0.0, r/R = 0.5 и r/R = 1.0 (табл. 3) позволяет ожидать для них и различий в значениях твердости H и модуля Юнга Е. Поэтому после кручения под высоким давлением было также проведено наноиндентирование всех образцов в трех исследуемых областях: в центральной части, на середине радиуса и на краю (отступ от края образцов -0.3 мм). Для сопоставления значений Ни Е с микроструктурой и фазовым составом наноин-дентирование всех образцов было проведено в тех же трех областях r/R = 0.0, r/R = 0.5 и r/R = 1.0. Перед наноиндентированием поверхность образцов механически полировалась на алмазной пасте с зернистостью 1 мкм. Исходя из анализа микроструктуры и фазового состава, величина нагрузки, приложенной к индентору, выбиралась таким образом, чтобы при формировании отпечатка проходило усреднение получаемых результатов по достаточно большому числу отдельных зерен фаз в структуре материала. Этому условию соответствует размер отпечатка глубиной h порядка 1 мкм, что соответствует величине приложенной нагрузки 200 мН.
Размеры областей индентирования лежали в интервале 0.1-0.2 мм. На рис. 9 представлены диаграммы нагрузки-разгрузки P(h) в областях
r/R = 0.0, 0.5 и 1.0 образца, отожженного при 615 °С. Радиальные зависимости Ни Е, определенные в результате наноиндентирования всех отожженных образцов после КВД-обработки, показаны на рис. 10, где каждая экспериментальная точка получена усреднением 12 измерений. Анализ этих данных показывает наличие радиальных зависимостей Ни Е. При этом величины Ни Е увеличиваются, а амплитуда их изменения уменьшается в следующем порядке температур отжига образцов сплава: 470, 950 и 615 °С. В целом величины Н и Е меняются в 3 и 15 раз соответственно (рис. 10).
Сопоставление полученных величин Н и Е с фазовым составом исследованных образцов (рис. 4, а, 10 и табл. 3) показало, что увеличение объемной доли ю-фазы приводит к уменьшению модуля Юнга.
Отметим, что определение компонентного состава образца после КВД-обработки, отожженного при 950 °С, показало отсутствие радиальной зависимости химического состава (97.8 ± 0.2 вес. % Л и 2.2 ± 0.2 вес. % Бе, в статье сплав обозначается Л-2 вес. % Бе) после кручения под высоким давлением (рис. 11, а), следовательно, наблюдаемые радиальные зависимости Н и Е не могут быть связаны с радиальными изменениями химического состава образца. Отсутствие радиальной зависимости химического состава также говорит об отсутствии в процессе кручения под высоким давлением макроскопического массопереноса в радиальном направлении. Также был определен
1 1 1 1 ' 1
• 470 °С •
• 615 °С • ; 950 °С
£ •
♦ ♦ ♦ ♦ ♦ ♦ ' • Е - ♦ Н '
о'о 0^5 Г.0 о'0 о!5 Г.0 о'.о 0.5 l'.O
r/R
Рис. 10. Зависимости твердости H и модуля Юнга Е образцов сплава после кручения под высоким давлением от радиальной координаты r/R области индентирования. Величины ошибок меньше размера точек. Штриховые прямые связывают точки, соответствующие одной и той же температуре отжига (цветной в онлайн-версии)
Рис. 11. Концентрация титана и железа в образце, отожженном при 950 °C после кручения под высоким давлением. Радиальные измерения концентрации вдоль диагонали образца на поверхности (а) и измерения концентрации по толщине образца в его поперечном сечении при r/R = 0.0, 0.5 и 1.0 (б). В левых нижних углах графиков приведены схемы съемки образца, выполненной с помощью сканирующей электронной микроскопии (цветной в онлайн-версии)
компонентный состав в поперечном сечении этого образца при r/R = 0.0, 0.5 и 1.0. При каждой координате r/R производились измерения вблизи верхней и нижней поверхностей образца, а также в его средней плоскости. Эти измерения показали однородность компонентного состава после кручения под высоким давлением в поперечном сечении образца (рис. 11, б).
4. Обсуждение результатов
4.1. Трансформация микроструктуры образцов в процессе кручения под высоким давлением
После отжига и закалки в образце, отожженном при 470 °С, было 97 % а-фазы и 3 % интерме-таллида TiFe. Поскольку содержание Fe в а-фазе очень мало [18, 53], то почти все железо содержится в TiFe. Пренебрегая анизотропией формы зерен фаз, можно написать соотношение
f(X
d
\3
TiFe d„
(1)
^ЛБе /лБе
где средние размеры зерен для а-фазы и интерме-таллидной фазы ИБе после закалки dа = 130 и ^пре = 110, а их объемные доли / = 97 % и /лРе = 3 % (табл. 1). Подстановка численных значений в (1) дает Пх/ят^е = 20. Известно, что при нормальном росте зерен фаз среднее число их ближайших соседей 2 = 14 [54], т.е. яа/я-лРе больше 2, которое соответствует случаю равноосных зерен. Следовательно, большинство частиц Т1Бе изолированы друг от друга зернами а-фазы. Очевидно, что центрами зарождения новых фаз может быть только межфазная граница а/Т1Бе. Поэтому процесс образования ю-фазы в процессе кручения
под высоким давлением естественно представить следующим образом. Под воздействием массопе-реноса, инициированного сдвиговой деформацией, у межфазных границ а/Т1Бе происходит обеднение интерметаллида Т1Бе железом с его превращением в в-фазу и пересыщение железом а-фазы (далее обозначается как а*). Вследствие этого у межфазных границ происходят реакции в ^ ю + а и а* ^ ю + а (или а* ^ в + а ^ ю + а). В результате после кручения под высоким давлением в сплаве присутствуют ю-, а- и в-фазы (табл. 2) и, возможно, остаток фазы Т1Бе [37]. Эта схема согласуется с последовательностью реакций, выведенной на основе экспериментальных данных в [27, 28].
В процессе кручения под высоким давлением межфазные границы а/Т1Бе сначала наследуются межфазными границами в/а*, которые после зарождения ю-фазы расщепляются на межфазные границы ю/в и ю/а*, первая из которых смещается к центру зерна Т1Бе, а вторая — в сторону зерна а-фазы. Зарождение ю-фазы может происходить на межфазной границе, где энергетический барьер понижен, а также в энергетически более выгодных для зарождения местах: на тройных стыках а/в/а и в четверных точках, в которых соединяются три тройных стыка типа а/в/а и один тройной стык типа а/а/а. Можно ожидать, что множество мест и кристаллографически эквивалентных вариантов зарождения ю-фазы приводит к существенному увеличению числа и, соответственно, к уменьшению среднего размера зерен ю-фазы и других фаз. Действительно, средний размер зерен ю-фазы равен 25 нм (табл. 2), а сравнение табл. 1 и 2 показывает, что после кручения
под высоким давлением средний размер зерен а-фазы уменьшился в 3.4 раза.
4.2. Твердость сплава после кручения под высоким давлением
Ранее в ряде работ при увеличении числа оборотов плунжера наблюдали увеличение объемной доли ю-фазы и рост твердости образцов. Так, в чистом титане после кручения под высоким давлением (6 ГПа, 1 об/мин) минимум в центре образца на радиальной зависимости микротвердости почти исчез после 10 оборотов [39]. С учетом работы [29], где было показано, что увеличение числа оборотов приводит к увеличению доли ю-фазы в чистом титане после кручения под высоким давлением (6 ГПа, 1 об/мин), причем при увеличении числа оборотов с 5 до 10 ее доля увеличивалась с 70 до 90 %, т.е. почти на 30 %, наблюдаемое в [39] повышение твердости указывает на его связь с увеличивающейся долей ю-фазы по крайней мере до 10 оборотов. Увеличение микротвердости в чистом титане после кручения под высоким давлением (6 ГПа, 1 об/мин, 5 оборотов) в работе [39] также связывалось с увеличением доли ю-фазы. Кроме того, минимумы в центре образцов на радиальных зависимостях H(r) наблюдались в чистом титане в работах [30, 31, 40]. В сплавах Ti-Fe твердость тоже растет с увеличением доли ю-фазы при увеличении числа оборотов плунжера при кручении под высоким давлением. Например, в [26] было показано, что в сплавах Ti-0.04 вес. % Fe и Ti-1 вес. % Fe после кручения под высоким давлением (6 ГПа, 0.5 об/мин) при увеличении числа оборотов от 0.25 до 25 твердость образцов и доля ю-фазы растут. При этом минимум микротвердости в центре образцов почти полностью исчезает только при 10 оборотах. Исчезновение минимума в центре образцов чистого титана и сплавов Ti-Fe при достаточно большом числе оборотов плунжера сопровождается некоторым повышением твердости образцов и, по-видимому, связано с достижением радиальной однородности их микроструктуры и фазового состава.
Полученные зависимости H(r/R) для всех образцов после кручения под высоким давлением (рис. 10) характеризуются максимумом при r/R = 0.5. Такое поведение говорит о радиальной неоднородности микроструктуры и фазового состава. Согласно предыдущим работам, наблюдаемое нами понижение твердости всех образцов при r/R = 0.0 соответствует минимуму твердости в их цент-
ре, но в отличие от зависимостей H(r), полученных ранее в [26, 30, 31, 38-40], полученные нами зависимости H(r/R) для всех образцов, характеризуются существенно большим отношением H(0.5)/H(1.0) (рис. 9). В частности, для образца, отожженного при 470 °C, это отношение больше 2, тогда как в предыдущих работах разница не превышала нескольких процентов. Как отмечалось выше, соотношение концентраций компонентов сплава после кручения под высоким давлением в нашем исследовании не зависит от радиальной координаты (рис. 11) и поэтому не может являться причиной немонотонного поведения H(r/R). Таблица 3 показывает, что немонотонное поведение зависимостей H(r/R) на рис. 9 также не может быть вызвано радиальной неоднородностью (радиальной зависимостью химического состава фаз, фазового состава, среднего размера зерен фаз) образцов после кручения под высоким давлением. Как показано в [26], немонотонное поведение зависимостей H(r/R), по всей вероятности, связано с недостаточно большой сдвиговой деформацией при кручении под высоким давлением.
4.3. Модуль Юнга сплава после кручения под высоким давлением
Зависимость эквивалентной (von Mises) деформации сдвига от r выражается уравнением
_ 2N Seq _ Sh r
(2)
где N — число оборотов плунжера; r — радиальная координата; h — толщина образца, что позволяет ожидать в однородной континуальной среде рост модуля Юнга при увеличении радиальной координаты r. Однако полученные нами зависимости Е(г/К) демонстрируют уменьшение величины Е при росте r/R (рис. 10), что является неожиданным результатом. Действительно, выше было показано, что образцы сплава после кручения под высоким давлением сохраняли однородный химический состав, и поэтому его неоднородность не может являться причиной понижения Е с ростом r. Данные, приведенные в табл. 3, также не указывают на заметную корреляцию с r/R.
Из рис. 9 следует, что для образцов, отожженных при 470, 615 и 950 °C, величины отношения Е(0)/Е(1) равны 10.80, 1.17 и 1.92 соответственно. Большой интерес представляет то, что вблизи края образца, отожженного при 470 °C, величина Е достигает аномально низкой величины Е(1) =
12.2 ГПа, которая близка к модулю Юнга мягких металлов, таких как галлий (9.8 ГПа), индий (10.6 ГПа), литий (11.5 ГПа), барий (12.8 ГПа) и свинец (15.8 ГПа) [55]. При этом температура плавления этих металлов намного ниже температуры плавления исследуемого сплава. Следует отметить, что ранее подобное поведение зависимости Е(г/К) и низкие величины Е(1) после кручения под высоким давлением наблюдались в сплавах Ti-2.36 вес. % Fe и Ti-3.93 вес. % Fe, отожженных при 470 °С и закаленных в воде, и в сплаве Ti-2.04 вес. % Fe, отожженном при 615 °С и закаленном в воде [41]. Для сравнения: модуль Юнга сплава Ti-2 вес. % Fe после выплавки был равен 117.6 ГПа [8].
Ранее понижение эффективного модуля Юнга субмикрокристаллического титана (BT1-0) на 20 % после интенсивной пластической деформации (использовался режим винтовой и продольной прокатки) и его дополнительное снижение (~2.5 %) после воздействия высокого гидростатического давления было обнаружено с помощью измерения внутреннего трения в работе [56]. Авторы связали это понижение с неупругим вкладом неравновесных границ зерен, появление которых вызвано скоплением вблизи них подвижных решеточных дислокаций и образованием в границах зерен внешних (extrinsic) зернограничных дислокаций в результате взаимодействия границ зерен с решеточными дислокациями. Результаты измерения электросопротивления в том же исследовании согласуются с этим выводом. Подобные результаты были получены также в работе [57], где после интенсивной пластической деформации было обнаружено уменьшение модуля Юнга на 20% в титане (BT1-0). Кроме того, в [57] было показано, что уменьшение модуля Юнга титана сопровождается понижением его плотности, которое вызвано ростом нанопористости. Отметим, что в [57] 20% уменьшение модуля Юнга после интенсивной пластической деформации наблюдалось в сплаве, имевшем ламеллярную исходную микроструктуру, и было на порядок меньше в титане, исходная микроструктура которого состояла из равноосных зерен. Также в [56] было показано, что от морфологии исходной микроструктуры зависит степень неравновесности межзеренных границ после интенсивной пластической деформации.
В случае сплава Ti-Fe кинетика роста и растворения фаз и, следовательно, средний размер их зерен контролируются подводом и отводом второго компонента — железа. При высоком дав-
лении и температурах, близких к комнатной, равновесная концентрация вакансий очень мала. В результате приложения высокого давления избыточные вакансии могут вытесняться в ядра дислокаций и на межфазные границы либо образовывать поры в объеме зерен. В этих условиях диффузионный массоперенос в объеме зерен фаз пренебрежимо мал и перенос атомов железа, вероятно, контролируется скольжением дислокаций под действием сдвиговых напряжений. Можно ожидать, что пересыщение межфазных границ вакансиями приводит к ускорению кинетики фазовых превращений на них, а следовательно, к ускорению их движения. Кроме того, пересыщение межфазных границ вакансиями может облегчать относительное смещение зерен фаз вдоль этих границ. Описанные в работах [56, 57] наблюдения согласуются с данными [31], где было показано, что в чистом титане в процессе кручения под высоким давлением при достаточно большой сдвиговой деформации скольжение дислокаций становится доминирующим механизмом. Это позволяет предположить, что высокая плотность подвижных дислокаций, ядра которых пересыщены вакансиями, а также пересыщение вакансиями межфазных границ могут вызывать аномальное падение модуля Юнга у края образца, отожженного при 470 °С. Также возможной причиной понижения модуля Юнга может быть нанопористость [57], влияние которой на сильное уменьшение модуля Юнга в чистом титане было показано в [58].
5. Выводы
С помощью отжига в различных областях фазовой диаграммы Т1-Бе и последующей закалки в воде были получены образцы сплава Т1-2 вес. % Бе с различным фазовым составом, содержанием железа в фазах, а также различными объемными долями фаз и средним размером зерен фаз.
После кручения при высоком давлении все образцы содержали а-, в- и ю-фазы близкого состава. При этом в образцах наблюдались радиальные зависимости объемных долей фаз и средних размеров зерен фаз.
Проведенное наноиндентирование показало различие величин твердости и модуля Юнга образцов, отожженных при разных температурах, и их зависимость от радиальной координаты области индентирования.
Измеренные значения твердости образцов показали наличие минимума в их центре, максимум
в середине радиуса и сильное ее снижение при приближении к краю. Модуль Юнга образцов уменьшается от центра к краю образца, достигая очень низкой величины. Такое поведение твердости и модуля Юнга образцов, вероятно, связано с их особенностью в процессе кручения под высоким давлением.
Эксперимент показал, что структура сплава до обработки оказывает существенное влияние на его микроструктуру, фазовый состав и механические свойства после кручения под высоким давлением.
Финансирование
Исследование выполнено за счет гранта Российского научного фонда № 24-22-00222, https:// rscf.ru/project/24-22-00222/.
Литература
1. Titanium and Titanium Alloys, Leyens, C. and Peters, M., Eds., Weinheim: Wiley, 2006.
2. Lutjering, G. and Williams, J.C., Titanium, Berlin: Springer, 2007.
3. Welsch, G., Boyer, R., and Collings, E.W., Materials Properties Handbook: Titanium Alloys, Materials Park, OH, USA: ASM Int., 1994.
4. Donachie, M.J., Jr., Titanium: A Technical Guide, Materials Park, OH, USA: ASM Int., 2000. https://doi. org/10.31399/asm.tb.ttg2.9781627082693
5. Veiga, C., Davim, J.P., and Loureiro, A., Jr., Properties and Applications of Titanium Alloys: A Brief Review, Rev. Adv. Mater. Sci, 2012, vol. 32, pp. 133— 148. https://www.researchgate.net/publication/283863 116
6. Banerjee, D. and Williams, J.C., Perspectives on Titanium Science and Technology, Acta Mater., 2013, vol. 61, pp. 844-879. https://doi.org/10.1016/j.actamat. 2012.10.043
7. Kolli, R.P. and Devaraj, A., A Review of Metastable beta Titanium Alloys, Metals, 2018, vol. 8, p. 506. https://doi.org/10.3390/met8070506
8. Niu, J., Guo, Y., Li, K., Liu, W., Dan, Z., Sun, Z., Chang, H., and Zhou, L., Improved Mechanical, BioCorrosion Properties and In Vitro Cell Responses of Ti-Fe Alloys as Candidate Dental Implants, Mater. Sci. Eng. C, 2021, vol. 122, p. 111917. https://doi.org/10. 1016/j.msec.2021.111917
9. Yamane, T., Hisayuki, K., Nakao, R., Araki, H., Hi-rao, K., and Minamino, Y., Partial Fe-Ti Alloy Phase Diagrams at High Pressure, Metall. Mater. Trans, 1999, vol. 30, pp. 3009-3011. https://doi.org/10.1007/ s11661-999-0138-1
10. Yamane, T., Hisayuki, K., Minamino, Y., Nakao, R., Araki, H., and Hirao, K., Partial Ti-Fe Alloy Phase
Diagrams at High Pressure, J. Mater. Sci. Lett., 2000, vol. 19, pp. 929-930. https://doi.Org/10.1023/A:10067 47617404
11. Kriegel, M.J., Wetzel, M.H., Treichel, A., Fabrich-naya, O., and Rafaja, D., Binary Ti-Fe System. Part I: Experimental Investigation at High Pressure, CALPHAD,
2021, vol. 74, p. 102322. https://doi.Org/10.1016/j. calphad.2021.102322
12. Kriegel, M.J., Rudolph, M., Kilmametov, A., Strau-mal, B.B., Ivanisenko, J., Fabrichnaya, O., Hahn, H., and Rafaja, D., Formation and Thermal Stability of ra-Ti(Fe) in a-Phase-Based Ti(Fe) Alloys, Metals, 2020, vol. 10, p. 402. https://doi.org/10.3390/met10 030402
13. Kriegel, M.J., Wetzel, M.H., Fabrichnaya, O., and Ra-faja, D., Binary Ti-Fe system. Part II: Modelling of Pressure-Dependent Phase Stabilities, CALPHAD,
2022, vol. 76, p. 102383. https://doi.org/10.1016/j. calphad.2021.102383
14. Jamieson, J.C., Crystal Structures of Titanium, Zirconium, and Hafnium at High Pressures, Am. Assoc. Adv. Sci, 1963, vol. 140, pp. 72-73. https://doi.org/10. 1126/science.140.3562.72
15. Banerjee, S. and Mukhopadhyay, P., Phase Transformations Examples from Titanium and Zirconium Alloy, Amsterdam: Elsevier, 2007.
16. Errandonea, D., Meng, Y., Somayazulu, M., and Häusermann, D., Pressure-Induced a ^ ю Transition in Titanium Metal: A Systematic Study of the Effects of Uniaxial Stress, Physica B. Condens. Matter, 2005, vol. 355, pp. 116-125. https://doi.org/10.1016/j.physb. 2004.10.030
17. Dewaele, A., Stutzmann, V., Bouchet, J., Bottin, F., Occelli, F., and Mezouar, M., High Pressure-Temperature Phase Diagram and Equation of State of Titanium, Phys. Rev. B, 2015, vol. 91, p. 134108. https://doi.org/ 10.1103/PhysRevB.91.134108
18. Murray, J.L., The Fe-Ti (Iron-Titanium) System, Bull. Alloy Phase Diagr, 1981, vol. 2, pp. 320-334.
19. Straumal, B.B., Kilmametov, A.R., Ivanisenko, Y., Gornakova, A.S., Mazilkin, A.A., Kriegel, M.J., Fabrichnaya, O.B., Baretzky, B., and Hahn, H., Phase Transformations in Ti-Fe Alloys Induced by High-Pressure Torsion, Adv. Eng. Mater, 2015, vol. 17, pp. 1835-1841. https://doi.org/10.1002/adem.201500 143
20. Страумал, Б.Б., Кильмаметов, А.Р., Мазил-кин, А.А., Горнакова, А. С., Фабричная, О.Б., Кри-гель, М.Й., Рафайя, Д., Булатов, М.Ф., Некрасов, А.Н., Барецки, Б., Формирование ю-фазы высокого давления в системе титан-железо при сдвиговой деформации, Письма в ЖЭТФ, 2020, т. 111, с. 674-681. https://doi.org/10.31857/S1234567820100 055
21. Dobromyslov, A.V. and Elkin, V.A., Martensitic Transformation and Metastable ß-Phase in Binary Titanium Alloys with d-Metals of 4-6 Periods, Scripta
Mater, 2001, vol. 44, pp. 905-910. https://doi.org/10. 1016/S1359-6462(00)00694-1
22. Zhilyaev, A.P. and Langdon, T.G., Using High-Pressure Torsion for Metal Processing: Fundamentals and Applications, Prog. Mater. Sci, 2008, vol. 53, pp. 893-979. https://doi.org/10.1016Zj.pmatsci.2008.03.002
23. Valiev, R.Z., Islamgaliev, R.K., and Alexandrov, I., Bulk Nanostructured Materials from Severe Plastic Deformation, Prog. Mater. Sci., 2000, vol. 45, pp. 103-189. http://li.mit.edu/SM/Paper/Valiev00.pdf
24. Kolobov, Yu.R., Nanotechnologies for the Formation of Medical Implants Based on Titanium Alloys with Bioactive Coatings, Nanotechnol. Russ., 2009, vol. 4, pp. 758-775. https://doi.org/10.1134/S1995078009110 020
25. Valiev, R.Z., Zhilyaev, A.P., and Langdon, T.G., Bulk Nanostructured Materials, Hoboken, NJ: John Wiley & Sons, Inc., 2013. https://doi.org/10.1002/97811187 42679
26. Deng, G., Bhattachaijee, T., Chong, Y., Zheng, R., Bai, Y., Shibata, A., and Tsuji, N., Influence of Fe Addition in CP Titanium on Phase Transformation, Microstructure and Mechanical Properties during High Pressure Torsion, J. Alloys Compd, 2020, vol. 822, p. 153604. https://doi.org/10.1016/jjallcom.2019.153604
27. Kilmametov, A., Ivanisenko, Yu., Straumal, B.B., Mazilkin, A.A., Gornakova, A.S., Kriegel, M.J., Fab-richnaya, O.B., Rafaja, D., and Hahn, H., Transformations of a' Martensite in Ti-Fe Alloys under High Pressure Torsion, Scripta Mater., 2017, vol. 136, pp. 46-49. http://dx.doi. org/10.1016/j.scriptamat.2017. 04.010
28. Kilmametov, A.R., Ivanisenko, Y., Mazilkin, A.A., Straumal, B.B., Hahn, H., Gornakova, A.S., Fabrich-naya, O.B., Kriegel, M.J., and Rafaja, D., The a ^ œ and ß ^ œ Phase Transformations in Ti-Fe Alloys under High-Pressure Torsion, Acta Mater., 2018, vol. 144, pp. 337-351. https://doi.org/10.1016/j.acta mat.2017.10.051
29. Ivanisenko, Y., Kilmametov, A., Rösner, H., and Valiev, R.Z., Evidence of a ^ œ Phase Transition in Titanium after High Pressure Torsion, Int. J. Mater. Res., 2008, vol. 99, pp. 1-6. https://doi.org/10.3139/146. 101606
30. Edalati, K., Matsubara, E., and Horita, Z., Processing Pure Ti by High-Pressure Torsion in Wide Ranges of Pressures and Strain, Metall. Mater. Trans. A, 2009, vol. 40, pp. 2079-2086. https://doi.org/10.1007/s11 661-009-9890-5
31. Chen, W., Xu, J., Liu, D., Bao, J., Sabbaghianrad, S., Shan, D., Guo, B., and Langdon, T.G., Microstructural Evolution and Microhardness Variations in Pure Titanium Processed by High-Pressure Torsion, Adv. Eng. Mater, 2020, vol. 22, p. 1901462. https://doi.org/10. 1002/adem.201901462
32. Shahmir, H. and Langdon, T.G., Characteristics of the Allotropic Phase Transformation in Titanium Process-
ed by High-Pressure Torsion Using Different Rotation Speeds, Mater. Sci. Eng. A, 2016, vol. 667, pp. 293299. https://doi.org/10.1016/j.msea.2016.05.001
33. Kriegel, M.J., Kilmametov, A., Rudolph, M., Straumal, B.B., Gornakova, A.S., Ivanisenko, Y., Fabrich-naya, O., Hahn, H., and Rafaja, D., Transformation Pathway upon Heating of Ti-Fe Alloys Deformed by High-Pressure Torsion, Adv. Eng. Mater, 2018, p. 1700933. https://doi.org/10.1002/adem.201700933
34. Straumal, B.B., Kilmametov, A.R., Ivanisenko, Yu., Mazilkin, A.A., Valiev, R.Z., Afonikova, N.S., Gornakova, A.S., and Hahn, H., Diffusive and Displacive Phase Transitions in Ti-Fe and Ti-Co Alloys under High Pressure Torsion, J. Alloys Compd, 2018, vol. 735, pp. 2281-2286. https://doi.org/10.1016/jjall com.2017.11.317
35. Kriegel, M.J., Kilmametov, A., Klemm, V., Schimpf, C., Straumal, B.B., Gornakova, A.S., Ivanisenko, Y., Fab-richnaya, O., Hahn, H., and Rafaja, D., Thermal Stability of Athermal omega-Ti(Fe) Produced upon Quenching of beta-Ti(Fe), Adv. Eng. Mater, 2019, vol. 21, p. 1800158. https://doi.org/10.1002/adem.201800158
36. Straumal, B., Kilmametov, A., Gornakova, A., Mazilkin, A., Baretzky, B., Kjrneva, A., and Ziçba, P., Diffusive and Displacive Phase Transformations in Nano-composites under High Pressure Torsion, Arch. Metall. Mater, 2019, vol. 64, pp. 457-465. https://doi.org/10. 24425/amm.2019.127560
37. Kriegel, M.J., Rudolph, M., Kilmametov, A., Straumal, B.B., Ivanisenko, J., Fabrichnaya, O., Hahn, H., and Rafaja, D., Formation and Thermal Stability of œ-Ti(Fe) in a-Phase-Based Ti(Fe) Alloys, Metals, 2020, vol. 10, p. 402. https://doi.org/10.3390/met10030402
38. Bolmaro, R.E., Sordi, V.L., Ferrante, M., Brok-meier, H.-G., Kawasaki, M., and Langdon, T.G., High-Pressure Torsion of Ti: Synchrotron Characterization of Phase Volume Fraction and Domain Sizes, IOP Conf. Ser. Mater. Sci. Eng, 2014, vol. 63, p. 012147. https://doi.org/10.1088/1757-899X/63Z1/012147
39. Nie, M., Wang, C.T., Qu, M., Gao, N., Wharton, J.A., and Langdon, T.G., The Corrosion Behaviour of Commercial Purity Titanium Processed by High-Pressure Torsion, J. Mater. Sci, 2014, vol. 49, pp. 2824-2831. https://doi.org/10.1007/s10853-013-7988-z
40. Lukac, F., Cizek, J., Knapp, J., Prochazka, I., Zha-nal, P., and Islamgaliev, R.K., Ultra Fine Grained Ti Prepared by Severe Plastic Deformation, J. Phys. Conf. Ser, 2016, vol. 674, p. 012007. https://doi.org/ 10.1088/1742-6596/674/1/
41. Gornakova, A.S., Straumal, B.B., Mazilkin, A.A., Afonikova, N.S., Karpov, M.I., Novikova, E.A., and Tyu-rin, A.I., Phase Composition, Nanohardness and Young's Modulus in Ti-Fe Alloys after Heat Treatment and High Pressure Torsion, Metals, 2021, vol. 11, p. 1657. https://doi.org/10.3390/met11101657
42. Горнакова, А.С., Страумал, Б.Б., Головин, Ю.И., Афоникова, Н.С., Пирожкова, Т.С., Тюрин, А.И.,
Фазовые превращения и механические свойства двухкомпонентных титановых сплавов после термообработки в двухфазной области (а + интерме-таллид) и кручения под высоким давлением, Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования, 2021, т. 11, с. 45-50. https:// doi.org/10.31857/S102809602111008X
43. Rietveld, H.M., Line Profiles of Neutron Powder-Diffraction Peaks for Structure Refinement, Acta Crystal-logr, 1967, vol. 22, pp. 151-152. http://dx.doi.org/10. 1107/s0365110x67000234
44. Rietveld, H.M., A Profile Refinement Method for Nuclear and Magnetic Structures, J. Appl. Crystallogr., 1969, vol. 2, pp. 65-71. https://doi.org/10.1107/S0021 889869006558
45. Pecharsky, V.K. and Zavalij, P.Y., Fundamentals of Powder Diffraction and Structural Characterization of Materials, New York: Springer, 2009.
46. Oliver, W.C. and Pharr, G.M., Measurement of Hardness and Elastic Modulus by Instrumented Indentation: Advances in Understanding and Refinements to Methodology, J. Mater. Res, 2004, vol. 19, pp. 3-20. http://www.mrs.org/publications/jmr/policy.html
47. Головин, Ю.И., Наноиндентирование и его возможности, Москва: Машиностроение, 2009.
48. Prokofjev, S.I., Estimation of Surface Tension of Grain Boundaries in Allotropes of Elements, J. Mater. Sci, 2019, vol. 54, pp. 14554-14560. https://doi.org/ 10.1007/s10853-016-0681-2
49. Dinsdale, A.T., SGTE Data for Pure Elements, CALPHAD, 1991, vol. 15, pp. 317-425. https://doi.org/ 10.1016/0364-5916(91)90030-N
50. Harrison, L.G., Influence of Dislocations on Diffusion Kinetics in Solids with Particular Reference to the Al-
kali Halides, Trans. Faraday Soc., 1961, vol. 57, pp. 1191-1199. https://doi.org/10.1039/TF9615701191
51. Ray, R., Giessen, B.C., and Grant, N.J., The Constitution of Metastable Titanium-Rich Ti-Fe Alloys: An Order-Disorder Transition, Metall. Trans, 1972, vol. 3, pp. 627-629. https://doi.org/10.1007/BF02642743
52. Levinger, B.W., Lattice Parameter of beta Titanium at Room Temperature, Trans. AIME, 1953, vol. 5, p. 195. https://doi.org/10.1007/BF03397474
53. Matyka, J., Faudot, F., and Bigot, J., Study of Iron Solubility in a Titanium, Scripta Metall, 1979, vol. 13, pp. 645-648. https://doi.org/10.1016/0036-9748(79)90 126-1
54. Morral, J.E. and Ashby, M.F., Dislocated Cellular Structures, Acta Metall, 1974, vol. 22, pp. 567-575. https://doi.org/10.1016/0001-6160(74)90154-0
55. Handbook of Condensed Matter and Materials Data, Martienssen, W. and Warlimont, H., Eds., Berlin: Springer, 2005.
56. Кардашев, Б.К., Сапожников, К.В., Бетехтин, В.И., Кадомцев, А.Г., Нарыкова, М.В., Внутреннее трение, модуль Юнга и электросопротивление субмикрокристаллического титана, ФТТ, 2017, т. 59, № 12, с. 2358-2362. https://doi.org/10.21883/FTT. 2017.12.45231.131
57. Кардашев, Б.К., Нарыкова, М.В., Бетехтин, В.И., Кадомцев, А.Г., Влияние интенсивной пластической деформации на упругие свойства Ti и его сплавов, Физ. мезомех., 2019, т. 22, № 3, с. 71-76. https://doi.org/10.24411/1683-805X-2019-13008
58. Zhu, K., Li, C., Zhu, Z., and Liu, C.S., Measurement of the Dynamic Young's Modulus of Porous Titanium and Ti6Al4V, J. Mater. Sci., 2007, vol. 42, pp. 73487353. https://doi.org/10.1007/s10853-007-1532-y
Поступила в редакцию 25.01.2024 г., после доработки 11.03.2024 г., принята к публикации 02.04.2024 г.
Сведения об авторах
Горнакова Алена Сергеевна, к.ф.-м.н., снс ИФТТ РАН, alenahas@issp.ac.ru Прокофьев Сергей Ильич, к.ф.-м.н., снс ИФТТ РАН, prokof@issp.ac.ru Афоникова Наталья Сергеевна, к.ф.-м.н., снс ИФТТ РАН, natasha@issp.ac.ru
Тюрин Александр Иванович, к.ф.-м.н., доц., зам. дир. НИИ «Нанотехнологии и наноматериалы» ТГУ им. Г.Р. Державина, tyurinalexander@yandex.ru
Корнева Анна Валерьевна, д.т.н., доц. Института металлургии и материаловедения Польской академии наук, Польша, a.korniewa@imim.pl
Кильмаметов Аскар Раитович, д.ф.-м.н., нс, Университет Сорбонна Париж-Норд, Франция, askar.kilmametov@univ-paris13.fr Страумал Борис Борисович, д.ф.-м.н., зав. лаб., гнс ИФТТ РАН, straumal@issp.ac.ru
