6.1.
P r z e m i a n y f a z o w ei a+(5<->P
o r a z z j a w i s k o Z G N IO T U F A Z O W E G OW początkow ym etapie badań skoncentrow ano się na charakterystyce p rzem ian fazow ych a —>p i a+p—>p zachodzących zarów no w w arunkach izoterm icznych, ja k i podczas ciągłego nagrzew ania i chłodzenia tytanu i je g o stopów . D okładne poznanie m echanizm ów i kinetyki oraz zakresu tem peratury tych przem ian, a także w pływ u prędkości nagrzew ania i chłodzenia ułatwi dobór w łaściw ej obróbki cieplnej oraz jej w arunków .
P rzem iana a —>P w tytanie technicznym w w arunkach izoterm icznych przebiega w edług m echanizm u dyfuzyjnego poprzez zarodkow anie ziarn fazy p i ich w zrost.
P rzem iana rozpoczyna się w tem peraturze 1123 K tw orzeniem zarodków ziarn fazy p, głów nie na granicach ziarn fazy a. W tem peraturze 1153 K w ystęp u ją ju ż tylko po je
dyncze, nieprzem ienione ziarna fazy a (rys. 20b), a w tem peraturze 1173 K przem ia
na je s t zakończona. Po hartow aniu z tej tem peratury m ikrostrukturę stopu stanow i m artenzytyczna faza a '( r y s . 20c). Ze w zględu na duże podobieństw o m orfologiczne faz a i a ' w tytanie technicznym nie udaje się zaobserw ow ać przem iany odw rotnej P—>a przy chłodzeniu. Po całkow itym zakończeniu przem iany p~>a m ikrostrukturę stopu stanow i faza a z licznym i w ydłużonym i subziam am i w obrębie dużych ziarn fazy p (rys. 20d).
Przy izoterm icznym w ygrzew aniu dw ufazow ego stopu T i-6 A 1 -4 V w zakresie tem peratury 973 -1 2 7 3 K zm niejsza się objętość w zględna fazy a , zm niejsza się też g ru
bość płytek tej fazy (tab. 4, rys. 21). Z w iększa się natom iast zaw artość fazy P w m i
krostrukturze, przy m alejącej w niej zaw artości w anadu, który je s t jej stabilizatorem . R ozpuszczanie płytkow ych w ydzieleń pierw otnej fazy a poprzedzone je s t ich frag- m entacją. N ajintensyw niej procesy te zachodzą w sąsiedztw ie granic ziarn (rys. 21 b—d).
P ierw otna faza a w ystępująca w postaci ciągłej siatki na granicach ziarn ulega n ajpóź
niej rozpuszczeniu (rys. 21e). Proces ten poprzedzony je s t je j fragm entacją i częścio
w ą sferoidyzacją (rys. 21 d). Po w ygrzew aniu stopu w tem peraturze w yższej od tem p eratu ry końca p rzem iany a+ p—>p o trzym uje się w m ik rostrukturze tylko fazę p, w której zaw artość stabilizatora tej fazy (w anadu) je s t na tyle m ała, że podczas harto
w ania w całości p rzem ienia się w m artenzytyczną fazę a '( r y s . 21f).
a)
Rys. 20. Mikrostruktura tytanu technicznego w stanic wyjściowym (a) i po wygrzewaniu przez 1,0 h w temperaturze: b) U 53 K, c), d) 1173 K; b), c) chłodzenie w wodzie, d) chłodzenie z piecem Fig. 20. Microstructure o f technical titanium at its initial state (a) and after holding, fo r 1,0 h, at
a temperature o fb ) 1153 K, c), d) 1173 K; li), c) water-cooling, d) cooling with furnace
T abela 4 Skład fazow y oraz rozdział pierw iastków stopow ych
pom iędzy poszczególne fazy stopu T i-6 A I^ łV w zależności od tem peratury hartow ania po 1,0 h w ygrzew aniu
T em p eratu ra hartow ania, K
Skład fazowy V v
Skład chem iczny, % G rubość płytek fazy a ,
(am
W anad A lum inium
a ß a ß a ß
293 0,920 0,080 2,45 28,02 6,76 5,34 3,14
973 0,883 0,117 1,98 22,89 6,62 5,31 3,11
1073 0,815 0,185 1,29 15,49 6,71 5,45 2,85
1123 0,759 0,241 0,82 12,46 6,80 5,41 2,72
1153 0,705 0,295 0,84 10,66 6,69 5,48 2,52
1203 0,545 0,455 0,74 8,27 6,56 5,54 1,91
1223 0,411 0,589 0,79 6,24 6,47 5,49 1,24
1243 0,227 0,773 0,57 5,72 6,53 5,64 0,76
1263 - 1,000 - - - -
-a)
c)
e)
Rys. 21. Mikrostruktura stopu Ti-6A1-4V w stanic wyjściowym (a) oraz chłodzonego w wodzie po wygrzewaniu przez I h w temperaturze: b) 1123 K, c) 1233 K, d) 1243 K, c) 1253 K, f) 1273 K Fig. 21. Microstructure o fth e Ti-6Al-4V alloy aI its iniliul stale (a) and water-cooled holding, fu r 1 h,
at a temperaturę of: b) 1123, c) 1233, d) 1243, e) 1253,}) 1273 K
P odczas w olnego chłodzenia z zakresu tem peratury w ystępow ania fazy p zach o dzi przem iana odw rotna p~ >a+p. P rzem iana przebiega w edług m echanizm u dyfuzyj
nego z tw orzeniem zarodków i ich w zrostem . W stopie Ti—6A1—4V p odczas chłodze
nia z p rędkością 0,1 K /s rozpoczyna się ona w tem peraturze ok. 1173 K od utw orzenia ciągłej siatki w ydzieleń fazy a na granicach ziarn oraz płytkow ych zarodków fazy a, rosnących od granicy ziarn (rys. 22a). Po zakończeniu procesu zarodkow ania fazy a na granicach ziarn rozpoczyna się proces w zrostu zarodków w głąb ziarn (rys. 22b).
Jednocześnie uaktyw niają się procesy zarodkow ania płytek na granicach kolonii. P rze
m iana przy tej prędkości chłodzenia zostaje zakończona w tem peraturze ok. 1073 K i m ikrostruktura stopu pow raca do stanu zbliżonego do w yjściow ego (rys. 2 la , 22c).
Rys. 22. Mikrostruktura stopu T ió A I 4 V wygrzewanego przez 1,0 h w temperaturze 1273 K, chłodzo
nego z piecem do temperatury: a) 1173 K, b) 1123 K, c) 1073 K, a następnie w wodzie Fig. 22. Microstructure o fth e Ti—6Al—4 V alloy held fo r 1,0 li at a temperature o f 1273 K, cooled with
the furnace to a temperature of: a) 1173 K, b) 1123 K, c) 1073 K, and afterwards water-cooled
P rzem iana a —>p w tytanie technicznym przy nagrzew aniu ciągłym przebiega w bardzo w ąskim przedziale tem peratury (ok. 50 K ), który przesuw a się do w yższej tem peratury ze w zrostem prędkości nagrzew ania (rys. 23a). T em peraturow y zakres przem iany odw rotnej P -> a je st rów nież w ąski, a je g o położenie zależy od prędkości chłodzenia (rys. 23b). Przem ianie tow arzyszy zm niejszenie objętości p odczas n agrze
w ania oraz bardzo niewielki jej w zrost podczas chłodzenia. Po zakończeniu p rzem ia
ny podw ójnej a<->P na próbkach dylatom etrycznych obserw uje się niew ielkie, trw ałe zm niejszenie ich długości oraz niew ielką histerezę tem peratury przem iany (rys. 24).
W stopach dw ufazow ych (a+fi) w w arunkach ciągłego nagrzew ania i chłodzenia zachodzą przem iany a+P~>P i p —>a+p. Przem iana a + p —>p przebiega w szerokim przedziale tem peratury rzędu kilkuset stopni, uw arunkow anym p rędkością nagrzew a
nia i chłodzenia (rys. 2 5 -2 7 ). Przem ianę fazow ą a+P~>P ch a rak te ry z u ją znaczące zm niejszenie długości próbek oraz duża h istereza tem peratury przem iany w p orów na
niu do przem iany odw rotnej p ~ > a+ p (rys. 28).
A naliza zm ian m ikrostruktury podczas przem iany a+p~>p, przebiegającej w w a
runkach izoterm icznych i anizoterm icznych, pozw oliła przedstaw ić jej kolejne stadia w postaci zaproponow anego m odelu (rys. 29).
a)
0,01 0,1 1 10
Prędkość nagrzewania, K/s
100
(0 ŁS
3
TI I M (U c
I - 0) b!
CL
1200 1150 1100 1050 1000
0,01 0,1 1 10
Prędkość chłodzenia, K/s
Rys. 23. Wpływ prędkości nagrzewania (a) i chłodzenia (b) na zakres temperatury przemiany a<->p tytanu tcchniczncgo
Fig. 23. Influence o f heating (a) and cooling rate (b) on the range o f the temperature o j the a<->(3 transition o f technical titanium
Temperatura, K
Rys. 24. Dylatogram tytanu tcchniczncgo Fig. 24. Dilatogram of technical titanium
a)
b)
Rys. 25.
Fig. 25.
a)
b)
0,1 1 10
Prędkość nagrzewania, K/s
0,1 1 10 100
Prędkość chłodzenia, K/s
Rys. 26. Wpływ prędkości nagrzewania (a) i chłodzenia (b) na temperaturę przemiany a+P<->P stopu T i-6A l-2M o -2Cr-Fc
Fig. 26. Influence o f heating (a) and cooling rate (b) on the temperature o f a+P<->P transition of the a+p*->p o f the Ti-6AI-2M o-2Cr-Fe alloy
* 1400 nj 'I' 1300 5
^
1200co i o5 ® 1100
C~ A rvnrv E . l 1000
^ a
0,1 1 1°
Prędkość nagrzewania, K/s
1200 1150 ca
CL 1050
900
0,1 1 1°
Prędkość chłodzenia, K/s
Wpływ prędkości nagrzewania (a) i chłodzenia (b) na temperaturę przemiany a+p(->p stopu Ti-6AM V Influence o f heating (a) and cooling rate (b) on the temperature o f a+P<-*P transition o f the Ti-6A l-4V alloy
Rys. 27.
Fig. 27.
32
U.
ro
<D
CL
ECD
T
a c>
CD
|
1000CD
f
Q .
0,01 0,1 1 10
Prędkość nagrzewania, K/s
1200
1000
0,01 0,1 1 10
Prędkość chłodzenia, K/s
Wpływ prędkości nagrzewania (a) i chłodzenia (b) na temperaturę przemiany a+P<-+P stopu T i-5A l-5M o-5V -C r-F c
Influence of healing (a) and cooling rale (b) on the temperature of the a+p<->p transition o f the Ti- 5 A I- 5M o -5 V -C r-Fe alloy
Temperatura, K
Rys. 28. Dylatogram stopu Ti-6A l-4V Fig. 28. Dilutogram o f the Ti-6A l-4V alloy
57
Rys. 29. Schemat kolejnych stadiów przemiany a+P~>P Fig. 29. Diagram o f subsequent stadia o f a+P~>P transition
W stanie w yjściow ym na granicy dw óch ziarn fazy p w ystępuje gruba, ciągła siatka w ydzieleń fazy a , koherentnych z ziarnem 1. W obrębie ziarna w idoczne są charakterystyczne rów noległe płytki faz a i p (rys. 29a). W początkow ym etapie p rze
m iany zachodzą procesy rozpuszczania, poprzedzone fragm entacją płytkow ych w y
dzieleń fazy a (rys. 29b). Siatka fazy a na granicy zw iększa sw oją grubość, natom iast w bezpośrednim sąsiedztw ie granicy przebiegają intensyw ne procesy rozpuszczania w ydzieleń fazy a. S pow odow ane je s t to tym , że faza a w ydzielając się na granicach ziarn w ym usiła dyfuzję atom ów pierw iastków stabilizujących fazę p z obszaru grani
cy do obszarów przygranicznych, w zbogacając je w pierw iastki znacznie obniżające tem peraturę przem iany. W dalszym stadium z podw yższeniem tem peratury następuje rozpuszczanie części w ydzieleń fazy a (rys. 29c). Jednocześnie ziarno 2, charaktery
zujące się brakiem koherencji z fazą a na granicy ziarn, m a skłonność do rozrostu, napotykając jed n ak barierę w postaci grubej siatki w ydzieleń fazy a . W ydzielenia w obrębie ziarn w następnym etapie ulegają dalszem u rozpuszczeniu. Jednocześnie siatka w ydzieleń na granicach najpierw ulega fragm entacji i następnie rozpuszcza się intensyw nie. K rzyw izna granic ziarn zw iększa się (rys. 29d). Procesy rozpuszczania fazy a zarów no w obrębie ziarn, ja k i na granicy nasilają się w pobliżu tem peratury końca przem iany (rys. 29e). Ziarno 2 m oże się sw obodnie rozrastać (rys. 29f) po całkow itym rozpuszczeniu fazy a na granicach ziarn (ostatnie stadium p rzem iany a+p~>p). C ałkow item u przekrystalizow aniu zaw sze w ięc tow arzyszy zjaw isko rozro
stu ziarna.
58
N ie u w zględniając zjaw isk zachodzących na granicach ziam i w obszarach p rz y granicznych, głów nie w pływ ających na kinetykę przem iany i ham ow anie rozrostu ziarna, m ożna w dużym uproszczeniu przyjąć, że przem iana fazo w a a + p —>p p olega na dyfuzyjnym przem ieszczaniu granicy m iędzyfazow ej a /fi w kierunku fazy fi, któ
rem u tow arzyszy dyfuzyjne przem ieszczanie pierw iastków stabilizujących fazę fi z ob szarów fazy a do fazy fi.
D otychczas przeprow adzone badania w skazują, że przem iana p —> a+ p ro zpoczy
na się na gran icach zia m (rys. 30a) u tw orzeniem ciągłej siatki w y d zieleń fazy a (rys. 30b), a następnie zarodkow aniem płytkow ych w ydzieleń fazy a na tych gran i
cach (rys. 30c). P rzechłodzenie pow oduje w zrost zarodków oraz tw orzenie now ych na granicach kolonii pły tek w ew nątrz z iam fazy p (rys. 30d). D alsze przechłodzenie prow adzi do w zrostu ju ż istniejących zarodków lub zarodkow ania now ych w ydzieleń i ich w zrostu w obrębie ziam , aż do zapełnienia całego obszaru ziarn a koloniam i rów noległych płytek faz a i fi (rys. 30e).
P odstaw ow ym celem dotychczasow ych badań była teoretyczna i ek sperym ental
na ocena zgniotu fazow ego i naprężeń tow arzyszących przem ianom fazow ym a<->fi i a+p<->p w tytanie i je g o stopach. O cena tych w ielkości m iała istotne znaczenie z a rów no ze w zględów poznaw czych - pozw oliła zw eryfikow ać dane literaturow e w ró ż
n ych źródłach [1, 19, 107-109, 112-115], różniące się niekiedy znacznie pom iędzy sobą, ja k rów nież praktycznych - pozw oliła prognozow ać m ożliw ości w ykorzystania zjaw iska zgniotu fazow ego w procesach obróbki cieplnej, prow adzących do rozdrob
nienia ziarna oraz projektow anie w arunków takiej obróbki cieplnej.
a) b)
O ®
e)
Rys. 30. Schemat kolejnych stadiów przemiany fj—ła+f) Fig. 30. Diagram o f subsequent stadia o f [S->a+p transition
59
Tytan i je g o stopy charakteryzują się w ystępow aniem pew nych anom alii w zm ia
nach objętości w zależności od tem peratury i w ykonane badania potw ierdziły ich obec
ność. P odczas nagrzew ania obserw ow ano z reguły w yraźne zm niejszenie objętości (rys. 2 4 ,2 8 ), natom iast podczas chłodzenia zm iany są tak m ałe, że w niektórych przy
padkach przem iany fazowej m etodą dylatom etryczną nie m ożna obserw ow ać. P onad
to zw iększenie prędkości nagrzew ania i chłodzenia m oże, w brew o czekiw aniom , zm ia
ny te zw ielokrotnić (rys. 28, 31).
Temperatura, K
273 473 673 873 1073 1273 1473
Rys. 31. Dylatogram stopu Ti-6A1-4V Fig. 31. Dilatogram o fth e Ti-6Al-4V alloy
W w yniku przem iany fazowej a<->p i a+p<->p w ystępuje trw ała zm ian a w ydłu
żenia próbki A/ (rys. 24, 28, 31). Do oceny odkształcenia przem iany w prow adzono w skaźnik trw ałego odkształcenia A = Al/lQ. D odatkow o rozróżniano składow ą odkształ
cenia podczas nagrzew ania - A iwir i składow ą o dkształcenia podczas chłodzenia - Ach/
(rys. 28).
Stw ierdzono, że odkształcenie trw ałe je st znacznie w iększe podczas nagrzew ania oraz m inim alne podczas chłodzenia, różni się co do znaku i m aksym alne odkształce
nie w ystępuje przy małej oraz um iarkow anej prędkości nagrzew ania i chłodzenia (rys. 32). W z ro st zaw artości składników stopow ych - w sp ó łc zy n n ik a sta b iln o śc i fazy p - Kp, zw iększa w artość odkształceń i to zarów no podczas nagrzew ania, ja k i chłodzenia oraz przesuw a zakres w ystępow ania n ajw iększych odkształceń w kierun
ku m niejszej prędkości nagrzew ania i chłodzenia (rys. 32).
b)
c)
d)
Rys. 32.
Fig. 32.
<
0) 'ca) _o sN (/)
■O O
Prędkość nagrzewania (chłodzenia), K/s
0,01 0,1 1 10 100
0,0
-0,2 -0,4 -0,6 -0,8 -1,0 -1,2 -1,4
■nagrzewanie -chłodzenie
J
Zmiana odkształcenia trwałego A podczas przemiany fazowej w zależności od prędkości nagrzewania i chłodzenia: a) tytan tcchniczy, b) Ti-6A M V , c) Ti -6A1- -2Mo-2Cr- Fe, d) Ti-5Al-5M o-5V-Cr-Fc Change o f A plastic strain during phase transition depending on the heating and cooling rate:
a) technical titanium, b) Ti-6Al-4V, c) Ti-6Al-2M o-2Cr-Fe, d) Ti-5Al-5M o~5V-Cr-Fe
O dkształcenie próbek zachodzi rów nież w w arunkach w ielokrotnego pow tarza
nia cyklu nagrzewanie<h>chłodzenie w zakresie tem peratury przem ian fazow ych. N aj
w ięk szą w artość odkształcenia otrzym ano w pierw szym cyklu obróbki (rys. 33). W ko
lejnych cyklach wartość ta zm niejsza się i przyjm uje stały poziom po 5 cyklach (rys. 34).
W całym badanym zakresie liczby cykli zarów no je d n o stk o w a (w pojedynczym cy
klu), ja k i sum aryczna w artość odkształcenia je st znacznie w iększa w przypadku sto
pu dw ufazow ego (a+[i). Stw ierdzono także, że decydujący udział w odkształceniu w czasie jed n eg o cyklu m a składow a A .
Temperatura, K
273 473 673 873 1073 1273
Rys. 33. Dylatogram tytanu technicznego w warunkach wielokrotnego cyklu nagrzcwanic<^>chłodzenic w zakresie temperatury 973<h>!223 K
Fig. 33. Dilatogram o f technical titanium in the conditions o f a multiple heating*-x:ooling cycle within the range o f temperature o f 9 7 3 ^1 2 2 3 K
< -0,3 S -°-6
"5 o -0,9
N
£ -1,2
"D O -1,5
Rys. 34. Wpływ liczby cykli nagrzcwanic<^>chłodzcnic w zakresie temperatury przemiany fazowej a o /3 na zmianę odkształcenia tytanu technicznego i stopu Ti-6A1-4V
Fig. 34. Influence o f the number o f heating<->cooling cycles within the range o f the a<->f3 phase transition temperature on the change o f deformation o f technical titanium and the Ti-6Al~4V alloy
Tytan techniczny Ti-6AI-4V |
Liczba cykli
n
5 10
62
Zjawisko anomalnej zmiany odkształcenia rejestrowanego w kolejnych cyklach obróbki tłum aczyć można równow agową mikrostrukturą stanu w yjściow ego (mikro
struktura w yjściow a do drugiego i kolejnych cykli jest różna) oraz wynikami badań Englisha i Pow ella nad anizotropowym charakterem odkształceń, jakie mają miejsce w procesie przemian fazowych stopów tytanu [115].
A naliza podstawowych zależności krystalograficznych podczas przemiany fazo
wej p —>a - równanie (2) - wykazuje, że z jednej orientacji fazy p m oże powstać 12 orientacji fazy a. N a rysunku 35 przedstawiono jedną z 12 m ożliw ych orientacji faz p i a . Podczas przemiany płaszczyzna (110)^ ulega transformacji do płasz
czyzn y ( 0 0 0 l ) a , a kierunek [i 11 ] д do kierunku [1120]a . Przem ieszczenia atomów podczas transformacji można przedstawić w postaci trzech wektorów składowych:
JT - w ydłużenie w zdłuż kierunku [1 1 1 ], proporcjonalnie do zm iany odległości
Uwzględniając przedstawione założenia oraz szczegółow ą metodykę badań [55]
obliczono odkształcenie komórki fazy p wzdłuż trzech wybranych kierunków i w szyst