Влияние водорода на эволюцию структурно-фазового состояния и сверхпластические свойства ультрамелкозернистого сплава системы Ti-Al-V-Мо

УДК 539.52

Влияние водорода на эволюцию структурно-фазового состояния и сверхпластические свойства

ультрамелкозернистого сплава системы Ti-Al-V-Мо

11 2 1 Г.П. Грабовецкая , И.П. Мишин , Е.Н. Степанова , О.В. Забудченко

1 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634055, Россия 2 Национальный исследовательский Томский политехнический университет, Томск, 634050, Россия

Формирование ультрамелкозернистой структуры хорошо известно как метод для снижения температуры и/или повышения скорости деформации при реализации в титановых сплавах сверхпластического состояния. Растворенный водород при определенных условиях может оказывать пластифицирующее влияние на деформацию титановых сплавов, которое проявляется в снижении напряжения и/или повышении предельной степени деформации сплава. Исследовано влияние растворенного водорода в количестве 0.3 мас. % на структурно-фазовое состояние и сверхпластические свойства ультрамелкозернистого (а + в) титанового сплава системы Ti-Al-V-Мо (марка ВТ 16) в интервале температур 823-923 K. Ультрамелкозернистая структура в сплавах систем Ti-Al-V-Мо и ТьА1^-Мо-0.3 мас. % Н (далее сплавы ВТ16 и ВТ16-Н) была получена одним из методов интенсивной пластической деформации по схеме одноосного сжатия со сменой оси деформации и понижением температуры в интервале 1023-823 K. Присутствие водорода в твердом растворе снижает сверхпластические свойства сплава ВТ16 в исследуемом интервале температур. В процессе деформации водород перераспределяется в объеме материала под действием полей упругих напряжений, скапливаясь в наиболее напряженных участках, что приводит к локализации пластической деформации и, как следствие, уменьшению величины деформации до разрушения. Дегазация водорода из сплава ВТ16-Н в процессе деформации активизирует такие процессы, как фазовое превращение в ^ а и связанное с ним диффузионное перераспределение легирующих элементов, способствующие аккомодации зернограничного проскальзывания и увеличению деформации до разрушения.

Ключевые слова: титановый сплав, водород, ультрамелкозернистая структура, деформация, локализация пластической деформации, фазовое превращение

DOI 10.55652/1683-805X_2022_25_3_38

Hydrogen effect on the evolution of the structural-phase state and superplastic properties of ultrafine-grained Ti-Al-V-Мо alloy

G.P. Grabovetskaya1, I.P. Mishin1, E.N. Stepanova2, and O.V. Zabudchenko1

1 Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634055, Russia 2 National Research Tomsk Polytechnic University, Tomsk, 634050, Russia

Ultrafine-grained structure formation is a well-known method for reducing the temperature and/or increasing the strain rate to achieve superplasticity in titanium alloys. Dissolved hydrogen can exert a plasticiz-ing effect on titanium alloys under certain conditions, manifested by a stress decrease and/or ultimate strain increase in the alloy. Here we study the effect of 0.3 mass % dissolved hydrogen on the structural-phase state and superplastic properties of an ultrafine-grained (а+в) Ti-Al-V-Mo alloy (VT16) in the temperature range of 823-923 K. Ultrafine-grained structure in Ti-Al-V-Мо and ^^^^-0.3 mass % Н alloys (hereinafter referred to as VT16 and VT16-H alloys) was formed by severe plastic deformation through uniaxial compression with changing the deformation axis and decreasing the temperature from 1023 to 823 K. The presence of hydrogen in the solid solution reduces the VT16 alloy superplasticity in the studied temperature range. Hydrogen is redistributed in the bulk of the material due to elastic stress fields during deformation and accumulates in the most stressed regions, leading to plastic strain localization and a decrease in the strain to fracture. Hydrogen liberation from VT16-H during deformation promotes the в ^ а phase transformation and the associated diffusion-induced redistribution of alloying elements, which contribute to the accommodation of grain boundary sliding and the increase in the strain to fracture.

Keywords: titanium alloy, hydrogen, ultrafine-grained structure, deformation, plastic strain localization, phase transformation

© Грабовецкая Г.П., Мишин И.П., Степанова Е.Н., Забудченко О.В., 2022

1. Введение

Известным методом снижения температуры проявления сверхпластических свойств титановыми сплавами является формирование в их объеме ультрамелкозернистой (размер зерна менее 1 мкм) структуры [1-4]. Титановые сплавы с такой структурой проявляют сверхпластические свойства при температурах на 200-250 К ниже по сравнению с мелкозернистыми сплавами (размер зерен в диапазоне 2-10 мкм). Известно [5-7], что растворенный водород может оказывать пластифицирующее влияние на деформацию мелко- и крупнозернистых титановых сплавов при повышенных температурах, которое проявляется в снижении напряжения и/или повышении предельной степени деформации. Согласно данным [810], путем наводороживания можно также снизить на 80-100 К температуру перехода (а + в) титановых сплавов с размером зерен 10-20 мкм в сверхпластическое состояние. Связано это с тем, что растворенный в титановом сплаве водород, являясь стабилизатором более пластичной в-фа-зы, может увеличить ее объемную долю в сплаве [11, 12], повысить скорость зарождения и подвижность дислокаций в процессе аккомодации зернограничного скольжения [13] и, находясь на границе зерна, изменить ее энергию [14, 15].

Реализация сверхпластического состояния в титановых сплавах с ультрамелкозернистой структурой определяется такими параметрами структуры, как средний размер зерна, фазовый состав, энергия границ зерен, а также эволюцией этих параметров в процессе сверхпластической деформации [1-4, 16]. Следовательно, растворенный водород способен повлиять на реализацию сверхпластического состояния в титановых сплавах с ультрамелкозернистой структурой. Это можно использовать для изменения температуры реализации сверхпластического состояния и/или повышения сверхпластических свойств титановых сплавов с ультрамелкозернистой структурой [1719]. В связи с этим экспериментальные исследования особенностей эволюции структурно-фазового состояния и развития высокотемпературной деформации в ультрамелкозернистых титановых сплавах в присутствии растворенного водорода представляются актуальными.

Целью настоящей работы является изучение влияния водорода на эволюцию структурно-фазового состояния и сверхпластические свойства ультрамелкозернистого титанового сплава системы Т1-Л1-У-Мо (марка ВТ 16).

2. Материал и методы исследования

В качестве материала для исследования использовали промышленный (а+ß) титановый сплав марки ВТ 16 (система Ti-Al-V-Mo) следующего элементного состава (мас. %): 3.1A1 + 4.5V + 4.9Mo + 0.03Zr + 0.05Si + 0.05Fe + <0.1C + 0.15° + 0.05N + 0.002H, остальное Ti. В состоянии поставки исследуемый сплав имеет поликристаллическую структуру с размером зерен исходной ß-фазы в интервале 20-60 мкм. В объеме зерен наблюдается тонкопластинчатая структура. Между зернами исходной ß-фазы имеются прослойки а-фазы шириной ~1 мкм. Содержание ß-фазы в сплаве составляет 22 ± 1 об. % [3].

Наводороживание сплава ВТ 16 до ~0.3 мас. % (здесь и далее по тексту концентрация водорода указана в массовых процентах) проводили в установке Сивертса в среде осушенного водорода при температуре 873 K и давлении 1 атм (далее сплав ВТ16-Н). Для наводороживания и формирования ультрамелкозернистой структуры использовали заготовки сплавов ВТ 16 и ВТ16-Н в виде цилиндров диаметром 22 мм и высотой 35 мм. После на-водороживания заготовки гомогенизировали на воздухе при температуре 823 K в течение 34 ч и охлаждали в воде. Наводороживание до ~0.3 % не изменяет вид микроструктуры сплава ВТ 16, но приводит к увеличению объемной доли и параметра решетки ß-фазы [20]. Концентрацию водорода в образцах измеряли с помощью газового анализатора RHEN 602 с точностью 0.0001 %.

Ультрамелкозернистая структура в сплаве была сформирована одним из методов интенсивной пластической деформации по схеме одноосного сжатия со сменой оси деформации в изотермических условиях на воздухе [21]. Деформирование сплавов было проведено с использованием пресса ИП-2000 со скоростью ~10-3 с-1 за два цикла. Один цикл состоял из трех сжатий. После каждого сжатия заготовку охлаждали в воде. Деформация за одно сжатие составляла ~50 %. Сплав ВТ 16 с содержанием водорода 0.002 % деформировали при температурах 1023 и 923 K. Деформирование сплава ВТ16-Н было проведено при температурах 923 и 823 K.

Структуру сплава исследовали с помощью просвечивающего электронного микроскопа JEM-2100. Размеры структурных элементов сплава в ультрамелкозернистом состоянии определяли методом секущей на фотографиях темнопольного изображения микроструктуры. Выборка составляла не менее 180 элементов. Фазовый состав, микро-

деформацию кристаллической решетки а-фазы и параметр кристаллической решетки в-фазы исследуемого сплава определяли из дифрактограмм, полученных с помощью дифрактометра SЫmadzu ХК0-6000 в излучении Си-Ка. Расчет указанных параметров проводили с использованием программы PowderCe11.

Плотность дислокаций определяли по ушире-нию дифракционных максимумов на их полувысоте на основе аппроксимации Коши. Для разделения вкладов областей когерентного рассеяния и микродеформации решетки в уширение дифракционных максимумов а-фазы были использованы дифракционные максимумы плоскостей (100)а и (110)а. Разделить вклады областей когерентного рассеяния и микродеформации решетки в ушире-ние дифракционных максимумов в-фазы в сплаве ВТ16-Н не удается из-за наложения рефлексов в-фазы (кроме рефлекса (200)) на рефлексы а-фа-зы. В первом приближении плотность хаотически расположенных в зерне дислокаций в ГПУ-решетке можно рассчитать по формуле [22]

Р =

Ь2

где ве = (в100 + ви0)/2 — уширение дифракционных максимумов, обусловленное микродеформацией решетки; Ь — модуль вектора Бюргерса.

Испытания на растяжение проводили в вакууме при давлении 10-2 Па в установке ПВ-3012М с начальной скоростью 6.9 • 10-3 с-1. Ранее было установлено [4], что переход ультрамелкозернистого сплава ВТ 16 в сверхпластическое состояние наблюдается при температуре 823 К. Поэтому испытания на растяжение были проведены при температурах 823, 873 и 923 К. Скорость нагрева образцов обоих сплавов до температуры 673 К составляла 15 К/мин, далее осуществляли быстрый (за 3-5 мин) нагрев до температуры испытания и выдержку при этой температуре в течение 5 мин. Скорость охлаждения до 673 К была равна 325 К/мин. Далее охлаждение образцов происходило с печью в течение 40-50 мин. Предварительные исследования показали, что после изотермической выдержки при температуре 673 К в течение 3-6 ч фазовый состав и размеры элементов зеренно-субзеренной структуры ультрамелкозернистых сплавов ВТ16 и ВТ16 не изменяются, но наблюдается снижение плотности дислокаций и внутренних напряжений. Образцы для испытания в виде двойной лопатки с размерами рабочей части 5 х 1.5 х 0.7 мм3 вырезали из заготовок электроискровым способом. Поверхность образцов перед

испытанием подвергали механической шлифовке и электролитической полировке.

После растяжения структуру образцов исследовали с помощью растрового ионно-электронно-го микроскопа Quanta 200 3D в режиме вторичных электронов (SE) и методом дифракции обратно рассеянных электронов (EBSD) при ускоряющем напряжении 30 кВ. EBSD-анализ проводили с шагом сканирования 0.1 мкм. Площадь сканирования составляла 20 х 20 мкм2. Разориентировки границ зерен определялись относительно оси [100]. Чувствительность при определении разориенти-ровок границ зерен составляла 1°. Поверхность образцов для исследования была подготовлена путем шлифовки и последующей полировки с помощью алмазных паст и суспензий. Для исследования структуры в режиме SE поверхность образцов была протравлена в растворе следующего состава: 5 мл HF + 1 мл H2SO4 + 94 мл H2O.

3. Результаты исследования

3.1. Структурно-фазовое состояние сплавов ВТ 16 и ВТ16-Н, формируемое в процессе прессования

Типичное электронно-микроскопическое изображение микроструктуры сплавов ВТ 16 и ВТ16-Н после интенсивной пластической деформации по указанным выше режимам представлено на рис. 1. На светлопольном изображении структуры сплавов границы зерен и отдельные дислокации не выявляются (рис. 1, а, г). На электронограм-мах структуры (площадь апертурной диафрагмы ~1.4 мкм2) наблюдается значительное количество рефлексов, расположенных по окружностям (рис. 1, б, д). Такой вид электронограмм является типичным для ультрамелкозернистой структуры титановых сплавов, формируемой методами интенсивной пластической деформации, и свидетельствует о наличии в единице объема структуры большого числа элементов и существенной разориентации между ними [2, 23]. На электроно-грамме сплава ВТ16 присутствуют рефлексы от различных плоскостей а-фазы и единичные рефлексы (110) р-фазы. На электронограмме сплава ВТ16-Н кроме рефлексов от различных плоскостей а-фазы присутствуют расположенные по окружности рефлексы (200) Р-фазы. Подробные исследования темнопольных изображений структуры (рис. 1, в, е) показали, что в сплавах ВТ16 и ВТ16-Н в процессе прессования формируется ультрамелкозернистая зеренно-субзеренная струк-

Рис. 1. Электронно-микроскопическое изображение структуры и соответствующие электронограммы ультрамелкозернистых сплавов ВТ 16 (а-в) и ВТ16-Н (г-е): а, г — светлое поле; б, д — электронограммы; в, е — темное поле в рефлексах типа (002)а и типа (100)а соответственно

тура, размеры элементов которой находятся в основном в пределах 200-600 нм. Средний размер элементов ультрамелкозернистого сплава ВТ 16, определенный по темнопольному изображению,

равен 0.45 ± 0.16 мкм. Средний размер элементов структуры ультрамелкозернистого сплава ВТ16-Н составляет 0.43 ± 0.14 мкм. При этом в обоих сплавах в части элементов наблюдается пластин-

Таблица 1. Параметры структуры и фазовый состав сплавов ВТ16 и ВТ16-Н

Состояние сплава ё, мкм Фазовый состав, ±1 % Параметр решетки в-фазы, нм Параметр а-фазы с/а Плотность дислокаций, м-2 Микроискажение кристаллической решетки а-фазы

Крупнозернистый (поставка) в = 22 0.3243 1.5902 9.3 • 1012 8 • 10-4

ВТ16 0.45 в = 35 0.3252 1.5947 4.1 • 1013 2.1 • 10-3

ВТ16-Н 0.43 в = 54 0.3261 1.5986 7.2 • 1013 1.6 • 10-3

Рис. 2. Участки дифрактограмм сплавов ВТ16 (7) и ВТ16-Н (2) после интенсивной пластической деформации

чатая структура с поперечным размером пластин 10-30 нм.

На рис. 2 представлены участки дифрактограмм ультрамелкозернистых сплавов ВТ 16 и ВТ16-Н после интенсивной пластической деформации. Видно, что оба сплава после интенсивной пластической деформации являются двухфазными и содержат а- и в-фазы. Водород в сплаве ВТ16-Н присутствует в твердом растворе в в-фа-зе. Об этом свидетельствует сдвиг рефлексов в-фазы в сторону меньших углов по сравнению с ненаводороженным сплавом (рис. 2, кривая 2).

Результаты рентгеноструктурных исследований структуры и фазового состава сплавов представлены в табл. 1. Из таблицы видно, что в результате интенсивной пластической деформации в обоих сплавах происходит увеличение объемной доли в-фазы по сравнению с исходным состоянием. При этом рост объемной доли в-фазы сопровождается увеличением параметра ее решетки. Это свидетельствует об уменьшении в объеме в-фазы таких легирующих элементов, как молибден и ванадий [24]. Высокие значения величины микроискажений кристаллической решетки а-фа-зы указывают на наличие высоких внутренних напряжений в ультрамелкозернистых сплавах ВТ16 и ВТ16-Н. Таким образом, в результате интенсивной пластической деформации в сплавах ВТ 16 и ВТ16-Н формируется ультрамелкозернистая структура с высокими внутренними напряжениями и отклонением фазового состава от исходного.

3.2. Влияние водорода на развитие деформации и механические свойства ультрамелкозернистого сплава ВТ 16 в интервале температур 823-923 К

В табл. 2 представлены механические свойства ультрамелкозернистых сплавов ВТ 16 и ВТ16-Н в интервале температур 823-923 К. Здесь же для сравнения приведены сверхпластические свойства мелкозернистого сплава ВТ16 при температуре 1073 К [25].

Из данных, приведенных в таблице, видно, что в указанном интервале температур оба сплава проявляют сверхпластичные свойства. При этом показатели пластичности сплава ВТ16-Н при соответствующих температурах ниже по сравнению со сплавом ВТ 16. Кроме того, в исследуемом интервале температур пластичность сплава ВТ16-Н изменяется немонотонно. Наибольшую пластичность сплав ВТ16-Н проявляет при температуре 873 К. Деформация до разрушения сплава ВТ 16 монотонно увеличивается с повышением температуры.

На рис. 3 представлены кривые растяжения ультрамелкозернистых сплавов ВТ 16 и ВТ16-Н в координатах «истинное напряжение - истинная деформация» при температурах 823-923 К.

Видно, что при температурах 823 и 873 К на кривых «истинное напряжение - истинная деформация» обоих сплавов наблюдаются две стадии: стадия упрочнения и стадия падающего напряжения. При этом величина деформации на стадии упрочнения сплава ВТ16-Н примерно в 2-4 раза меньше по сравнению со сплавом ВТ 16. Это указывает на большую склонность сплава ВТ16-Н к локализации пластической деформации на макроуровне по сравнению со сплавом ВТ 16. Стадийность кривых «истинное напряжение - истинная

Таблица 2. Значения пределов текучести о0.2 и прочности оВ и деформации до разрушения 5 сплавов ВТ16 и ВТ16-Н

Материал Температура, К МПа °В, МПа 5, %

Мелкозернистый ВТ16 1073 30 - 190 [25]

ВТ16 823 203 250 294

ВТ16-Н 228 278 161

ВТ16 873 121 135 560

ВТ16-Н 145 170 424

ВТ16 923 72 78 804

ВТ16-Н 92 101 320

Рис. 3. Кривые растяжения в координатах «истинное напряжение - истинная деформация» сплавов ВТ16

деформация» обоих сплавов при температуре 923 К имеет более сложный характер. На кривых «истинное напряжение - истинная деформация» сплава ВТ16 за стадией упрочнения (деформация ~50 %) следует стадия установившейся деформации (до ~160 %), а далее следует новая стадия упрочнения (до образования шейки ~680 %). На кривых «истинное напряжение - истинная деформация» сплава ВТ16-Н за стадией упрочнения (деформация ~50 %) наблюдается стадия резкого падения напряжения (до ~170 %). Следует отметить, что на кривых «истинное напряжение - истинная деформация» ультрамелкозернистых титановых сплавов при скоростях испытания 10-2103 с-1 и коэффициенте скоростной чувствительности более 0.3 стадия установившегося течения часто отсутствует [5, 16, 17]. Наличие на кривых «истинное напряжение - истинная деформация» стадии упрочнения указывает на развитие внут-ризеренного дислокационного скольжения при деформации обоих сплавов в исследуемых условиях. Падение напряжения в сплавах может быть связано с увеличением вклада зернограничного проскальзывания в общую деформацию. Наблю-

даемые различия в развитии сверхпластической деформации в сплаве ВТ16-Н по сравнению со сплавом ВТ16 могут быть связаны с особенностями эволюции структурно-фазового состояния в присутствии растворенного водорода.

3.3. Влияние растворенного водорода на эволюцию структурно-фазового состояния сплава ВТ 16 в процессе деформации в интервале температур 823-923 К

Структурные и рентгеноструктурные исследования показали, что заметные изменения структурно-фазового состояния сплавов ВТ 16 и ВТ16-Н наблюдаются лишь после испытания при температурах 873 и 923 К. На рис. 4 в качестве примера представлены участки дифрактограмм сплавов ВТ 16 и ВТ16-Н после растяжения до разрушения при температурах 873 и 923 К. Видно, что оба сплава после испытания остаются двухфазными и содержат только а- и в-фазы. Однако на дифрак-тограммах обоих сплавов после испытания наблюдается сдвиг рефлексов в-фазы в сторону больших углов по сравнению с состоянием после

Рис. 4. Участки дифрактограмм сплавов ВТ16

Таблица 3. Параметры структуры и фазовый состав сплава ВТ 16 в исследуемых состояниях после растяжения

Состояние сплава Температура, К Деформация, ±10 % Объемная доля в-фазы, ±1 % Параметр решетки в-фазы, нм Отношение параметров решетки а-фазы с/а

ВТ16 823 290 34 0.3251 1.5942

ВТ16-Н 160 53 0.3262 1.5983

ВТ16 873 560 33 0.3252 1.5943

ВТ16-Н 420 27 0.3248 1.5958

ВТ16 923 160 29 0.3250 1.5936

ВТ16-Н 160 35 0.3252 1.5955

ВТ16 923 800 26 0.3246 1.5929

ВТ16-Н 320 32 0.3249 1.5950

интенсивной пластической деформации, что свидетельствует об изменении концентрации легирующих элементов в ее составе.

Численные результаты рентгеноструктурных исследований фазового состава сплавов ВТ16 и ВТ16-Н после испытания представлены в табл. 3. Из таблицы видно, что после испытания при температуре 823 К соотношение объемных долей фаз и параметр решетки в-фазы в обоих сплавах изменяются в пределах ошибок измерения. После испытания при температурах 873 и 923 К в сплавах имеет место уменьшение объемной доли и параметра решетки в-фазы, что указывает на развитие в ^ а превращения. При этом наиболее активно это превращение развивается в сплаве ВТ16-Н. Следует отметить, что изменение объемных долей а- и в-фаз наблюдали в других, полученных методами интенсивной пластической деформации, ультрамелкозернистых титановых сплавах после сверхпластической деформации [2, 16, 26]. Рентгеноструктурные исследования образцов после нагрева и выдержки при температуре 923 К в течение 25 мин без растяжения показали, что объемная доля в-фазы в сплаве ВТ16 уменьшается на 2-4 %. Это дает основание предполагать, что в ^ а превращение в ультрамелкозернистом сплаве ВТ16 имеет место не только в процессе охлаждения от температуры испытания, как показано на примере титанового сплава ВТ6 в работе [26], но и в процессе деформации. Отсутствие заметного изменения объемной доли в-фазы после растяжения при температуре 823 К связано, по-видимому, с изменением коэффициентов объемной диффузии титана и легирующих элементов. При повышении температуры с 823 до 923 К коэффициенты объемной самодиффузии титана в а-

и в-фазах возрастают на порядок [27], коэффициент объемной диффузии Л1 в а-Т на ~2 порядка [28], а коэффициенты объемной диффузии Мо и V в в-Т1 — в 10-15 раз [29]. Поэтому с повышением температуры испытания превращение в ^ а развивается более активно. Отношение с/а а-фазы имеет тенденцию к уменьшению в процессе испытания. Подобное изменение отношения с/а по данным [30] может свидетельствовать и об обеднении а-фазы Л1 и об обогащении V и Мо. Одновременно уменьшается параметр в-фазы, что соответствует повышению в ее объеме концентраций V и Мо.

Размер зерен в сплавах ВТ 16 и ВТ16-Н после испытания при температуре 823 К изменяется незначительно. SE-изображения микроструктуры исследуемых сплавов после испытания при температурах 873 и 923 К до различной степени деформации представлены на рис. 5. Видно, что с повышением температуры и степени деформации в обоих сплавах наблюдается постепенное увеличение размера зерен и образование крупных, до 5 мкм, выделений в-фазы неправильной формы. При этом скорость увеличения размера зерен и образования крупных выделений в-фазы в сплаве ВТ16 (рис. 5, а, б) при температурах испытания 873 и 923 К выше по сравнению со сплавом ВТ16-Н (рис. 5, г, д).

Проведенный EBSD-анализ разориентировок границ зерен показал (рис. 6), что после растяжения до разрушения при температурах 873 и 923 К сплавы ВТ 16 и ВТ16-Н имеют однородную стру-туру с произвольной кристаллографической ориентацией зерен. Большая часть зерен имеет форму, близкую к равноосной. В объеме крупных выделений в-фазы наблюдаются большеугловые

^ >'c*Vr f.) < У *

I (

'С}. *

? fcc.

- - ^tf ^ " s? Sl С - > / • Г

Рис. 5. SE-изображение микроструктуры ультрамелкозернистых сплавов ВТ 16

границы. Ранее крупные, неправильной формы выделения в-фазы, содержащие в объеме больше-угловые границы, наблюдали после сверхпластической деформации в сплаве ТьА1-Мо-У-Ре [31]. В сплаве ВТ 16 (рис. 6, а, б) средний размер зерен за время растяжения до разрушения при температурах 873 и 923 К увеличивается соответственно до 0.72 и 1.08 мкм, а в сплаве ВТ16-Н — до 0.58 и 0.86 мкм (рис. 6, в, г). Доля границ зерен с разори-ентировками более 15° в сплавах после испытания составляет 87-94 %. Все это свидетельствует о том, что в процессе деформации при температурах 873-923 К сплавы ВТ 16 и ВТ16-Н остаются

ультрамелкозернистыми. При этом существенный вклад в их деформацию вносит зернограничное скольжение.

Измерение содержания водорода в образцах после испытания показало, что при температуре 823 К концентрация водорода в сплаве ВТ16-Н в недеформируемой части образца уменьшилась до ~0.285 %, а в деформируемой части — увеличилась до ~0.324 %. В процессе испытания при температурах 873 и 923 К имеет место не только диффузия водорода в деформируемую часть образца, но и его дегазация из сплава. Концентрация водорода в сплаве ВТ16-Н после растяжения

Рис. 6. EBSD-карты разориентровок границ зерен в структуре ультрамелкозернистых сплавов ВТ16

при температуре 873 К до ~160 % в недеформиру-емой и деформируемой частях образца составляла соответственно ~0.2 и ~0.24 %. После деформации до разрушения концентрация водорода в недеформируемой и деформируемой частях образца уменьшилась соответственно до 0.029 и 0.035 %. При температуре 923 К дегазация водорода из сплава проходит более активно. После растяжения до ~160 % концентрация водорода в образце не превышала 0.01 %, а после деформации до разрушения — 0.005 %.

4. Обсуждение результатов

Полученные в работе результаты свидетельствуют о том, что в развитие деформации ультрамелкозернистых сплавов ВТ 16 и ВТ16-Н при растяжении в исследованных условиях существенный вклад вносит такой механизм сверхпластической деформации, как зернограничное скольжение.

Общепринято, что скорость деформации металлических материалов в условиях сверхпластичности может быть описана уравнением [32]

8 = А

ВОЬ

кТ

\Р Г аЛп

V й у

V О у

где В — коэффициент диффузии (зерногранич-ный или эффективный); О — модуль сдвига; Ь — модуль вектора Бюргерса фазы; к — постоянная Больцмана; Т — абсолютная температура; й — размер зерна фазы; А — постоянная; Р — показатель зависимости скорости от размера зерна; п — показатель зависимости скорости от напряжения.

Из уравнения (2) следует, что при заданной скорости деформации удлинение сплава до разрушения с уменьшением размера зерна растет, а напряжение течения снижается. В работах [33-35] показано, что кроме размера зерна на параметры сверхпластической деформации двухфазных титановых сплавов оказывают влияние такие факторы, как соотношение объемных долей а- и в-фаз и наличие межфазных границ. Это связано с тем, что зернограничное проскальзывание более активно развивается на межфазных границах [32, 33]. Наличие межфазных границ препятствует росту зерен [5], что также вносит вклад в развитие зернограничного проскальзывания. Кроме того, присутствие в структуре более пластичной

в-фазы способствует лучшей аккомодации зерно-граничного проскальзывания и, как следствие, достижению большего удлинения при сверхпластической деформации [34, 35].

Из представленных результатов исследования структуры и фазового состава видно, что в процессе растяжения в исследуемом интервале температур в сплавах ВТ 16 и ВТ16-Н могут наблюдаться такие процессы, как рост зерен, образование крупных выделений в-фазы и фазовое превращение в ^ а, которое сопровождается перераспределением легирующих элементов. Увеличение размера зерен и образование крупных выделений в-фазы затрудняют развитие зерногра-ничного проскальзывания, что приводит к уменьшению величины деформации до разрушения и повышению напряжения течения. Влияние превращения в ^ а на развитие деформации неоднозначно. Превращение в ^ а приводит к уменьшению объемной доли более пластичной в-фазы и, как следствие, к снижению величины деформации до разрушения и повышению напряжения течения. В то же время в работах [4, 16] показано, что нестабильность фазового состава способствует развитию зернограничного скольжения и достижению большего удлинения до разрушения ультрамелкозернистыми титановыми сплавами при сверхпластической деформации.

В сплаве ВТ16 в процессе деформации при температурах 823 и 873 К превращение в ^ а практически не наблюдается. Поэтому развитие деформации и вклад зернограничного проскальзывания в удлинение до разрушения сплава определяются изменением размера зерен и образованием крупных выделений в-фазы. На развитие деформации в сплаве ВТ16 при температуре 923 К кроме указанных двух факторов оказывает влияние и развитие фазового превращения в ^ а. Появление при этой температуре на кривой «напряжение - деформация» стадии установившейся деформации (рис. 3, в, кривая 1) может быть связано с пластифицирующим влиянием превращения в ^ а, которое активно развивается на начальной стадии деформации (табл. 3). Последующая стадия упрочнения обусловлена, по-видимому, большим влиянием таких факторов, как рост зерен, уменьшение объемной доли в-фазы и образование крупных выделений в-фазы.

Сопоставление эволюции структурно-фазового состояния исследуемых сплавов показало, что сплав ВТ16-Н в процессе деформации при темпе-

ратурах 823 и 873 К имеет меньший средний размер зерен (рис. 5 и 6) и большую объемную долю более пластичной в-фазы по сравнению со сплавом ВТ16 (табл. 1 и 3). Кроме того, превращение в ^ а в сплаве ВТ16-Н развивается более активно (табл. 3), а образование крупных выделений в-фа-зы менее активно по сравнению со сплавом ВТ16 (рис. 6). Однако величина удлинения до разрушения сплава ВТ16-Н во всем исследованном интервале температур ниже соответствующих значений сплава ВТ 16 (табл. 2). Поэтому можно предполагать наличие других, кроме указанных выше, факторов, затрудняющих реализацию свехпласти-ческого состояния в сплаве ВТ16-Н. Таким фактором, по нашему мнению, является способность водорода перераспределяться в объеме материала под действием упругих полей напряжений, скапливаясь в наиболее напряженных участках. В таких участках происходит образование пор, что способствует локализации пластической деформации и преждевременному разрушению материала [36-38]. Это предположение подтверждает вид образцов (рис. 7) сплавов после растяжения и результаты измерения концентрации водорода в различных участках образцов сплава ВТ16-Н после деформации. На рис. 7 видно, что деформация в сплаве ВТ16-Н активно развивается только в области образовавшейся шейки. В то же время значения сужения в шейке в образцах сплавов ВТ 16 и ВТ16-Н при температурах 873 и 923 К практически не отличаются и составляют ~99 %. Другим фактором, влияющим на величину удлинения до разрушения сплава ВТ16-Н, может быть снижение энергии границ зерен в присутствии на них водорода [14, 15]. Известно [39], что зерно-граничное скольжение более активно развивается на высокоэнергетических границах зерен.

5 мм

ВТ16 ^^И 873 К

Рис. 7. Вид образцов сплавов ВТ 16 и ВТ16-Н в исходном состоянии и после растяжения при температурах 873 и 923 К

Экспериментальные данные по изменению концентрации водорода, объемной доли в-фазы (табл. 3) и морфологии структуры (рис. 5) в процессе сверхпластической деформации указывают на то, что наблюдаемая дегазация водорода активизирует в сплаве ВТ16-Н фазовое превращение в ^ а, которое препятствует росту зерен и образованию крупных выделений в-фазы. Следовательно, превращение в ^ а, связанное с дегазацией водорода из сплава, оказывает пластифицирующее влияние на развитие деформации в сплаве ВТ16-Н при температурах 873 и 923 К. Снижение пластичности сплава ВТ16-Н при повышении температуры испытания с 873 до 923 К может быть связано не только с увеличением размера зерен, но и с меньшим вкладом превращения в ^ а в развитие деформации.

Приведенные выше результаты измерения концентрации водорода показывают, что при температуре 873 К скорость дегазации водорода из сплава ниже по сравнению с температурой 923 К, а сама дегазация происходит в течение всего времени деформации. При температуре 923 К дегазация водорода из сплава происходит в основном на начальной стадии деформации (до ~160 %). Поэтому превращение в ^ а, связанное с дегазацией водорода, оказывает пластифицирующее влияние на развитие деформации в сплаве ВТ16-Н при температуре 923 К только на начальной стадии деформации. На кривой «истинное напряжение - истинная деформация» это отражается в изменении скорости падения напряжения после деформации на 150-170 % (рис. 3, в, кривая 2). Кроме того, в процессе деформации при температуре 923 К объемная доля в-фазы уменьшилась до 32 %, тогда как при 873 К — до 27 %. Это, по-видимому, связано с тем, что фазовое превращение в ^ а в титановых сплавах контролируется взаимной диффузией титана и легирующих элементов, скорость которой ниже скорости диффузии водорода. Поэтому при быстрой дегазации водорода связанное с ним превращение в ^ а происходит не полностью.

5. Заключение

Проведены сравнительные исследования эволюции структурно-фазового состояния и деформационного поведения ультрамелкозернистого (а + в) титанового сплава системы Т1-Л1^-Мо с содержанием водорода 0.002 (сплав ВТ16) и 0.3 мас. % (сплав ВТ16-Н) при растяжении в интервале тем-

ператур 823-923 K в условиях дегазации водорода из сплава.

Способность водорода перераспределяться в объеме материала под действием полей упругих напряжений, образуя скопления в наиболее напряженных участках, приводит при растяжении к локализации деформации на макроуровне и, как следствие, к уменьшению величины удлинения до разрушения сплава ВТ16-Н по сравнению со сплавом ВТ16.

В процессе деформации в исследуемых условиях в ультрамелкозернистых сплавах ВТ16 и ВТ16-Н наблюдаются такие процессы, как рост зерен, образование крупных выделений Р-фазы и фазовое превращение Р ^ а, которое сопровождается перераспределением легирующих элементов. При этом рост зерен и образование крупных выделений Р-фазы более активно развиваются в сплаве ВТ 16 по сравнению со сплавом ВТ16-Н.

Дегазация водорода из сплава в процессе растяжения в исследуемом интервале температур приводит к активизации фазового превращения Р ^ а и связанного с ним диффузионного перераспределения легирующих элементов. Эти процессы являются дополнительными механизмами аккомодации зернограничного скольжения и способствуют достижению большего удлинения до разрушения сплава ВТ16-Н.

Работа выполнена в рамках государственного задания ИФПМ СО РАН, тема номер FWRW-2021-0004.

Литература

1. Ashida M., Chen P., Doi H., Tsutsumi Y., Hanawa T., Horita Z. Superplasticity in the Ti-6Al-Nb alloy processed by high-pressure torsion // Mater. Sci. Eng. A. - 2015. - V. 640 - P. 449-453. - https://doi.org/10. 1016/j.msea.2015.06.020

2. Zherebtsov S.V., Kudryavtsev E.A., Salishchev G.A., Straumal B.B., Semiatin S.L. Microstructure evolution and mechanical behavior of ultrafine Ti-6Al-4V during low temperature superplastic deformation // Acta Mater. - 2016. - V. 121. - P. 152-163. - https://doi. org/10.1016/j.actamat.2016.09.003

3. Grabovetskaya G.P., Mishin I.P., Stepanova E.N., Za-budchenko O.V., Ratochka I.V. Effect of the structural and phase state on the deformation behavior and mechanical properties of the ultrafine-grained titanium alloy (Ti-Al-V-Мо) at temperatures in the range of 293973 K // Mater. Sci. Eng. A. - 2021. - V. 800. -P. 140334. - https://doi.org/ 10.1016/j .msea.2020.140334

4. Matsumoto H., Yoshida K., Lee S.-H., Ono Y., Chi-baA. Ti-6Al-4V alloy with an ultrafine-grained mic-

restructure exhibiting low-temperature-high-strain-rate superplasticity // Mater. Lett. - 2013. - V. 98. -P. 209-212. - https://doi.org/10.1016/j.matlet.2013. 02.033

5. Колачев Б.А., Носов В.К. Водородное пластифицирование и сверхпластичность титановых сплавов // ФММ. - 1984. - Т. 57. - № 2. - С. 288-297.

6. Носов В.К., Овчинников А.В., Щугорев Ю.Ю. Области применения водородного пластифицирования титановых сплавов // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2008. - Т. 638. -№ 8. - С. 20-24.

7. Niu Y., Li M. Effect of 0.16 wt % hydrogen addition on high temperature deformation behavior of the Ti600 titanium alloy // Mater. Sci. Eng. A. - 2009. - V. 513514. - P. 228-232. - https://doi.org/10.1016/j.msea. 2009.01.064

8. Zhao J., Ding H., Zhao W., Jiang Z. Effects of hydrogen on the hot deformation behaviour of Ti-6Al-4V alloy: Experimental and constitutive model studies // J. Alloy. Compd. - 2013. - V. 574. - P. 407-414. -https://doi.org/10.1016/jjallcom.2013.05.159

9. Li X.F., Jiang J., Wang S., Chen J., Wang Y.Q. Effect of hydrogen on the microstructure and superplasticity of Ti-55 alloy // Int. J. Hydrogen Energy. - 2017. -V. 42. - P. 6338-6349. - https://doi.org/10.1016/jij hydene.2017.01.018

10. ZhangX., Zhao Y., Zeng W. Effect of hydrogen on the superplasticity of Ti600 alloy // Int. J. Hydrogen Energy. - 2010. - V. 35 - P. 4354-4360. - https://doi.org/ 10.1016/j.ijhydene.2010.01.110

11. Ильин А.А. Механизмы и кинетика превращений в титановых сплавах. - М.: Наука, 1994.

12. Dutta A., Birla N.C. Stress induced hydrogen diffusion in а+p titanium alloy during superplastic deformation // Scripta Mater. - 1987. - V. 21. - P. 10511054. - https://doi.org/10.1016/0036-9748(87)90248-1

13. Teter D.F., Robertson I.M., Birnbaum H.K. The effects of hydrogen on the deformation and fracture of p-tita-nium // Acta Mater. - 2001. - V. 49. - P. 4313-4323. -https://doi.org/10.1016/S1359-6454(01)00301-9

14. Бокштейн С.З., Гинзбруг С.С., Назарова Е.Н., Не-фудов В.Г. Исследование распределения водорода в металлических материалах с помощью авторадиографических методик // Журн. физ. хим. -1981. - № 5. - C. 1269-1273.

15. Oriani R.A., Josephic P.H. Equilibrium aspects of hydrogen-induced cracking of steels // Acta Metall. -1974. - V. 22. - P. 1065-1074. - https://doi.org/10. 1016/0001-6160(74)90061-3

16. Imai H., Yamane G., Matsumoto H., Vidal V., Velay V. Superplasticity of metastable ultrafine-grained Ti 6242S alloy: Mechanical flow behavior and microstructural evolution // Mater. Sci. Eng. A. - 2019. -V. 754. - P. 569-580. - https://doi.org/10.1016/j. msea.2019.03.085

17. Мурзинова М.А., Салищев Г.А., Афоничев Д.Д. Сверпластичность титанового сплава ВТ6, легированного водородом, с субмикрокристаллической структурой // ФММ. - 2007. - Т. 104. - № 2. -С. 204-211.

18. Портной В.К., Новиков И.И., Ильин А.А. Федотов И.Л., Сирина Ю.В., Мамонов А.М. Влияние водорода на сверхпластичность листов сплава ВТ6 // Металлы. - 1995. - № 6. - C. 89-94.

19. Yoshimura H., Kimura K., Hayashi M., Ishii M., Ha-namura T., Takamura J. Ultra-fine equiaxed grain refinement and improvement of mechanical properties of а+p type titanium alloys by hydrogenation, hot working, heat treatment and dehydrogenation // Mater. Trans. JIM. - 1994. - V. 35. - No. 4. - Р. 266-272. -https://doi.org/10.2320/matertrans1989.35.266

20. Grabovetskaya G.P., Zabudchenko O.V., Mishin I.P., Stepanova E.N., Ratochka I.V., Lykova O.N. Evolution of the structural-phase state of a titanium alloy of the system Ti-Al-V-Mo during formation of an ultrafine-grained structure using reversible hydrogenatetion // Russ. Phys. J. - 2019. - V. 62. - No. 8. - P. 13301337. - https://doi.org/10.1007/s11182-019-01851-4

21. Пат. РФ № 2388566. Способ получения титановых сплавов с субмикрокристаллической структурой деформированием с обеспечением интенсивной пластической деформации / В.А. Винокуров, И.В. Ра-точка, Е.В. Найденкин, И.П. Мишин, Н.В. Рожен-цева // 2010. - Бюл. № 13.

22. Малыхин Д.Г., Корнеева В.В. Определение плотности дислокаций по рентгеновскому анализу микроискажений в поликристаллических материалах // Вестн. Харьков. универ. - 2010. - Т. 887. - № 1. -С. 115-117.

23. Найденкин Е.В., Солдатенков А.П., Мишин И.П., Оборин В А., Шанявский А А. Закономерности сверх-многоциклового усталостного разрушения титанового сплава ВТ22 // Физ. мезомех. - 2021. - Т. 24. -№ 2. - С. 23-33. - https://doi.org/10.24412/1683-805X-2021 -2-23-3 3

24. Мальцев М.В., Кашников Н.И. Исследование распада мартенсита при непрерывном нагреве титанового сплава ВТ16 // ФММ. - 1978. - Т. 45. - № 2. -С. 426-428.

25. Новиков И.И., Портной В.К. Сверхпластичность сплавов с ультрамелким зерном. - М.: Металлургия, 1981.

26. Semiatin S.L., Corbett M.W., Fagin P.N., Salishchev G.A., Lee C.S. Dynamic-coarsening behavior of an а/р titanium alloy // Metall. Mater. Trans. A. -2006. - V. 37. - Р. 1125-1136. - https://doi.org/10. 1007/s11661-006-1091-x

27. Фрост Г.Дж., Эшби М.Ф. Карты механизмов деформации. - Челябинск: Металлургия, 1989.

28. Koppers M., Herzig C.H.R., Friesel M., Mishin Y. Intrinsic self-diffusion and substitutional Al diffusion in

a-Ti // Acta Mater. - 1997. - V. 45. - P. 4181-4191. -https://doi.org/10.1016/S1359-6454(97)00078-5

29. Лариков Л.Н., Исайчев В.И. Диффузия в металлах и сплавах. - Киев: Наукова думка, 1986.

30. Попов А.А., Илларионов А.Г., Степанов С.И., Елки-на О.А., Ивасишин О.М. Влияние температуры закалки на структуру и свойства титанового сплава. Структура и фазовый состав // ФММ. - 2014. -Т. 115. - № 5. - С. 539-548. - https://doi.org/10. 7868/S0015323014050064

31. Mikhaylovskaya A.V., Mosleh A.O., Mestre-Rinn P., Kotov A.D., Sitkina M.N., Bazlov A.I., Louzguine-Luz-gin D. V. High-strength titanium-based alloy for low-temperature superplastic forming // Metall. Mater. Trans. A. - 2021. - V. 52(1). - P. 293-302. - https:// doi.org/10.1007/s11661-020-06058-8

32. Motyk M., Sieniawski J., Ziaja W. Microstructural aspects of superplasticity in Ti-6Al-4V alloy // Mater. Sci. Eng. A. - 2014. - V. 599. - P. 57-63. - https:// doi.org/10.1016/j.msea.2014.01.067

33. Meier M.L., Lesuer D.R., Mukherjee A.K. Grain size and ß volume fraction aspects of the superplasticity of Ti-6Al-4V // Mater. Sci. Eng. A. - 1991. - V. 136. - P. 7178. - https://doi.org/10.1016/0921-5093(91)90442-P

34. Kim J.S., Kim J.H., Lee Y.T., Park C.G., Lee C.S. Microstructural analysis on boundary sliding and its ac-

commodation mode during superplastic deformation of Ti-6Al-4V alloy // Mater. Sci. Eng. A. - 1999. -V. 263. - P. 272-280. - https://doi.org/10.1016/S0921-5093(98)01157-5

35. Кайбышев О.А. Сверхпластичность промышленных сплавов. - М.: Металлургия, 1984.

36. Birnbaum H.K., Sofronis P. Hydrogen-enhanced localized plasticity—A mechanism for hydrogen-related fracture // Mater. Sci. Eng. A. - 1994. - V. 176. -P. 191-202. - https://doi.org/10.1016/0921-5093(94) 90975-X

37. Астафурова Е.Г., Мельников Е.В., Астафу-ров С.В., Раточка И.В., Мишин И.П., Майер Г.Г., Москвина В.А., Захаров Г.Н., Смирнов А.И., Бата-ев В.А. Закономерности водородного охрупчива-ния аустенитных нержавеющих сталей с ультрамелкозернистой структурой разной морфологии // Физ. мезомех. - 2018. - Т. 21. - № 2. - С. 103-117. -https://doi.org/10.24411/1683-805X-2018-12011

38. Beachem C.D. A new model for hydrogen assisted cracking (hydrogen "embrittlement") // Metall. Mater. Trans. B. - 1972. - V. 3. - P. 437-455. - https://doi. org/10.1007/BF02642048

39. Жиляев А.П., Пшеничнюк А.И. Сверхпластичность и границы зерен в ультрамелкозернистых материалах. - М.: ФИЗМАТЛИТ, 2008.

Поступила в редакцию 24.01.2022 г., после доработки 22.03.2022 г., принята к публикации 22.03.2022 г.

Сведения об авторах

Грабовецкая Галина Петровна, д.ф.-м.н., внс ИФПМ СО РАН, grabg@ispms.ru Мишин Иван Петрович, к.ф.-м.н., нс ИФПМ СО РАН, mip@ispms.ru Степанова Екатерина Николаевна, к.т.н., доц. ТПУ, еш!ерапоуа@1ри.га Забудченко Ольга Вячеславовна, инж. ИФПМ СО РАН, 1eka1une@mai1.ru