Полиморфные превращения в (a+b) - титановых сплавах под действием мощных ионных пучков

Т.К. Панова, Г.И. Геринг, Н.И. Писчасов, В.С. Ковивчак

Омский государственный университет, кафедра радиационной физики и материаловедения
644077, Омск, пр. Мира, 55-А

Получена 4 февраля 1997 г.

Известно [1], что в основе процесса термоупрочнения двухфазных титановых сплавов лежит полиморфное (a+b)®b превращение, которое включает наряду с ГПУ-ОЦК-перестройкой кристаллической решетки, диффузионное перераспределение легирующих элементов. Идентификация механизма (a+b)®b превращения в условиях сверхвысоких скоростей нагрева, когда возникает несоответствие между скоростью нагрева и скоростью диффузионных процессов и выявление диффузионного b®a+b или мартенситного b®a'(a^" ) механизмов превращения при повышенных скоростях охлаждения, представляется довольно сложной экспериментальной задачей. Сведения об особенностях фазовых и структурных превращений при обработке мощным ионным пучком (МИП) наносекундной длительности практически отсутствуют.

Целью настоящей работы является изучение особенностей изменения структуры и фазового состава промышленных (a+b)-титановых сплавов, подвергнутых обработке мощным ионным пучком для выяснения механизма происходящих в этих условиях превращений.

Исследования проводились на образцах титановых сплавов с двуми типами начальной структуры - крупнозернистой пластинчатой (ВТ-6: Ti-6Al-4V) и глобулярной (ВТ-8: Ti-6Al-3Mo-0,3Si). Облучение образцов проводилось на ускорителе "Темп" пучком ионов, содержащим 70 % ионов углерода и 30% протонов с E_ion = 250 КэВ, t = 50 нс. Использовались три режима облучения: с плотностью тока (j) 50, 100 и 150 А/см². Рентгеноструктурный анализ проводился на дифрактометре "ДРОН-3" в фильтрованном К_a - медном излучении. Морфологию поверхности исследовали на растровом электронном микроскопе "Tesla".

При анализе структурно-фазовых превращений, сопровождающих воздействие МИП, использована модель, в основе которой лежит система уравнений, содержащая: кинетическое уравнение, описывающее перенос ионов в веществе; уравнения механики сплошной среды для вещества мишени; уравнение для внутренней энергии (включающее диффузионный член); широкодиапазонное уравнение состояния. В настоящей работе для расчета теплового поля и напряженного состояния использована одномерная модель (координата x отсчитывается от передней поверхности по глубине), поскольку толщины исследуемых образцов были заведомо много меньше эффективного радиуса пучка. Как показано в [2], часто в уравнении для внутренней энергии диффузионным членом (теплопроводностью) пренебрегать нельзя. Поскольку за время ввода энергии температурное поле в области энерговыделения существенно меняется благодаря теплопроводности, то в рассматриваемой системе пучок - мишень она учитывалась. Теплофизические параметры - коэффициент теплопроводности и удельную теплоемкость считали постоянными. На передней и задней поверхностях мишени напряжения полагали равными нулю, а для энергии использовали условие dE/dx = 0, т.е. пренебрегали теплообменом с окружающей средой. При достижении облучаемой поверхностью температуры кипения на границе газ - жидкость использовали условие Т = Т_k , где T_k - температура кипения. Для замыкания системы уравнений гидродинамики использовали широкодиапазонное уравнение состояния, сконструированное в работе [3] для ряда металлов. Для рассматриваемых сплавов ВТ-6 и особенно ВТ-8 с хорошей точностью можно применять уравнение состояния [4] для "чистого" титана. Для решения указанной системы уравнений использовался разностный метод Уилкинса [4].

Расчеты тепловых полей и механических напряжений проводились с учетом реальных осциллограмм тока и напряжения на диоде. На рис. 1 показаны зависимости времен начала и окончания плавления и испарения образца из сплава ВТ-8 от j_max . Видно, что испарение имеет место начиная приблизительно с j_max = 90 А/см². Если испарение прекращается еще до окончания импульса (для очень сильного воздействия возможно небольшое превышение времени окончания испарения над значением t = 50 нс), то плавление мишени может проистекать очень долго и после "выключения" источника (окончания воздействия на образец). Это обусловлено так называемым "перегревом" той области мишени, где происходило энерговыделение.

Расчеты показали, что с увеличением j_max время достижения температуры плавления сильно уменьшается и для j_max=150 А/см² составляет 1/3 длительности импульса. Максимальная температура на поверхности начинает превышать температуру плавления титановых сплавов с j_max= 80 А/см², а при j_max=100 А/см² и выше температура на поверхности достигает температуры кипения. При этом время достижения температуры кипения также уменьшается с увеличением j_max и расплав находится в кипящем состоянии в течение длительности импульса. Максимальная скорость изменения температуры на поверхности увеличивается от 5,7 10⁷ К/с для j_max=70 А/см² до 26 10¹⁰ К/с для j_max=150 А/см². Такие большие скорости нагрева должны обязательно привести к сдвигу температуры полиморфного превращения и увеличению его интервала. Согласно данным работы [1], очень высокие скорости нагрева титановых сплавов приводят к смещению температуры полиморфного превращения и расширению температурного интервала в пределах (1245-1460) К для сплава ВТ-6 и (1180-1440) К для сплава ВТ-8.

Анализ показал, что часть a-фазы испытывает бездиффузионный переход по достижении предельной температуры термодинамической устойчивости a-фазы T_a/b. Поэтому в момент завершения превращения в b-фазе будут существовать обедненные и обогащенные участки с концентрациями, соответствующими исходным a- и b-фазам. При закалке обедненная часть b-фазы превратилась в малолегированный a^в-мартенсит, а обогащенная b-фаза превратилась в более легированный мартенсит a^", о чем и свидетельствует исчезновение пика b-фазы и уширение пика a^"- и a^в-фаз для ВТ-6 (рис.2).

Превышение температуры T_a/b -превращения в ходе скоростного нагрева, достигаемое при j_max= 100 и 150 А/см² приводит к развитию диффузионных процессов перераспределения легирующих элементов между обогащенной и обедненными объемами высокотемпературной b-фазы. Диффузии легирующих элементов при этих плотностях тока способствует интенсивное кипение расплава в поверхностном слое. При этом при j_max= 150 А/см² время пребывания расплава в кипящем состоянии максимально (30 нс) и время достижения температуры затвердевания также максимально (710 нс). Значительное уширение пиков всех присутствующих фаз свидетельствует о существенной перестройке фаз и структуры за счет движения дислокаций. Расчет тонкой структуры сплава показал, что основной вклад в уширение пиков вносят микродеформации и изменения размеров кристаллитов. Анализ морфологии структуры ВТ-6 показал, что результирующее изменение структуры явилось следствием наложения двух процессов - фазового (a+b) ® b превращения и рекристаллизации. Рост зерна может происходить только в b-области, а так как при наносекундной обработке время пребывания в b-области мало, зерно не успевает вырасти большим и почти мгновенное охлаждение приводит к глобуляризации структуры. Для сплава ВТ-8 с исходной глобулярной структурой картина превращения выглядит несколько иначе (рис.3).

Здесь для всех трех j характерно формирование b -превращенной фазы. Это связано с тем, что этот сплав является более легированным. Степень легированности его равна 0,68, тогда как для ВТ-6 она равна 0,28. Кроме того, исходная структура сплава ВТ-8 является более дисперсной. При одинаковых условиях скоростного нагрева ВТ-6 и ВТ-8 расстояние, которое необходимо преодолеть межфазной границе при a® b превращении, неодинаково, и это оказало существенное влияние на температурно-временные параметры превращения. В результате при охлаждении происходит более равномерное образование b-превращенной фазы и более легированного a^"-мартенсита. На структуре сплава ВТ-8 подобные превращения отразились измельчением исходного b-зерна при уменьшении размеров кристаллитов.

Таким образом, при обработке поверхности (a+ b)- титановых сплавов ВТ-6 и ВТ-8 МИП наносекундной длительности с j_max= 50 А/см² в поверхностных слоях, температура которых достигает температуры T_a/b-превращения, протекает бездиффузионное a®b-превращение. Дальнейшее повышение температуры нагрева сопровождается развитием диффузионных процессов перераспределения легирующих элементов между исходными и образовавшимися участками b- фазы. Более дисперсная исходная структура сплава ВТ-8 способствует формированию более гомогенной b-фазы при a®b-превращении. Расплав поверхностного слоя двухфазных титановых сплавов МИП с j_max > 100 А/см² позволил измельчить зеренную структуру в поверхностных слоях. При этом сплав с исходной пластинчатой структурой трансформировался в мелкодисперсную глобулярную структуру. Превалирующую роль в формировании структур в этих сплавах при воздействии МИП играет мартенситный механизм превращения.

Литература