автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Формирование структуры, текстуры и свойств при прокатке высоколегированных титановых сплавов на основе β-фазы и интерметаллида Ti2AlNb

004615674

На правах рукописи

Водолазский Федор Валерьевич

ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ, ТЕКСТУРЫ И СВОЙСТВ ПРИ ПРОКАТКЕ ВЫСОКОЛЕГИРОВАННЫХ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ р-ФАЗЫ И ИНТЕРМЕТАЛЛИДА Т^АИМЬ

Специальность 05.16.01 Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

-2 ДЕК 2010

Екатеринбург - 2010

004615674

Работа выполнена на кафедре термообработки и физики металлов ФГАОУ ВПО «Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н.Ельцина»

Научный руководитель: кандидат технических наук, доцент

ДЕМАКОВ СЕРГЕЙ ЛЕОНИДОВИЧ

Официальные оппоненты: доктор технических наук, профессор

ШИШМАКОВ АЛЕКСАНДР СЕРАФИМОВИЧ, ЗАО «НЛП Тормо» доктор технических наук, доцент ШВЕЙКИН ВЛАДИМИР ПАВЛОВИЧ, УрФУ

Ведущее предприятие: ФГУП «ЦНИИ КМ «Прометей»

Защита диссертации состоится 10 декабря 2010 г. в 15 ч 00 мин, в ауд. Мт-329 на заседании Диссертационного совета Д 212.285.04 по присуждению степени доктора технических наук в ФГАОУ ВПО «Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н.Ельцина» по адресу: 620002, Екатеринбург, К-2, ул. Мира, 19, УГТУ-УПИ. ^ '

Телефон: (343) 375-45-74, факс (343) 374-53-35, e-mail: tofm@mail.ustu.ru

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ФГАОУ ВПО «Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н.Ельцина».

Автореферат разослан 10 ноября 2010 г.

Ученый секретарь , Л Л

Диссертационного совета Д 212.285.04 Jj^itLu*/ Шилов В.А.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. Сплавы на основе титана являются одним из важнейших конструкционных материалов. Их применение наиболее целесообразно в тех областях техники, где необходимо сочетание высокой удельной прочности, жаропрочности и коррозионной стойкости: судостроении, аэрокосмической и химической промышленности и т.д.

Ответственные сферы применения этих сплавов требуют дальнейшего повышения механических и эксплуатационных свойств, уменьшения анизотропии свойств за счет разработки новых режимов термомеханической обработки, позволяющих получить высокий уровень прочности при удовлетворительных пластических и вязкостных характеристиках.

Получение листовых полуфабрикатов Р-сплавов связано с большими суммарными степенями деформации. Тем не менее существует проблема структурной неоднородности, которая заключается в том, что сохраняются крупные нерекристаллизованные (З-зерна. После упрочняющей обработки в листах появляется заметная анизотропия свойств, прежде всего по показателям пластичности. Данная задача существует уже много лет и касается широкого спектра титановых (а+р)- и р-сплавов. Для ее решения в данной работе исследовали формирование текстурного и структурного состояний в процессе изготовления листов титанового псевдо р-сплава ТС6.

Другой проблемой, с которой сталкиваются при получении фольг, -низкая технологическая пластичность материала. Это касается интерметаллидных сплавов вообще и сплавов на основе Т12А1МЬ, в частности. Зарубежные технологии получения фольги из этого материала включают в себя окончательное утонение до толщины 0,1 мм электролитическими методами, что усложняет и удорожает технологию производства. Поэтому разработка технологии получения фольги исключительно деформационными методами (прокаткой) представляет большой интерес и требует серьезного изучения фазовых и структурных превращений в процессе обработки.

В связи с этим представляется необходимой постановка исследований, направленных на разработку режимов термомеханической обработки (ТМО), позволяющих получить сплавы со стабильно высокими механическими свойствами, а также фольгу из труднодеформируемого сплава на основе ТьАГКЬ в производственных условиях.

Работа выполнена в соответствии с основными направлениями научной деятельности кафедры «Термообработка и физика металлов» ФГАОУ ВПО «УрФУ имени первого Президента России Б.П.Ельцина» в рамках госбюджетных научно-исследовательских работ Минобрнауки РФ (тема № 2218); проектов в аналитической ведомственной целевой программе «Развитие научного потенциала высшей школы (2009-2010 гг.)» (тема № 2244) в федеральной целевой программе «Научные и научно-педагогические кадры инновационной России» на 2009-2013 годы (тема №62245) и федеральной целевой программе «Исследования и разработки по приоритетным направлениям развития научно-технологического комплекса России на 2007-2012 годы».

Целью работы являлось обоснование технологических режимов получения изотропных тонколистовых полуфабрикатов из (3-титановьк сплавов и фольги из интерметаллидного сплава ВТИ-4, а также проведение промышленной апробации предложенных технологий. В работе были поставлены следующие задачи:

1. Определить основные факторы, определяющие анизотропию свойств тонколистовых полуфабрикатов титановых псевдо р-сплавов;

2. На научной основе разработать методы устранения или минимизации влияния факторов, ответственных за анизотропию свойств в листовых полуфабрикатах псевдо-р титановых сплавов;

3. Разработать системный подход получения листов из псевдо р-сплава ТС6 с однородной мелкозернистой структурой и повышенным комплексом свойств;

4. Установить изменения структурного состояния и фазового состава интерметаллидного сплава ВТИ-4 в процессе термической обработки, направленной на подготовку структурного состояния и фазового состава, обеспечивающих достаточный уровень пластичности для осуществления холодной деформации при изготовлении фольги;

5. Провести апробацию полученных технологических решений для промышленных условий с получением пилотных образцов (опытных партий).

Научная иовизна.

1. Выявлены дополнительные факторы, обеспечивающие эффект текстурного торможения рекристаллизации при горячей прокатке титановых псевдо р-сплавов. Такими факторами являются: • полуспециальные границы;

• ликвидация в ходе деформации «выступов», возникших на ранних стадиях деформации, на границах зерен;

• образование стабильного плоского фронта роста рекристаллизованных зерен;

• образование внутризеренных малоугловых границ, служащих стоками дислокаций линий скольжения.

2. Определены интервалы температур и скоростей охлаждения при термообработке листовых полуфабрикатов сплава ВТИ-4, позволяющие производить фиксацию высокотемпературной Р-фазы при закалке.

3. Установлены качественные отличия формирования текстуры сплава ВТИ-4 в процессах горячей и холодной прокаток. В отличие от горячей прокатки (в пакете), при холодной, наблюдается ослабление полюсной плотности плоскостей {100}.

Практическая значимость.

1. Выработаны основные технологические подходы к устранению структурной анизотропии в листовых полуфабрикатах в сплаве ТС6. Реализация разработанных подходов позволила получить заготовки с однородной мелкозернистой структурой (Оср менее 100 мкм) и повышенным уровнем механических свойств после ТМО.

2. Предложена технология получения фольги толщиной 80 мкм из интерметаллидного сплава ВТИ-4.

На защиту выносятся следующие основные положения и результаты.

1. Систематизация основных факторов, определяющих возникновение анизотропии структуры при изготовлении тонколистовых полуфабрикатов титановых псевдо Р-сплавов.

2. Технологические решения получения тонколистовых полуфабрикатов титановых псевдо р-сплавов с однородной структурой, высоким и стабильным уровнем механических свойств.

3. Результаты исследования фазового состава и структурного состояния интерметаллидного сплава ВТИ-4. Параметры термической обработки заготовки, обеспечивающие получение структурного состояния с достаточной пластичностью для холодной прокатки в ходе производства фольги.

4. Технология получения фольги толщиной 80 мкм из интерметаллидного сплава ВТИ-4.

Апробация работы. Материалы диссертации были доложены и обсуждены на IXX и XX Уральских школах металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов»; на Международной конференции "Ti-2006 в СНГ", Суздаль, 2006; на Международной конференции "Ti-2008 в СНГ", Санкт-Петербург, 2008; на Ш-ей Евразийской научно-практической конференции «Прочность неоднородных структур», Москва, 2006; на VIII, IX и X Уральских школах-семинарах металловедов-молодых ученых, Екатеринбург, 2005, 2006, 2007 гг.; на VIII, IX отчетных научных конференциях молодых ученых ГОУ ВПО «УГТУ-УПИ», 2008,2009 гг.

Публикации. По материалам исследования опубликовано 11 печатных работ, отражающих основное содержание диссертации.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, 5 глав, заключения, списка литературы; изложена на 133 страницах, включает 83 рисунка, 11 таблиц, список литературы содержит 88 наименований.

Работа выполнена при научной и методической консультации профессора, д.т.н. Попова А.А. и доцента, к.т.н. Илларионова А.И. Автор выражает благодарность за помощь в работе сотрудникам центральной заводской лаборатории и цеха №16 ОАО «Корпорация ВСМПО-АВИСМА».

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность диссертационной работы, дано общее направление работы.

В первой главе дан аналитический обзор литературы по исследуемой проблеме. Рассмотрены особенности высокопрочных титановых псевдо Р-сплавов и интерметаллидных сплавов на основе TioAlNb. Систематизированы данные об особенностях рекристаллизации, формировании структуры и текстуры титановых псевдо Р-сплавов при различных видах упрочняющей термической и термомеханической обработок. Систематизированы данные о формировании структуры, текстуры, механизме и кинетике фазовых превращений, протекающих в сплавах на основе TiíAlNb. Поставлена цель работы и сформулированы конкретные задачи исследований.

Во второй главе приводятся материалы и методики исследования, использованные в данной работе. Объектами исследования служили листовые полуфабрикаты модельного интерметаллидного сплава

6

ВТИ-4 (Ti-22Al-26Nb-0,5Zr-0,4Mo) и промышленного сплава ТС6, полученные на ОАО «Корпорация ВСМПО-АВИСМА»

Дано описание режимов термической и термомеханической обработок в тексте главы.

Металлографический анализ осуществляли с применением оптического микроскопа «Olympus GX-51». Структурные параметры оценивались с помощью программного пакета SIAMS 700. Исследования морфологии и структуры методами растровой электронной микроскопии проводились на микроскопах Philips SEM 535 и Jeol JSM-6490LV. Исследования методом дифракции обратно-рассеянных электронов (ДОЭ) проводились на растровом электронном микроскопе Jeol JSM-6490LV с помощью приставки EBSD Nordlys II HKL и программного обеспечения Channel 5. Рентгеноструктурный фазовый анализ (РСФА) проводился на рентгеновском дифрактометре Bruker D8 Advance, оснащенным позиционно-чувствительным детектором LynxEye, в излучении Ка Си в диапазоне углов отражения 20 = (30-80)° при напряжении U = 40 кВ, токе трубки I = 40 мА с использованием щелей Соллера падающего пучка; измерительный диаметр составлял 500 мм, шаг 0,02°. Электронномикроскопический анализ тонкой структуры и микродифракционные исследования проводились на электронном микроскопе JEM-200 СХ, при ускоряющем напряжении 160 кВ. Испытания на растяжение проводились на универсальной разрывной машине FP 100/1 по ГОСТ 1497-89.

В третьей главе представлено исследование причин формирования структурной неоднородности в титановом псевдо ß-сплаве ТС6, изучено влияние различных факторов на устранение .подобной неоднородной структуры. Предложены и опробованы технологические подходы, направленные на получение однородно изотропной структуры.

Титановый ß-сплав ТС6 при его разработке был ориентирован на уровень прочности GB не менее 1300 МПа, при удлинении 5 не менее 6 % в различных направлениях листа. Существующая промышленная технология изготовления листов из сплава ТС6 не всегда обеспечивает уровень ов = 1200 МПа, согласованный в действующих ТУ на листы этого сплава.

Существующая промышленная технология включает в себя ковку слитка в сляб толщиной от 200 до 250 мм. Затем сляб прокатывают до толщины 20 мм. Далее получение тонких листов проводится с помощью горячей

прокатки с промежуточными отжигами.. Микроструктура полученных по такой технологии листов является крайне неоднородной. В первую очередь по всему сечению обнаруживаются тонкие вытянутые вдоль направления прокатки (НП) зерна длиной свыше 50 мм. Такая неоднородность проявляется в показателях механических свойств в различных направлениях: вдоль НП - о0,2 = Ю10 МПа, ов = 1060 МПа, 6 = 6 %; поперек НП -сто,2 ~ 990 МПа, ств = 1070 МПа, 5 = 4%. Столь низкий уровень прочности при анизотропии пластичности является неудовлетворительным. Очевидно, что подобный низкий уровень свойств является следствием неустойчивости технологии, приводящей к структурной неоднородности.

Детальное изучение состояния материала по ходу получения тонкого листа показало, что такие вытянутые зерна обнаруживаются уже в 200 мм слябе. Рис. 1 демонстрирует форму и внутреннюю структуру таких зерен в подкате толщиной 20 мм. Подобные зерна уже наблюдали ранее, в частности в работе [1] они получили название - полосы. Полосы имеют блочную (субзеренную) структуру, характерную для полигонизованого состояния, рис. 1, б.

Проведенный ДОЭ-анализ подката толщиной 20 мм показал, что большинство полос имеет ориентацию {001}<110>, в меньшем количестве встречаются ориентации {111}<112>, {112}<111> и {110}<110>, рис. 2. В направлении ПН практически все полосы ориентированы плоскостью {110} (рис. 2, б).

Рис. 1 Микроструктура горячекатаного подката толщиной 20 мм сплава ТС6 в продольном направлении

Внутри полос встречаются продольные границы, разбивающие полосу на несколько фрагментов, количество которых в поперечном направлении достигало четырех. С помощью ДОЭ-анализа удалось однозначно установить, что угол разориентировки участков, разделенных такой границей, не превышает 10°, Наличия зародышей на подобных границах не зафиксировано. Это является уже описанным в литературе вариантом текстурного торможения рекристаллизации (ТТР) [2].

а б

Рис. 2 ДОЭ - карты 20 мм листа сплава ТСб в ПН (контраст по углу Эйлера)

Направление прокатки

Обнаружено, что свободными от зародышей являются некоторые границы и с большим углом разориентации, в частности, плоские границы между полосами с ориентировками {100}<110> и {110}<110>, рис. 2, а. Этот случай также является вариантом текстурного торможения рекристаллизации. Он связан с образованием так называемых «полуспециальных» границ, описанных в работе [3].

Следующий фактор ТТР можно обозначить как геометрический. Как показано в работах Горелика С.С., местом образования зародыша рекристаллизации на границе служат «выступы», являющиеся результатом выхода полос скольжения на границу. В рассматриваемом случае границы полос являются практически плоскими и ориентированы вдоль направления прокатки. «Выступы», возникшие на ранних стадиях, ликвидируются в процессе дальнейшей деформации. Внутри полос наблюдаются малоугловые границы, параллельные плоскости прокатки, которые являются внутренними стоками дислокаций полос скольжения, рис. 1, б. Соответственно, образование «выступов» становится маловероятным.

Протекание рекристаллизации in situ, результатом которой является образование вытянутых зерен, располагающихся на границах полос, можно считать фактором ТТР, тормозящим развитие обычной рекристаллизации. Эти вытянутые зерна имеют кристаллографическую ориентацию, совпадающую с ориентацией полосы, и являются прослойками, разделяющими границу и центральные нерекристаллизованные области полосы.

Рассматриваемый тип структуры тормозит не только процесс формирования зародышей, но и ограничивает их рост во внутрь полосы. Рекристаллизованные зерна, образовавшиеся на границе полосы, формируют плоский фронт роста, который имеет характерную конфигурацию, рис. 3.

конфигурация является достаточно стабильной, поскольку выигрыш в энергии за счет прироста объема с учетом увеличения площади границы растущего зерна минимизируется. Описанный случай не является впрямую проявлением ТТР, но является его следствием.

Обнаруженные типы границ полос и факторы ТТР были систематизированы, табл. 1.

Можно предположить наличие, как фактора ТТР, границ специальной разориентации, но в данном исследовании таких границ полос обнаружено не было.

Рассмотрены варианты устранения полос в структуре путем только рекристаплизационного отжига и с помощью горячей прокатки с последующим рекристаллизационным отжигом.

Была проведена серия отжигов в интервале от 800°С до 940°С, через 20НС, с выдержками 20 и 40 мин. Данные по микроструктуре листов после таких отжигов были статистически обработаны и представлены в виде зависимости, рис. 4.

Рис. 3 Модель фронта роста рекристаллизованных зерен от плоской границы

Полоса

Границы рекристаллизованных зерен выгнуты в направлении нерекристаллизованного зерна, а углы тройного стыка близки к 120°. Выгнутость границы свидетельствует о том, что тройной стык тормозит продвижение границы. Подобная

Таблица 1

Схемы структурных состояний и характеристики факторов определяющих ТТР

Номер фактора Тип границ полос Схемы границ полос Характеристика

I «Вырожденная» граница, возникшая в результате деформации из высокоугловой границы. Угол разориентировки не превышает 20°.

500 мда

II £2Ш «Полуспециальная» граница, где в плоскости границы сопрягаются кристаллографические плоскости с малыми индексами и, соответственно, имеется большое количество совпадающих узлов.

III -----г--Г- Развитие полигонизации (рекристаллизации in situ), где вытянутые полигоны (зерна) препятствуют образованию и росту зародышей.

IV —---------- Геометрический фактор - ровная граница (отсутствие выступов на границах), возникновение параллельных границам полос малоугловых границ, являющихся внутренними стоками дислокаций полос скольжения.

V Плоская граница между зернами, одно из которых находится в ориентации, при которой деформация не приводит к накоплению внутренней энергии. Рост зародышей происходит только в направлении более деформированного зерна.

VI TOW Стабилизация фронта рекристаллизации. Возникновение плоской стабильной конфигурации тройных стыков границ, близких к 120°.

Via ■ —. - •, ■■./' ' /V 1 I 1 1 1 Дополнительное торможение фронта роста рекристаплизованных зерен плоской вырожденной границей.

I - общее снижение полосчатости по сечению;

II - доля полос без учета зерен образованных по типу рекристаллизации in situ;

III - доля зерен образованных по типу рекристаллизации in situ;

IV - вклад рекристаллизации в устранение полосчатости.

860 «80 900

Температура.°С

Рис. 4 Принципиальная зависимость доли полос в сечении листа толщиной 20 мм от отжигов при различным температурах (время отжигов 40 мин)

В интервале температур от 800 °С до 840 °С рекристаллизация протекает в основном по механизму in situ. При Тотж от 900 °С до 940 °С происходит реальное снижение доли полос за счет протекания рекристаллизации с образованием равноосных зерен. Но проведение рекристаллизационного отжига при высоких температурах является неэффективным, поскольку при этом значительно увеличивается размер зерна, при сохранении разнозернистости.

Горячая прокатка по обычным режимам (разовые степени деформации в интервале от 5 % до 7 %, суммарная степень деформации 50 %, температура 850СС) приводит к усилению полосчатости в структуре. Анизотропия

текстуры возрастает и сохраняется после отжига. С точки зрения термодинамического подхода к анализу 1 зависимости рекристаллизации от степени горячей деформации можно I предложить следующую схему такой { зависимости, рис. 5.

В исходном состоянии в структуре

ди

исходно

рекристаллиэоэанное

i зерно

1 1 полоса

1 >

У* Л ' \' 1 1 1 1 II | -1-►

Рис 5 Принципиальная 6 зависимость изменения внутренней энергии от степени деформации

присутствуют два типа зерен отличающихся внутренней энергией -полосы и рекристаллизованные зерна.

Исходно полосы имеют повышенный уровень внутренней энергии, по сравнению с рекристаллизованными зернами, дальнейший прирост энергии относительно невелик вследствие благоприятной ориентации ее решетке по отношению к деформирующим напряжениям. Начальный уровень внутренней энергии рекристаллизованных зерен меньше, чем у полосы, но в процессе деформации рост внутренней энергии происходит более интенсивно, чем в полосе. Соответственно две кривые изменения внутренней энергии для двух типов зерен должны пересекаться в некоторой точке, рис. 6. Относительно этой точки можно выделить две области. В первой области (на рис. 5 помечена I) внутренняя энергия полосы превышает внутреннюю энергию исходно рекристаллизованных зерен, поэтому рост вновь образованных зародышей рекристаллизации выгоден в сторону полосы. Во второй области (на рис. 5 помечена II) рост вновь образованных зародышей рекристаллизации становится менее выгодным в сторону полосы. Сама полоса является местом образования зародышей, рост которых происходит в сторону исходно рекристаллизованных зерен. Вышеописанная ситуация продемонстрирована на рис. 6, с помощью инструментальной методики ДОЭ, программного пакета HKL Channel 5, где показан относительный уровень внутренних напряжений до и после деформации. До деформации уровень внутренней энергии рекристаллизованных зерен (светло-серый цвет) меньше внутренней энергии полосы (серый цвет), рис. 6, а. Случай области II показан на рис. 6, б, когда после деформации уровень внутренней энергии исходно рекристаллизованных зерен (темно-серый цвет) оказывается выше, чем в полосе (серый цвет).

Полоса

а б

Рис. 6 ДОЭ карты, показывающие деформированные, полигонизованные и рекристаллизованные области: а - до деформации; б - после деформации

Очевидно, что применяемый режим горячей прокатки, только усугубляет неоднородность структуры. Чтобы этого избежать, прежде всего, необходимо снизить степень деформации за один проход, тем самым увеличить дробность прокатки, что понизит локальную неравномерность распределения деформации по сечению листа, и уменьшит вероятность локализации деформации, прежде всего внутри полос. Это было реализовано горячей прокаткой толщины до 8 мм при температуре 800°С (разовые степени деформации от 3 % до 5 %, суммарная степень деформации 20 %), которая выполняла роль подготовительной обработки. Затем была проведена горячая прокатка до толщины 2,6 мм при температуре 900°С. Схема получения листа толщиной 2,3 мм приведена на рис. 7.

В микроструктуре полученного листа толщиной Н = 2,6 мм, наблюдаются только равноосные полиэдрические зерна с ровными прямыми границами, Оср = 77 мкм. Полосы, присутствующие в предыдущих подкатах, не зафиксированы.

Дальнейшая НТМО, включающая холодную прокатку и старение по режиму 500°С, 24 ч, привела к получению механических свойств, значительно превышающих требуемые: вдоль НП - о0,2 = 1350 МПа, 0в = 1470 МПа, 5 = 9 %; поперек НП - о0,2 = 1340 МПа, ов = 1460 МПа, 5 = 7 %.

Выявленные в главе 3 факторы ТТР позволяют определить причины стабилизации полосчатой структуры. Основные тормозящие факторы перечислены в таблице 1. На основании этого было выработано несколько основных подходов к устранению полосчатости-.

1. установлена необходимость увеличения толщины горячекатаного подката до предельно возможной в промышленных условиях - 30 мм;

т,°с

Е=67,5% Е=20% Т=900°С

Т=800°С |=15мин 1=10мин

I, мин

Рис. 7 Схема получения тонкого листа толщиной 2,3 мм

2. прокатка горячекатаного подката проводится с прерываниями в сочетании с подготовительной низкотемпературной при установочной температуре нагрева 800 °С и последующей рекристаллизационной обработкой (900 °С), совмещенной с прокаткой;

3. при этом установлена необходимость увеличения дробности горячей прокатки на подготовительной стадии (800 °С) с разовыми степенями деформации от 3 % до 5 % за проход, с ограничением суммарной степени деформации до 20 %.

Четвертая глава посвящена разработке новой технологии получения тонколистовых полуфабрикатов сплава ТС6 на основании подходов, установленных в главе 3, и ее адаптации к промышленным условиям.

Ограничение суммарной деформации на начальных этапах получения листа было реализовано за счет прокатки сляба толщиной 250 мм до толщины 30 мм вместо прокатки до толщины 20 мм.

При комплексном анализе микроструктур и текстур толстых листов толщиной 20 и 30 мм был выявлен ряд различий. Толщина полос в подкате 30 мм от 1,5 до 2 раза выше. Общая доля полос в сечении полуфабриката также в полтора раза выше. Что, безусловно, является негативным показателем для разрабатываемой технологии. Однако при этом существуют и позитивные факторы, к которым следует отнести существенно меньшую долю зерен, образованных рекристаллизацией in situ, наличие практически на всех границах зародышей рекристаллизации, уменьшение доли пассивных границ в несколько раз. Т.е. процесс зародышеобразования в подкате 30 мм не является лимитирующим фактором прохождения рекристаллизации. В данном случае наиболее существенный лимитирующий фактор -образование плоского фронта роста рекристаллизованных зерен. В результате, структурные состояния подкатов 20 и 30 мм представляют собой два различных случая с точки зрения развития процессов рекристаллизации, поскольку имеют разные лимитирующие факторы.

В терминах, представленных в таблице 1, суммирующей факторы текстурного торможения, можно сказать, что в подкате 20 мм наиболее ярко проявляются факторы I, II, III, IV и отчасти VI, т.е. практически все. В то время как в подкате 30 мм существенным является фактор VI (Via), роль других факторов II, III и IV значительно снижена, а фактор I отсутствует. Поэтому потенциальные возможности развития рекристаллизации в подкате

20 мм значительно выше, по сравнению с подкатом 30 мм. Также следует учитывать, что дальнейшая деформация усугубляет действие факторов L-.IV и положительно влияет на фактор VI, поскольку при деформации происходит разрушение полигональной структуры. При этом должно облегчаться зародышеобразование на плоской границе роста рекристаллизованных зерен и/или их дальнейший рост в тело полосы. Безусловно, положительное влияние деформации будет усиливаться с повышением ее дробности.

Подкат толщиной 30 мм прокатывался в листы толщиной 3 мм по схемам I и II, представленным на рис. 8. На микрофотографиях полученных листов, изготовленных по этим схемам, наблюдаются равноосные полиэдрические зерна с ровными прямыми границами. Полосы, присутствующие в предыдущих подкатах, не зафиксированы. Средний размер зерна Оср составил: для листа, изготовленного по схеме I - 95 мкм; по схеме II -65 мкм.

а

б

Рис. 8 Варианты технологии получения тонкого листа из сплава ТС6: а) схема I; б) схема II

В дальнейшем листы толщиной 3 мм подвергались дополнительной обработке. Лист, изготовленный по схеме I, прокатывался при комнатной температуре до толщины 1,5 мм. Затем следовала закалка на воздухе от Т = 800°С, нагрев в течение 10 мин, с последующей холодной прокаткой до толщины 1,2 мм и старение по режиму: Т = 520"С, время 24 ч. Лист, изготовленный по схеме И, прокатывался до толщины 1,66 мм. Затем следовала закалка на воздухе от Т = 800°С, нагрев в течение 10 мин, с последующей холодной прокаткой до толщины 1,33 мм и старением по режиму: Т = 460°С, 8 ч + Т = 520°С, 24 ч. Уровень механических свойствсостаренных листов составил: по схеме I вдоль НП - а„ = 1400 МПа, 5 = 10 %; поперек НП - ав = 1480 МПа, 5 = 7 %; по схеме И вдоль HI1 - ств = 1520 МПа, 8 = 8 %; поперек НП - ов = 1640 МПа, 5 = 6 %.

Пятая глава посвящена разработке технологии получения фольги из интерметаллидного сплава ВТИ-4 (Ti-22Al-26Nb).

Исходным материалом служил лист, полученный горячей прокаткой в пакете при температуре 950 °С, В структуре листа наблюдалось поле дисперных выделений О-фазы, которые образовались во время охлаждения после горячей деформации.

При последующей холодной прокатке, по достижении суммарной деформации 11 %, по кромке полосы стали наблюдаться разрывы, из-за этого холодную прокатку пришлось остановить. Этот опыт подтвердил предположение, что исходная структура с дисперсным распадом не обеспечивает необходимый уровень пластичности для холодного деформирования. Показатели микротвердости листа после холодной

прокатки возросли с 3400 до 3800 МПа, то есть на 400 МПа за счет наклепа.

Для исправления структуры была

проведена серия вакуумных отжигов

(смягчающая обработка, СО) при

температурах 850 °С, 900 °С, 950 "С с

ускоренным охлаждением в потоке

гелия. При исследовании структуры

Рис. 9 Микроструктура листа образцов после С01 обнаружилось, что после пакетной прокатки (РЭМ) после со, при 950ос

высокотемпературная ß-фаза недостаточно стабильна, и при реализованной скорости охлаждения протекает ее распад с образованием дисперсных выделений О-фазы, видимых только при использовании ПЭМ. Выделения когерентны с ß-матрицей, окружены полями напряжений. Все это привело к растрескиванию полуфабриката при последующей холодной прокатке уже при степенях деформации около 30 %.

Листы, подвергнутые COI при температурах 850 °С и 900 °С, удалось успешно прокатать со степенью деформации 60 %, что, в сочетании с промежуточной С02 при тех же температурах, позволило получить фольгу толщиной 80 мкм по схемам, представленным на рис. 10.

Тн = 850 °С

ЕЕ

£ = 60% 1

Тн = 850 °С

Тн = 950°С,

£ = 75%

£ = 11 %

±

Тн = 900 "С

±

Горячая пакетная проката (ГП)

Холодная прокатка 1 ГХП J) Смяпающая обработка 1.

Тн = 950 °С

вакуумная печь, ускоренное охлаждение гелием (СО 1)

£ = 60 % 1

£ = 30 %

Тн = 900 °С

Тн = 900 °С

£ = 60 %, Ь=80мкм

е = 60 %, Ь=80мкм

X

£ = зо %,

Ь=200мкм

Холодная прокатка 2 (лП

Смягчающая обработка 2. вакуумная печь, ускоренное охлаждение гелием (СО 21

Холодная прокатка 3 (ХП 3)

Рис. 10 Схемы получения фольги из сплава ВТИ-4

На протяжении всех технологических операций отслеживалось изменение полюсной плотности линий р-фазы. Установлены качественные отличия формирования текстуры сплава ВТИ-4 в процессе холодной прокатки и горячей пакетной прокатки. В процессе холодной прокатки полюсная плотность плоскостей {100} ослабляется в отличие от горячей пакетной прокатки, рис. 11.

Изменение фазового состава в процессе получения фолы представлено в таблице 2.

Совершенно очевидно, что предложенная и реализованная технология, несмотря на положительный результат, обладает рядом недостатков.

Таблица 2

Фазовый состав сплава ВТИ-4 в зависимости от различных обработок

Горячая прокатка, ГП р + Он' + (а2)

Холодная прокатка, ХП1 Р + Он + (а2)

Смягчающая обработка, С01 850°С 900°С 950°С

Р + о/ Р + а2+Ов р + а2 + Он

Холодная деформация, ХП2 Р + ов Р + а2 + Ов (р + а")+а2+Он

Смягчающая обработка, С02 р + ов Р + а2 + Ов 900°С 3 + а2+Ов

Холодная деформация, ХПЗ р + ов Р + а2 + 0„ р + а2+ Ов

* индексы «н» и «в» указывают на области выделения О-фазы; Ов образовалась непосредственно при температуре отжига; Он в процессе охлаждения в более низком температурном интервале, чем температура отжига.

Поэтому в технологию был внесен ряд изменений. Было решено осуществлять СО при промежуточной температуре между опробованными при С02, а именно при 870 °С. Было сокращено количество операций, первая холодная прокатка и вакуумный отжиг были заменены на совмещенный , отжиг, проводимый непосредственно в пакете после горячей прокатки без охлаждения до комнатных температур. Как было показано ранее оптимальной температурой совмещенного отжига после пакетной прокатки является температура 870 °С. Однако проведение такого отжига требует наличия рядом с прокатным станом дополнительной печи, нагретой до температуры 870°С. Поэтому, для адаптации к промышленным

ГП ХП1 С01 ХП2 C02 ХПЗ

б

г "i-----------------—-------------------------

ГП ХП1 С01 ХП2 С02 ХПЗ

Операции обработки

В

Рис 11 Изменений полюсной плотности линий ¡i-фазы, НН:

а) при температуре СО 850°С;

б) при температуре СО 900°С;

в) при температуре СО 950°С

условиям, пришлось использовать температуру, равную температуре нагрева под деформацию - 950 °С, но в отличие от С01 - 950 "С (по первой технологии) применялась более медленная скорость охлаждения. В результате, в структуре также наблюдался распад, но выделения О-фазы были менее дисперсными. Сравнительный анализ с помощью РСФА показал, что объемная доля выделений О-фазы возросла, и ее выделение происходило в более верхнем температурном диапазоне, о чем также свидетельствует изменение периодов ее решетки. Междублетное расстояние линий (260) и (400) увеличилось, рис. 12.

I,

■1:

; 260о ( ГП+совмещ. 1

'! от*. 9SO°C 4000, "'. Схема II

е

60

62

64

66

2 Thêta, град

Рис. 12 Участки дифрактограмм сплава ВТИ-4 после С01 950°С по

первой технологии, горячей прокатки и совмещенного отжига при 950°С по второй технологии

Рис. 13 Схема усовершенствованной технологии получения фольги из сплава ВТИ-4

Лист был успешно прокатан в фольгу толщиной 80 мкм по схеме, представленной на рис. 13. Была получена опытная партия фольг размерами 120x600x0,08 мм, рис. 14.

Рис. 14 Полученная фольга толщиной 80 мкм сплава ВТИ-4

По результатам проведенных исследований была предложена технология получения фольги толщиной до 80 мкм из горячекатаного подката интерметаллидного сплава ВТИ-4 толщиной 3 мм:

1. Горячая прокатка (ГП) заготовки сплава ВТИ-4 в пакете с суммарной степенью деформации 75 % до толщины от 0,6 до 0,7 мм при температуре 950°С и совмещенный отжиг при температуре 950 °С, охлаждение на воздухе, с последующей разборкой пакета и механической обработкой поверхности листов для удаления газонасыщенного слоя;

2. Первая холодная прокатка на шестивалковом стане с суммарной степенью деформации 60 %;

3. Смягчающая термическая обработка при температуре 870 °С в вакуумной печи, охлаждение в потоке инертного газа;

4. Вторая холодная прокатка на шестивалковом стане на конечную толщину 80 мкм.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

1. На примере сплава ТС6 определены и систематизированы факторы, ответственные за возникновение эффекта текстурного торможения рекристаллизации при горячей прокатке псевдо титановых р-сплавов.

2. Экспериментально подтвержден факт возникновения в структуре горячекатаных полуфабрикатов псевдо титанового Р-сплава ТС6 полуспециальных границ и показана их взаимосвязь с эффектом текстурного торможения рекристаллизации.

3. Установлено, что отжиги в температурном диапазоне от 800 °С до 900 °С и прокатка с деформацией более 5 % за проход на предварительной низкотемпературной стадии горячей прокатки способствует стабилизации вытянутых нерекристаллизованных зерен (полос), т.к. накопленная внутренняя энергия в исходно рекристаллизованных зернах становится выше, чем в полосах. Отжиг при этих температурах способствует развитию рекристаллизации т яки и стабилизации полигональной структуры.

4 Выработаны основные технологические подходы к устранению полос в листовых полуфабрикатах в сплаве ТС6:

• установлена необходимость увеличения толщины горячекатаного подката до предельно возможной в промышленных условиях - 30 мм;

• прокатка горячекатаного подката проводится с прерываниями в сочетании с подготовительной низкотемпературной при установочной температуре нагрева 800 °С и последующей рекристаллизационной обработкой (900 °С), совмещенной с прокаткой.

• при этом установлена необходимость увеличения дробности горячей прокатки на подготовительной стадии (800 °С) с разовыми степенями деформации от 3 % до 5 % за проход, с ограничением суммарной степени деформации до 20 %.

Реализация разработанных подходов позволила получить листовые полуфабрикаты с однородной мелкозернистой структурой (D менее 100 мкм), высоким уровнем механических свойств в термоупрочненном состоянии: в листе толщиной 2,3 мм вдоль прокатки - Оо? = 1350 МПа, ств = 1470 МПа, 5 = 9 %; поперек прокатки - 00.2 = 1340 МПа, ав = 1460 МПа, 8 = 7 %; в листе толщиной 1,2 мм вдоль прокатки - ств = 1520 МПа, 6 = 8%; поперек прокатки - о„ = 1640 МПа, 5 = 6 %.

5. Рассмотрены закономерности изменения фазового состава и структурного состояния в процессе термической обработки деформируемых полуфабрикатов интерметаллидного сплава ВТИ-4. Показано, что при фиксации в структуре горячекатаного подката не менее 50 % высокотемпературного ß-твердого раствора возможна холодная прокатка с высокими степенями деформации.

6. Установлено, что при вакуумном отжиге горячекатаного подката сплава ВТИ-4 в температурном интервале от 850 °С до 900 °С с охлаждением в потоке инертного газа фиксируется высокотемпературная ß-фаза, что позволяет проводить холодную деформацию с суммарной степенью деформации до 60 %. Показано, что повышение температуры отжига подката до 950 °С уменьшает устойчивость ß-фазы, поэтому скорость охлаждения в потоке инертного газа становится недостаточной для полной фиксации высокотемпературной ß-фазы. Появление продуктов низкотемпературного распада в структуре полуфабриката снижает деформируемость в холодном состоянии.

7. Разработана и реализована в промышленных условиях оригинальная технология получения фольги толщиной 80 мкм из интерметаллидного сплава ВТИ-4.

Основное содержание работы изложено в следующих публикациях:

1. Патент №2318914 РФ С1 «Способ изготовления листов из ß-титановых сплаяов»/В.Ф. Водолазский, И.И. Модер, А.Ю. Степанова., Ф.В. Водолазский. Опубликован: 10.03.2008, Бюл. № 7.

2. С. JI. Демаков, Ф.В. Водолазский, В.Ф. Водолазский, A.A. Попов /Текстурное торможение рекристаллизации в титановом сплаве ТС6 // МИТОМ, №10(664), 2010. С. 32-38

3. A diagram of isothermal decomposition of the ß-phase in Ti-22Al-26Nb-0.5Zr-0.4Mo alloy/ S. L. Demakov, A. A. Popov, E. M. Komolikova, F. V. Vodolazskiy// Materials Science, Volume 44, Number 3, 2008. Pp. 374-379.

4. Водолазский В.Ф., Савватеева Г.В., Водолазский Ф.В., Степанова А.Ю., Лебедева Э.Л./ Влияние режима термомеханической обработки на структуру и механические свойства листов из сплава ТС6// Научно-технический журнал "Титан"№1 (22), 2008. С. 49...55.

5. Демаков С.Л., Ёлкина O.A., Водолазский Ф.В., Попов A.A. / Эволюция структуры сплава Ti-26Nb-22Al в процессе получения фольги (статья)// Международная конференция "Ti-2006 в СНГ", сборник статей, Суздаль: НПП «Издательство «Наукова думка» HAH Украины», 2006. С. 241.. .248.

6. ДОЭ-исследование листовых полуфабрикатов титанового сплава/ Водолазский Ф.В., Демаков С.Л., Карабаналов М.С.// IX-ая международная научно-техническая Уральская школа семинар металловедов молодых ученых: Сборник трудов, Екатеринбург: ГОУ ВПО УГТУ-УПИ, 2008 г. С. 121...123.

7. Демаков С.Л., Водолазский Ф.В., Сытьков М.А. / Изменение зеренной структуры в процессе горячей деформации ß-титанового сплава // Сборник тезисов докладов V-ой Российской научно-практической конференции «Физические свойства металлов и сплавов», Екатеринбург, 2009. С. 146.

8. Демаков С.Л., Водолазский Ф.В., Сытьков М.А. / Особенности рекристаллизации титанового сплава// Сборник Х-ой Международной научно-технической Уральской школы-семинара металловедов - молодых ученых, Екатеринбург, 7-11 декабря 2009. С. 214-216.

9. Водолазский Ф.В., Саватеева Г.В., Степанова А.Ю., Лебедева Э.Л., Водолазский В.Ф. / Исследование влияния степени холодной деформации на структуру и механические свойства листов из сплава ТС6 // В сборнике Х-ой Международной научно-технической Уральской школы-семинара

металловедов - молодых ученых, г. Екатеринбург, 7-11 декабря 2009. С. 271. Ю.Водолазский Ф.В., Демаков С.Л., Сытьков М.А. / Рекристаллизация горячедеформированного листа из сплава ТС6// ХХ-ая Уральская школа металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов»//Сборник материалов. Екатеринбург: изд-во УГТУ-УПИ, 2010. С. 147.

П.Демаков C.JL, Водолазский Ф.В., Голубев В.И., Нарыгина И.В. / Рекристаллизация горячедеформированного листа из сплава ТС6 (тезис) // ХХ-ая Уральская школа металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов». Сборник материалов. Екатеринбург: изд-во УГТУ-УПИ, 2010. С. 148.

Список цитируемой литературы:

1. Гордиенко А.И., Шипко A.A. Структурные и фазовые превращения в титановых сплавах при быстром нагреве. / Минск.: Наука и техника, 1983. С. 336.

2. Александров В.К., Аношкин Н.Ф., Белозеров А.П. и др. Полуфабрикаты титановых сплавов. М.:ВИЛС, 1996. С. 581.

3. Русаков Г.М., Лобанов М.Л., Сон Л.Д. и др. Структура границ зерен и особенности их взаимодействия с дислокациями // Региональный конкурс РФФИ «Урал», Свердловская область. Екатеринбург, 2005. С. 523.

Подписано в печать 09.11.2010 г. Объем - 1 п.л. Тираж - 100 экз. Заказ № 431

Ризография НИЧ УрФУ 620002, Екатеринбург, ул. Мира, 19

ВВЕДЕНИЕ.

1. АНАЛИТИЧЕСКИЙ ОБЗОР.

1.1 Характерные особенности высокопрочных псевдо- (3-сплавов.

1.2 Особенности рекристаллизации титановых сплавов.

1.3 Текстура высоколегированных титановых сплавов.

1.4 Роль пластической деформации в процессах упрочнения высокопрочных титановых сплавов.

1.4.1 Формирование структуры и свойств при пластической деформации титановых сплавов.

1.4.2 Влияние пластической деформации на процессы распада и структурные превращения при нагреве.

1.4.3 Роль процессов рекристаллизации после пластической деформации в формировании структуры и свойств.

1.5 Общие сведения об интерметаллидах.

1.5.1 Упорядоченные фазы системы ТьАКЫЬ.

1.5.2 Сплавы на основе О-фазы.

1.6 Постановка задачи исследования.

2. Материал и методики исследований.

2.1 Исследуемые сплавы.

2.2. Термомеханическая'обработка сплава ВТИ-4.

2.3. Термическая обработка сплава ТС6.

2.4. Методики исследований.

3. ИССЛЕДОВАНИЕ ТЕХНОЛОГИИ ПРОИЗВОДСТВА ЛИСТОВЫХ ПОЛУФАБРИКАТОВ ИЗ СПЛАВА ТС6.

3.1 Анализ структуры и механических свойств листа полученной по промышленной технологии.

3.2 Анализ структуры горячекатаного подката.

3.3 Определение влияния различных факторов на процессы рекристаллизации горячекатаного подката.

3.3.1 Влияние температуры и времени отжига.

3.3.2 Влияние деформации.

3.3.3 Влияние дробности деформации.

3.3.4 Влияние температуры отжига на зеренную структуру полуфабрикатов, подвергнутых прокатке с повышенной дробностью

3.4 Структура и свойства тонкого листа.

3.5 Анализ полученных результатов.

4. РАЗРАБОТКА И АПРОБАЦИЯ ТЕХНОЛОГИИ ПОЛУЧЕНИЯ ТОНКОГО ЛИСТА ИЗ СПЛАВА ТС6.

4.1 Изучение структуры исходного горячекатаного подката толщиной 30 мм.

4.2 ДОЭ - исследование листов толщиной 30мм.

4.3 Сравнительный анализ микроструктуры и текстуры подкатов толщиной 20 и 30 мм.

4.4 Структура и свойства тонких листов.

5. Получение фольги из труднодеформируемого интерметаллидного сплава ВТИ-4.

5.1 Исследование состояния листов после горячей прокатки.

5.2 Исследование структуры полуфабрикатов после отжига и второй холодной прокатки.

5.4 Совершенствование технологии получения фольги из сплава ВТИ

5.4 Анализ полученных результатов.

ВЫВОДЫ.

Сплавы на основе титана являются одним из важнейших конструкционных материалов. Их применение наиболее целесообразно в тех областях техники, где необходимо сочетание высокой удельной прочности, жаропрочности и коррозионной стойкости: судостроении, аэрокосмической и химической промышленности и т.д.

Ответственные сферы применения этих сплавов требуют дальнейшего повышения механических и эксплуатационных свойств, уменьшения анизотропии свойств за счет разработки новых режимов термомеханической обработки, позволяющих получить высокий уровень прочности при удовлетворительных пластических и вязкостных характеристиках.

Получение листовых полуфабрикатов |3-сплавов связано с большими суммарными степенями деформации. Тем не менее существует проблема структурной неоднородности, которая заключается в том, что сохраняются крупные нерекристаллизованные |3-зерна. После упрочняющей обработки в листах появляется заметная анизотропия свойств, прежде всего по показателям пластичности. Данная задача существует уже много лет и касается широкого спектра титановых (а+(3)- и (3-сплавов. Для ее решения в данной работе исследовали формирование текстурного и структурного состояний в процессе изготовления листов титанового псевдо (3-сплава ТС6.

Другой проблемой, с которой сталкиваются при получении фольг, -низкая технологическая пластичность материала. Это касается интерметаллидных сплавов вообще и сплавов на основе "ПгАГЫЬ, в частности. Зарубежные технологии получения фольги из этого материала включают в себя окончательное утонение до толщины 0,1 мм электролитическими методами, что усложняет и удорожает технологию производства. Поэтому разработка технологии получения фольги исключительно деформационными методами (прокаткой) представляет большой интерес и требует серьезного изучения фазовых и структурных превращений в процессе обработки.

В связи с этим представляется необходимой постановка исследований, направленных на разработку режимов термомеханической обработки (ТМО), позволяющих получить сплавы со стабильно высокими механическими свойствами, а также фольгу из труднодеформируемого сплава на основе ТлгАГЫЬ в производственных условиях.

выводы

1. На примере сплава ТС6 определены и систематизированы факторы, ответственные за возникновение эффекта текстурного торможения рекристаллизации при горячей прокатке псевдо титановых (З-сплавов.

2. Экспериментально подтвержден факт возникновения в структуре горячекатаных полуфабрикатов псевдо титанового (3-сплава ТС6 полуспециальных границ и показана их взаимосвязь с эффектом текстурного торможения рекристаллизации.

3. Установлено, что отжиги в температурном диапазоне от 800 °С до 900 °С и прокатка с деформацией более 5 % за проход на предварительной низкотемпературной стадии горячей прокатки способствует стабилизации вытянутых нерекристаллизованных зерен {полос), т.к. накопленная внутренняя энергия в исходно рекристаллизованных зернах становится выше, чем в полосах. Отжиг при этих температурах способствует развитию рекристаллизации in situ и стабилизации полигональной структуры.

4 Выработаны основные технологические подходы к устранению полос в листовых полуфабрикатах в сплаве ТС6:

• установлена необходимость увеличения толщины горячекатаного подката до предельно возможной в промышленных условиях — 30 мм;

• прокатка горячекатаного подката проводится с прерываниями в сочетании с подготовительной низкотемпературной при установочной температуре нагрева 800 °С и последующей рекристаллизационной обработкой (900 °С), совмещенной с прокаткой.

• при этом установлена необходимость увеличения дробности горячей прокатки на подготовительной стадии (800 °С) с разовыми степенями деформации от 3 % до 5 % за проход, с ограничением суммарной степени деформации до 20 %.

Реализация разработанных подходов позволила получить листовые полуфабрикаты с однородной мелкозернистой структурой (D менее 100 мкм), высоким уровнем механических свойств в термоупрочненном состоянии: в листе толщиной 2,3 мм вдоль прокатки - а0,2 = 1350 МПа, ап = 1470 МПа, .8 = 9%; поперек прокатки - а0,2 = 1340 МПа, ав = 1460 МПа, 5 = 7 %; в листе толщиной 1,2 мм вдоль прокатки - ств = 1520 МПа, 5 = 8%; поперек прокатки -св = 1640 МПа, 5 = 6%.

5. Рассмотрены закономерности изменения фазового состава и структурного состояния в процессе термической обработки деформируемых полуфаб-рикатов интерметалл ид ного сплава ВТИ-4. Показано, что при фиксации в структуре горячекатаного подката не менее 50 % высокотемпературного {3-твердого раствора возможна холодная прокатка с высокими степенями деформации.

6. Установлено, что при вакуумном отжиге горячекатаного подката сплава ВТИ-4 в температурном интервале от 850 °С до 900 °С с охлаждением в потоке инертного газа фиксируется высокотемпературная р-фаза, что позволяет проводить холодную деформацию с суммарной степенью деформации до 60 %. Показано, что повышение температуры отжига подката до 950 °С уменьшает устойчивость Р-фазы, поэтому скорость охлаждения в потоке инертного газа становится недостаточной для полной фиксации высокотемпературной Р-фазы. Появление продуктов низкотемпературного распада в структуре полуфабриката снижает деформируемость в холодном состоянии.

7. Разработана и реализована в промышленных условиях оригинальная технология получения фольги толщиной 80 мкм из интерметаллидного сплава ВТИ-4. с

1. Металлография титановых сплавов / Е.А. Борисова, и др.. М.: Металлургия, 1980. 464 с.

2. Моисеев В.Н. Перспективы развития упрочняющей термической обработки титановых сплавов / В.Н. Моисеев // МиТОМ. 1977. №10. С.63-68.

3. Колачёв В.А. Металловедение и термическая обработка цветных металлов и сплавов / В.А. Колачёв, В.А. Ливанов, В.И. Елагин. М.: Металлургия, 1981. 480 с.

4. Леринман P.M. Старение сплавов титана / P.M. Леринман, К.И. Хвостынцев, М.А. Никаноров // ФММ. 1966. Т.22. Вып.4. С.591-595.

5. Колачёв В.А. Металловедение и термическая обработка цветных металлов и сплавов / В.А. Колачёв, В.А. Ливанов, В.И. Елагин. М.:МИСИС, 1999.412 с.

6. Моисеев В.Н. Бета-титановые сплавы и перспективы их развития /В.Н. Моисеев//МиТОМ. 1998. №12. С.11-14.

7. Александров В.К., Аношкин Н.Ф., Белозеров А.П. и др. Полуфабрикаты титановых сплавов. М.:ВИЛС, 1996. 581 с.

8. Рекристаллизация металлических материалов: Пер. с англ. / Под ред. Ф. Хесснера. М.: Металлургия, 1982. 352 с.

9. Горелик С.С., Добаткин C.B., Капуткина Л.М. Рекристаллизация металлов и сплавов. 3-е изд. М.: Металлургия, 2005. 432 с.

10. Рыбин В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов/М.: Металлургия, 1986. 234 с.

11. Елкина O.A., Леринман P.M. Структурные изменения в метастабильном ß-титановом Ti-Mo сплаве при деформации и старении // ФММ. 1978. Т.45. №1. С.96-102.

12. Горелик С.С. Рекристаллизация металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1967. 404 с.

13. Дубовицкая Н. В., Лариков Л. Н., Яковенко Ю. Д. Исследование изменений дислокационной субструктуры монокристалла молибдена при чередовании деформации и отжига // В кн.: Структура и свойства монокристаллов тугоплавких металлов. М.: Наука, 1973. С. 167.

14. Nakamichi H., Humphreys F. J., Brough I. Recrystallization phenomena in an IF steel observed by in situ EBSD experiments // J. of microscopy, 2008. V. 230 (Pt. 3). P. 464-471.

15. Гордиенко А. И., Шипко А. А. Структурные и фазовые превращения в титановых сплавах при быстром нагреве. Минск.: Наука и техника, 1983. 336 с.

16. Колачёв Б.А., Бецофен СЛ., Бунин Л.А., Володин В.А. Физико-механические свойства легких конструкционных сплавов.- М.: Металлургия, 1995.-288 с.

17. Леринман P.M., Мурзаева Г.В., Никаноров М.А., Хвостынцев К.И. Влияние пластической деформации и легирования малыми добавками

18. Попов А.А., Литвинов B.C., Елкина О.А., Литвинов А.В. Деформационные двойники {332}<113> в Р-сплавах титана// ФММ, 1997, т.83, вып.5, с.152-160.

19. Попов А.А., Литвинов А.В., Илларионов А.Г. Особенности структуры двойников сплава Ti-Al-Mo-V-Cr переходного класса.//ФММ, 1999, т.88, вып.5, с.68-72.

20. Hanada S., Izumi О. Correlation of tensile properties, deformation modes and phase stability in commercial P-phase titanium alloys // Met. Trans., 1987, 18A, N 2, p.265-271.

21. Ильин A.A., Скворцова C.B., Бецофен С.Я., Дзунович Д.А., Панин П.В./ Формирование текстуры в листовых полуфабрикатах титановых сплавах разных классов//Сборник трудов международной конференции Ti-2006 в СНГ. Киев: Наукова думка, 2006. С. 305-310.

22. Шишмаков А.С. Закономерности текстурообразования в титановых сплавах // Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук. Свердловск, 1988. 31 с.

23. Колеров М.Ю., Афонина М.Б., Мамаев B.C., Клубова Е.В./ Влияние легорования на механизм холодной пластической деформации Р-фазы титановых сплавов// Сборник трудов международной конференции Ti-2009 в СНГ. Киев: Наукова думка, 2009. С. 381-384.

24. В. Sander, D. Raabe / Texture inhomogeneity in a Ti-Nb-based P-titanium alloy after warm rolling and recrystallization// Materials Science and Engineering A 479, 2008. P. 236-247.

25. Nilesh P. Gurao, Ashkar Ali A, Satyam Suwas/ Study of texture evolution in metastable P-Ti alloy as a function of strain path and its effect on p transformation texture// Materials Science and Engineering A 504, 2009. P. 24-35.

26. Колачёв Б.А., Ливанов B.A., Буханова A.A. Механические свойства титана и его сплавов. М. Металлургия, 1974. 542 с.

27. Полькин И.С. Упрочняющая термическая обработка титановых сплавов. М.Металлургия, 1984. 94 с.

28. Колачев Б.А., Габидуллин P.M., Пигузов Ю.В. Технология термической обработки цветных металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1992, 272 с.

29. Вульф Б. К. Термическая обработка титановых сплавов. М.: Металлургия, 1969. 376 с.

30. Леринман P.M., Мурзаева Г.В. Электронно-микроскопическое исследование пластической деформации закалённых титановых сплавов с термически нестабильной (3-фазой// ФММ. 1968. Т.25. Вып.5. С.924-934.

31. Колачёв Б. А. Физическое металловедение титана. М.Металлургия, 1979. 184 с.

32. Blackburn M.J., Feeney J.A. Stress-Induced tranformations in Ti-Mo alloys//J.Inst. Metals. 1971. Vol. 99. №1. P. 132-134.

33. Bowen A.W. Termomechanical treatment of titanium alloys// Titanium 80, Kyoto. 1980. Vol.2. P.1317-1326.

34. Hennu C. Analysis of transformations in titanium allous// Acta Met. 1982. 30. №8. P.1471-1479.

35. Полянский B.M. Исследование структуры высоколегированных титановых сплавов //ФММ. 1967. Т.24. Вып.6. С.611-616.

36. Ильин А.А. Механизм и кинетика фазовых и структурных превращений в титановых сплавах //М.: Наука, 1994. 304 с.

37. Мурзаева Г.В., Леринман P.M. Электронномикроскопическое исследование распада метастабильной Р-фазы в титановом сплаве ТС6// ФММ. 1970. Т.29. Вып.4. С.813-823

38. Ишунькина Т.В. Бета-титановые сплавы // ТЛС. 1991. №3. С.5661.

39. Alheritiere Е., Gelas В. Современные достижения и тенденции в технологии обработки титановых сплавов//Ма1ег. Ettechn. 1985. Vol.73. №1011, с.603-610.

40. Модер Н.И., Водолазский В.Ф., Суслова М.А. Установление причин нестабильности и низкой прочности тонких листов из сплава ТС6 в термоупрочненном состоянии и разработка мероприятий по их устранению// ТЛС. 1991. №6. С.30-34.

41. Muraleedharan К., Banerjee D., Banerjee S., and Lele S. The a2-to-0 transformation in Ti-Al-Nb alloys. // Phil Mag. 1995. Vol. 71. No 5. P. 1011 -1036.

42. Boehlert C.J., Majumdar B.S., Seetharaman V., and.Miracle D.B. Part 1. The microstructural evolution in Ti-Al-Nb O+BCC orthorhombic alloys. // Met.Mater. Trans.A, 1999. Vol. 30A. No 10. P. 2305-2323

43. Miracle D.B., Foster M.A., and Rhodes C.G.Phase. Equilibria in Ti-Al-Nb orthorhombic alloys//Proceedings of the conference Titanium'95: Science and Technology, 1996. P. 372 379.

44. D. Banerjee, A.K. Gogia, Т.К. Nandi and V.A. Joshi / A new ordered orthorhombic phase in a Ti3Al-Nb alloy //Acta metallugica. 1988. Volume 36, Issue 4. P. 871-882.

45. Chaumat V., Ressouche E., Ouladdiaf В., Desre P. and Moret F. Experimental stady of phase equilibria in the Nb-Ti-Al system. // Asta Metall. 1999. Vol. 40. No 8. P. 905-911.

46. Рентгенографический и электронно- оптический анализ./ Горелик С. С., Скаков Ю. А., Расторгуев Л. Н.: Учеб. пособие для вузов. 4- е изд. доп. и перераб. М.: МИСИС, 2002. 360 с.

47. Н. В. Казанцева, Б. А. Гринберг, Гуляев Н. П. и др. Микроструктура и пластическая деформация орторомбических алюминидов титана Ti2AlNb. 1.Образование полидоменной структуры. // ФММ. 2002. том 93. №3. С. 83— 92.

48. А. А. Попов. Процессы распада метастабильной р-фазы в высоколегированных титановых сплавах. // ФММ. 1993. том 76, №5. С. 147 — 155.

49. S. С. Gill, J. A. Peters, P. Blatter, J.-C. Jaquet, M. A. Morris. Production of low oxygen contamination orthorhombic Ti-Al-Nb intermetallic foil. // ScriptaMaterialia. 1996. Vol. 35. No 2. P. 175 180.

50. H. В. Казанцева, Б. А. Гринберг, Гуляев H. П. и др. Микроструктура и пластическая деформация орторомбических алюминидов титана TbAlNb. 2.Строение и фазовые превращения при интенсивной пластической деформации. // ФММ. 2003. том 96. №4. С. 23 32.

51. Павлов А. В., Захаров А. М., Карсанов Г. В. Изотермические сечения системы Nb-Ti-Al при 900 и 600°С. // Металлы. 1992. №5. С. 117 -119.

52. L.A Bendersky, W.J Boettinger and F.S Biancaniello /Intermetallic Ti-Al-Nb alloys based on strengthening of the orthorhombic phase by co-type phases/Materials Science and Engineering: A. 1992. V. 152,1. 1-2. P. 41-47

53. K. Muraleedharan, A. K. Gogia, Т. K. Nandy, D. Banerjee, S. Lele. Transformation in a Ti-24Al-15Nb alloys: Part 1. Phase equilibria and microstructure. //Metall. Trans. 1992. Vol. 23A. P. 31 39.

54. Tang Feng, Nakazawa Shixuo, Hagiwara Masuo. Creep behavior of orthouhombic Ti2AlNb based intermetallic alloys. // JSME Int. J. A. 2002. No 1. P. 20 24.

55. F. A. Sadi and C. Servant /On the B2—Ю phase transformation in Ti-Al-Nb alloys Materials Science and Engineering A. 2003. V. 346, Issues 1-2, , P. 19-28.

56. D. Banerjee, A.K. Gogia, Т.К. Nandi and V.A. Joshi/A new ordered orthorhombic phase in a Т1зА1—Nb alloy Acta Metallurgica. 1988. Volume 36, Issue. P. 871-882.

57. D. Banerjee, R.G.Baligidad, A.K. Gogia. Engineering multiphase intermetallics. IITMS. 2001. No 16. P. 125-135.

58. Feng Tang, Shizuo Nakazawa and Masuo Hagiwara/Creep behavior of tungsten-modified orthorhombic Ti-22Al-20Nb-2W a!loy//Scripta Materialia 2000. Volume 43, Issue 12. P. 1065-1070.

59. Feng Tang, Shizuo Nakazawa and Masuo Hagiwara /Effect of boron microalloying on microstructure, tensile properties and creep behavior of Ti-22A1-20Nb-2W alloy// Materials Science and Engineering A. 2001. Volume 315, Issues 1-2. P. 147-152

60. Rowe R.G. / Orthorhombic titanium niobium aluminide with vanadium // US patent no. 5,205,984, 1993.

61. Rowe R.G. / Tri-titanium aluminide alloys containing at least eighteen atom percent niobium // US patent no. 5,032,357, 1990.

62. Thomas M., et al. / Titanium aluminide which can be used at high temperature // US patent no. 6,176,949, 2001.

63. Carisey T., et al. / Titanium-based intermetallic alloys // US patent no. 6,132,526, 2000.

64. S. Naka, M. Marty, M. Thomas and T. Khan/Variation in the degree of order and its influence on mechanical behavior in complex B2 aluminides of refractory metals//Materials Science and Engineering A. 1995. V. 192-193, Part 1. P. 69-76.

65. Yong Mao, Shiqiong Li, Jianwei Zhang, Jihua Peng, Dunxu Zou and Zengyong Zhong/Microstructure and tensile properties of orthorhombic Ti-Al-Nb-Ta alloys//Intermetallics. 2000. Volume 8, Issues 5-6. Pages 659-662

66. L. Germann, D. Banerjee, J.Y. Guedou and J.-L. Strudel/Effect of composition on the mechanical properties of newly developed Ti2AlNb-based titanium aluminide//Intermetallics. 2005. Volume 13, Issue 9. Pages 920-924.

67. S.R. Dey, Satyam Suwas, J.-J. Fundenberger, J.X. Zoua, T. Grosdidier, R.K. Ray / Evolution of hot rolling texture in P (B2)-phase of a two-phase (0+B2) titanium-aluminide alloy//Materials Science and Engineering A. 2008. Volume 483-484. P. 551-554.

68. S.R. Dey, Satyam Suwas, J.-J. Fundenberger, R.K. Ray / Evolution of crystallographic texture and microstructure in the orthorhombic phase of a two-phase alloy Ti-22Al-25Nb// Intermetallics. 2009. V. 17. P. 622-633.

69. S.R. Dey, Shibayan Roy, Satyam Suwas, J J. Fundenberger, R.K. Ray / Annealing response of the intermetallic alloy Tie22Ale25Nb // Intermetallics. 2010. V. 18. P. 1122-1131.

70. T. K. Nandy, R. S. Mishra, A. IC. Gogia and D. Banerjee /The effect of aluminium on the creep behaviour of titanium aluminide alloys // Scripta Metallurgica et Materialia. 1995. Volume 32, Issue 6. Pages 851-856.

71. Huiren Jiang, Mitsuji Hirohasi, Yun Lu and Hitoshi Imanari / Effect of Nb on the high temperature oxidation of Ti-(0-50 at.%)Al // Scripta Materialia. 2002. Volume 46, Issue 9. Pages 639-643.

72. Leyens C. / Oxidation of orthorhombic titanium aluminide Ti-22A1-25Nb in air between 650 and 1000°C //Journal of Materials Engineering and Performance. 2001. V 10(2). P. 225-230.

73. Meier G.H. / Research on oxidation and embrittlement of intermetallic compounds in the U.S. // Materials and Corrosion Werkstoffe und Korrosion. 1996. V. 47(11). Pp. 595-618.

74. P. C. Wang, S. M. Jeng and J. -M. Yang / Characterization and modeling of stiffness reduction in SCS-6-Ti composites under low cycle fatigue loading // Materials Science and Engineering A. 1995. Volume 200, Issues 1-2. Pages 173-180.

75. W. A. Baeslack, P. S. Liu, P. R. Smith, and J. Gould / Characterization of Solid-State Resistance Welds in SiC-Reinforced Orthorhombic-Based Ti-22Al-23Nb (at.%) Titanium Aluminide // Materials Characterization. 1998. Volume 41, Issue 1. Pages 41-51.

76. S. L. Semiatin and P. R. Smith / Microstructural evolution during rolling of Ti-22Al-23Nb sheet // Materials Science and Engineering A. 1995. Volume 202, Issues 1-2. Pages 26-35.

77. Y.T. Wu, C.T. Yang, C.H. Koo, A.K. Singh / A study of texture and temperature dependence of mechanical properties in hot rolled Ti-25Al-xNb alloys // Materials Chemistry and Physics. 2003. V. 80. P. 339-347.

78. Dingqiang Li, S.I. Wright, C.J. Boehlert / The grain boundary character distribution of a fully-orthorhombic Ti-25Al-24Nb(at.%) alloy // Scripta Materialia. 2004. Y. 51. Pp. 545-550.

79. C.J. Boehlert, C.J. Cowen, C.R. Jaeger, M. Niinomi, T. Akahori / Tensile and fatigue evaluation of Ti-15Al-33Nb (at.%) and Ti-21Al-29Nb (at.%) alloys for biomedical applications // Materials Science and Engineering. 2005. V. 25. Pp. 263 275.

80. C.J. Cowen, C.J. Boehlert / Microstructure, creep, and tensile behavior of a Ti-21Al-29Nb(at.%) orthorhombic + B2 alloy // Intermetallics. 2006. V. 14. Pp. 412-422

81. Демаков C.JT., Комоликова E.M., Водолазский Ф.В., Попов А.А. /Диаграмма изотермического распада Р-фазы в сплаве Ti-22Al-26Nb-0,5Zr-0,4Мо// Физико-химическая механика материалов, HAIT Украины, 2008. С. 62-66.

82. Русаков Г.М., Лобанов М.Л., Сон Л.Д. и др. Структура границ зерен и особенности их взаимодействия с дислокациями // Региональный конкурс РФФИ «Урал», Свердловская область. Екатеринбург, 2005. 523 с.

83. Вишняков Я.Д., Бабарэко А.А., Владимиров С.А., Эгиз И.В./Теория образования текстур в металлах и сплавах// М.: Наука, 1979. 344 с.

84. Патент №2318914 РФ С1 «Способ изготовления листов из Р-титановых сплавов» / В.Ф. Водолазский, И.И. Модер, А.Ю. Степанова., Ф.В. Водолазский. Опубликован: 10.03.2008, Бюл. № 7.

85. Степанов Л.С. Фазовые и структурные превращения в сплавах системы Ti-Al-Nb/ Дисс. на соиск. уч. степени канд. техн. наук. Екатеринбург, 1999, 135 с.

86. Демаков С.Л., Бабайлов А.В. Превращения в системе Ti-Nb-Al./ В кн. "Физические свойства металлов и сплавов». Екатеринбург,УГТУ-УПИ, 2002г., с.94-102.

87. Бецофен С.Я., Ильин А.А., Скворцова С.В., Филатов А.А., Дзунович Д.А. /Закономерности формирования текстуры и анизотропии механических свойств в листах титановых сплавов// Металлы, №2, 2005. С. 54-62.