ГлавнаяКак уже отмечалось, одна из наиболее чувствительных к структуре характеристик титановых сплавов — поперечное сужение, которое снижается при образовании пластинчатой в-превращенной структуры. Снижение пластичности, получившее название в-охрупчивания, долгое время являлось основной причиной ограниченного применения полуфабрикатов с пластинчатой структурой. Относительно природы в-охрупчивания имеются разные мнения.
Джаффи при изучении двухфазных титановых сплавов с молибденом и марганцем высказал предположение, что снижение пластичности при возникновении структуры пластинчатого типа по сравнению с мелкозернистой структурой связано с легкостью разрушения по поверхности раздела а- и в-фаз. Примерно та же точка зрения высказана в работе. В этой работе показано, что в пластинчатой структуре трещина, образующаяся при испытаниях на растяжение и изгиб, имеет тенденцию развиваться вдоль граничной а-оторочки и пластин a-фазы (рис. 39). При этом она даже может значительно (до 45°) отклониться от направления действующих напряжений, если соответственно меняется ориентация пластин.
Было высказано, предположение, что при таком движении трещина встречает наименьшее сопротивление, поскольку она пересекает минимальное количество границ зерен и межфазных границ. Авторы работы объясняют пониженную пластичность в-превращенной структуры образованием по границам первичных в-зерен прослойки a-фазы с повышенным содержанием элементов внедрения, С.З. Бокштейн и др. объясняют снижение пластичности возникновением в процессе полиморфного превращения устойчивой концентрационной неоднородности а- и в-стабилизирующих элементов. В результате такого чередования областей, обогащенных и обедненных легирующими элементами и примесями, увеличивается неравномерность пластической деформации и в местах ее локализации раньше образуются и развиваются микротрещины.
Повышенной неоднородностью деформации в сплавах с пластинчатой структурой объясняют в-хрупкость и авторы работ. Усиление неоднородности деформации, по их мнению, обусловлено образованием в такой структуре пластинчатых выделений второй фазы.
В работах установлено, что разная пластичность титановых сплавов с мелкозернистой равноосной и крупнозернистой пластинчатой структурами обусловлена различиями в механизме их деформации. Деформация образцов с глобулярной a-фазой начинается путем скольжения, локализующегося в пределах отдельных зерен a-фазы. Следы скольжения в основном имеют вид тонких сплошных линий с различной направленностью в каждом зерне. С повышением степени деформации плотность следов скольжения и смещение по ним возрастают, скольжение охватывает все большее число a-зерен и распространяется в в-фазу, активизируются вторичные системы скольжения, вследствие неравномерности деформации отдельных зерен протекают межзеренные деформационные процессы. Измеренное интерференционным методом смещение по отдельным следам скольжения даже на поздних стадиях деформации, предшествующих разрушению, не превышает 0,1 мкм. На стыках микроучастков, претерпевших деформацию, возникают микропустоты и поры, хаотически распределенные в зоне разрушения. В результате их слияния, которое в теле зерна происходит вдоль полос скольжения, образуются мелкокристаллические извилистые трещины.
Деформация сплава с крупнозернистой пластинчатой структурой также происходит путем скольжения. Внешними проявлениями деформации в такой структуре на ранних ее стадиях являются длинные полосы скольжения, беспрепятственно пересекающие целую пачку параллельных а-пластин и отличающиеся значительным вертикальным смешением от нескольких десятых долей микрона на ранних стадиях деформации до нескольких микрон к моменту разрушения. Препятствием их распространению служат границы a-колоний и исходных p-зерен, т. е. границы, разделяющие области с различной ориентированностью а-пластин. Следовательно, пачка параллельных а-пластин в пластинчатой структуре в процессе деформации играет роль зерна, размер которого равен величине a-колонии, т. е. на 1—2 порядка больше величины a-зерна в структуре глобулярного типа. Прямолинейность линий скольжения и неизменность их направления при пересечении а-пластин и в-прослоек авторы объясняют тем, что преимущественные системы скольжения {1010} и <1120> в а-фазе исследованных сплавов параллельны системам скольжения {112} и <111> в p-фазе. Эти полосы, получившие название «грубых» полос скольжения, фактически являются резко локализованными нарушениями сплошности металла, возникающими на ранних стадиях деформации. Кинетика их развития такова, что приводит к катастрофически быстрому размножению и слиянию дефектов структуры, вызывающему преждевременное разрушение образцов. Плотность грубых полос скольжения и смещение по ним возрастают с увеличением степени деформации, причем следы скольжения, возникшие первыми, на любой стадии деформации являются самыми грубыми.
Тонкое скольжение в структуре пластинчатого типа тоже протекает, но оно возникает на более поздних стадиях деформации, чем грубое скольжение. Закономерности его развития в структуре те же, что и в структуре с глобулярной формой частиц a-фазы. Однако возникающая при этом пористость — значительно менее опасный источник разрушения, чем полосы грубого скольжения, вызывающие преждевременное разрушение образцов, когда пластичность, обусловленная тонким скольжением, еще не исчерпана.
Еще один источник раннего возникновения трещины в образцах с крупнопластинчатой структурой — резкая концентрация напряжения при встрече полос грубого скольжения с границами исходных в-зерен или а-колоний в тех случаях, когда они препятствуют их распространению. Резкая разница в степени деформации по обе стороны границы раздела может привести к возникновению в этой зоне несплошностей, которые объединяются в трещину по телу зерна вдоль полос грубого скольжения. В результате образуется грубокристаллический неровный излом.
Обобщение рассмотренных экспериментальных данных позволило авторам работы предложить схему разрушения титановых сплавов с мелкозернистой структурой глобулярного типа и крупнозернистой пластинчатой структурой (рис. 40). Схема наглядно иллюстрирует геометрические особенности процесса деформации и разрушения образцов с указанными выше типами структур.
Итак, по данным работ, пониженная пластичность титановых сплавов с пластинчатой структурой по сравнению с пластичностью сплавов с мелкозернистой глобулярной структурой связана с грубым скольжением, которое возникает на ранних стадиях растяжения и служит механизмом проявления повышенной микронеоднородности деформации, приводящей к появлению очагов преждевременного разрушения. Степень этой микронеоднородности в пластинчатой структуре зависит от протяженности полосы скольжения, которая определяется размером a-колоний. Уменьшение размера последних приводит к уменьшению длины полос, снижению степени локализации деформации и, следовательно, должно способствовать повышению пластичности. Повышение пластичности действительно наблюдается, но только при измельчении колоний не менее чем до 20—25 мкм. При более мелких колониях пластичность снова снижается.
Проведенные исследования показали, что при измельчении а-колоний увеличивается доля межзеренных деформационных процессов. При размере а-колоний 20—25 мкм и менее уже не обнаруживаются линии скольжения. Видимыми проявлениями деформации в этом случае служат только смещения по границам a-колоний, которые в связи с их регулярным расположением в зерне носят направленный характер, и по границам в-зерен. Причем, поскольку величина смещений по границам a-колоний уменьшается при их измельчении, решающее значение в деформации приобретают именно смещения по границам зерен. Соответственно и разрушение преимущественно начинается на этих границах, а не по полосам грубого скольжения, и в зонах их встречи с границами а-колокий и в-зерен, как в структуре с крупными колониями.
Наблюдаемое изменение механизма деформации в пластинчатой структуре с мелкими колониями ( < 20—25 мкм ), по-видимому, и является причиной немонотонного изменения пластических свойств в зависимости от размера колоний. Размер исходного в-зерна непосредственно не определяет степени неравномерности деформации по полосам грубого скольжения в а-колониях. Ho он ограничивает максимальный размер a-колоний и именно поэтому влияет на механические свойства титановых сплавов с пластинчатой структурой.
Описанные выше особенности деформации и разрушения образцов с различной структурой в общих чертах характерны для всех а- и а+в-титановых сплавов, изученных в работах. Однако различное легирование этих сплавов накладывает определенный отпечаток на конкретные проявления деформационных процессов. Так, в деформации технического титана BT1-1 независимо от типа структуры одновременно участвуют два механизма: скольжение и двойникование. Механические двойники наряду с двойниками отжига дробят a-зерна и a-колонии на мелкие «отсеки», величина которых ограничивает протяженность следов скольжения. Размер «отсеков» в сплаве с обоими типами структур примерно одинаков. С этим, по-видимому, в значительной мере связано отсутствие или слабое влияние структуры на деформационную картину и механические свойства сплава.
Легирование титана алюминием ограничивает двойникование и резко увеличивает неоднородность деформации скольжения. Значительное увеличение протяженности полос скольжения в сплавах Ti—Al с пластинчатой структурой по сравнению с мелкозернистой структурой из-за отсутствия двойникования приводит к увеличению эффекта в-охрупчивания, а возрастание степени локализации деформации снижает общий уровень пластичности этих сплавов.
Легирование титана в-стабилизирующими элементами, например хромом и молибденом в количествах 2—4%, измельчает структуру, особенно величину а-зерна и толщину а-пластин. Следствием этого является увеличение равномерности тонкого скольжения и сохранение, несмотря на повышение прочности, высокого уровня пластичности в сплавах Ti—Mo, Ti—Cr и Ti—Мo—Cr с мелкозернистой структурой Однако подавление процесса двойникования, происходящее при легировании p-стабнлизаторами, резко увеличивает протяженность линий скольжения в материале с пластинчатой структурой И приводит к в-охрупчиванию. Увеличение степени в-охрупчивания при повышении содержания в-стабилизаторов обусловлено также увеличением количества в-фазы, усиливающей неоднородность деформации двухфазных сплавов по сравнению с однофазными, а в высоколегированных сплавах еще и утонением а-пластин до размеров менее 2,5—3 мкм. Te же факторы определяют повышенную охрупчнваемость титановых сплавов с пластинчатой структурой в термически упрочненном состоянии.
Совместное легирование титана алюминием и в-стабилизаторами, характерное для большинства серийных титановых сплавов, объединяет эффекты влияния этих элементов на микроструктуру, механизм деформации и механические свойства.
Сравнение микроструктурний картины деформации образцов с надрезом и без надреза при растяжении и изгибе показало, что изменение схемы напряженного состояния не вносит принципиальных отличий в характер деформации образцов с глобулярной и пластинчатой структурами. Однако в образцах с надрезом, в отличие от гладких образцов, на начальной стадии деформации до возникновения трещины существует дополнительный источник повышенной неоднородности деформации. В зоне надреза область повышенной концентрации напряжений локализуется в его устье, образуя своеобразные «усы», простирающиеся по обе стороны надреза. В этой зоне на ранней стадии деформации локальная степень деформации в зоне повышенной концентрации напряжений гораздо выше, чем в остальной части сечения образца. Проведенные исследования позволили установить, что деформация мелкозернистого образца с надрезом сосредоточена главным образом в зоне повышенной концентрации напряжений, остальная часть образца деформируется незначительно. При такой резкой концентрации деформации в небольшом объеме именно здесь образуется разрушающая трещина.
Изучение поверхности образцов сплава ВТЗ-1 с пластинчатой структурой, имеющих такой же надрез, что и у образцов с мелкозернистой глобулярной структурой, показало, что деформация, так же как в образцах без надреза, начинается путем грубого скольжения Как и в мелкозернистых образцах с надрезом, скольжение возникает в зонах повышенной концентрации напряжений. В этих зонах, как правило, реализуются сразу несколько систем грубого скольжения. Причиной этого служит, по-видимому, переход от плоского напряженного состояния, характерного для гладких образцов, к объемному напряженному состоянию в зоне надреза.
В образцах с крупнозернистой пластинчатой структурой область интенсивного развития следов деформации больше, чем в образцах с мелкозернистой глобулярной структурой. Предполагаемые при чины этого явления иллюстрирует схема, приведенная на рис. 41. На этой схеме видно, что размер зоны повышенной концентрации напряжений (заштрихованные участки на рис. 41 а) в образце с глобулярной структурой велик по сравнению с размером а-зерна, в связи с чем в эту зону попадает большое количество зерен (рис. 41, б). Каждое a-зерно в такой структуре может деформироваться независимо от соседних зерен Это определяет возможность резко различной степени деформации на границе зоны повышенной концентрации напряжений.
В образце с пластинчатой структурой минимальный размер областей, в которых происходит деформация (ими являются а-колонии), соизмерим с величиной зоны повышенной концентрации напряжений. Если в эту зону попадает часть а-колоний, деформация, начавшаяся в ней, распространяется не всю колонию. Это приводит к рассеянию напряжений на более широкую область, а следовательно, и к вовлечению в деформацию больших объемов металла, чем в образце с мелкозернистой структурой (рис. 41, в).
Иными словами, в образцах со структурой пластинчатого типа локализация деформации меньше, чем в образцах с мелкозернистой структурой. Очевидно, что чем больше размер а-колоний, тем больше размер зоны, в которой локализуется деформация, и тем в меньшей степени надрез должен охрупчивать сплав с пластинчатой структурой. Разница в величине зон локализации деформации в образцах с различной структурой должна увеличиваться также при уменьшении радиуса надреза. Этим, по-видимому, объясняется тот факт, что преимущество пластинчатой структуры перед структурой глобулярного типa по вязкости разрушения наиболее ощутимо проявляется при испытании образцов с острым надрезом или трещиной, тогда как при испытании образцов с мягким концентратором, т. е. при меньшей локализации деформации возможны и обратные случаи.
Высказанные причины менее резкого снижения пластичности и вязкости образцов с крупнозернистой пластинчатой структурой при нанесении надреза, по-видимому, справедливы и для объяснения затрудненного распространения трещины в такой структуре, поскольку этот процесс фактически состоит из двух рассмотренных выше: процесса пластической деформации (впереди фронта растущей трещины) и процесса зарождения трещины, происходящих в условиях концентрации напряжений в устье трещины. Вместе с тем вряд ли правильно считать, что только условия локализации деформации ответственны за распространение трещин в образцах с разной структурой.
В работах, например, отмечается, что причина затрудненного развития трещины в пластинчатой структуре по сравнению с глобулярной состоит в более резком изменении направления движения магистральных трещин, связанном с границами в-зерен и a-колоний, a также их ветвлении с образованием вторичных трещин. Увеличение в результате этого общей длины трещины связано с необходимостью большей работы для образования новых поверхностей и включением больших объемов металла в работу пластической деформации. Разветвление трещин, кроме того, приводит к понижению эффективного коэффициента интенсивности напряжений в вершине трещины, а также к прерывистому характеру ее распространения.
Известны и другие гипотезы, объясняющие разницу в вязкости разрушения материала с глобулярной и пластинчатой структурами: 1) различиями в критических содержаниях водорода, способствующего развитию разрушения, 2) тормозящим влиянием на рост трещины в пластинчатой структуре прослоек в-фазы, а в термически упрочненном состоянии мягкой а-оторочки.
Таким образом, пока отсутствует единая точка зрения относительно причин влияния структуры на вязкость разрушения и другие конструктивные свойства титановых сплавов. Это свидетельствует о необходимости проведения дальнейших исследований по механизму деформации и разрушению образцов с различной структурой при испытании с надрезом и трещиной. Аналогичные исследования необходимы также при испытании титановых сплавов с разной структурой на жаропрочность, усталость и др.