• Nie Znaleziono Wyników

Możliwości zastosowania obróbki cieplnej do rozdrabniania ziarn tytanu i jego stopów

N/A
N/A
Protected

Academic year: 2022

Share "Możliwości zastosowania obróbki cieplnej do rozdrabniania ziarn tytanu i jego stopów"

Copied!
74
0
0

Pełen tekst

(1)

ZESZYTY NAUKOWE

POLITECHNIKI ŚLĄSKIEJ

1 >. V b S 3 i o o

Wojciech SZKLINIARZ

MOŻLIWOŚCI ZASTOSOWANIA OBROBKI CIEPLNEJ DO ROZDRABNIANIA ZIARN TYTANU I JEGO STOPÓW

HUTNICTWO

Z. 57

GLIWICE 2000

(2)

ZESZYTY NAUKOW Nr 1462

WOJCIECH SZKLINIARZ

MOŻLIWOŚCI ZASTOSOWANIA OBRÓBKI CIEPLNEJ DO ROZDRABNIANIA ZIARN TYTANU I JEGO STOPÓW

GLIWICE 2000

(3)

Prof. d r hab. inż. F ranciszek G rosm an Prof. dr hab. inż. Jan Sieniaw ski

K O LE G IU M R E D A K C Y JN E

R E D A K T O R N A C Z E L N Y - Prof. dr hab. Z ygm unt K leszczew ski R E D A K T O R D ZIA ŁU - D oc. dr hab. inż. Stanisław Serkow ski S E K R E T A R Z R E D A K C JI - M gr E lżbieta Leśko

R E D A K C JA M gr A nna B łażkiew icz

R E D A K C JA T E C H N IC Z N A A licja N ow acka

W ydano za zg o d ą R ektora P olitechniki Śląskiej

PL ISSN 0324-802X

W ydaw nictw o P olitechniki Śląskiej ul. A kadem icka 5, 44-100 G liw ice

tel./fax 237-13-81, w w w .w ydaw nictw o.polsl.gliw ice.pl, w ydaw nictw o@ polsl.gliw ice.pl

N akład 110+83 egz. A rk. w yd. 13. A rk. d ru k . 8 ,8 7 5 . P a p ie r o ffse t, kl. III 7 0 x 1 0 0 80 g Oddano i podpisano do druku 15.05.2000 r. Druk ukończono w maju 2000 r Zam. 17/2000

Fotokopie, druk i opraw ę w ykonano w U K iP sc, J ó D G ę b k a , G liw ice, ul. P szczyńska 44, tel./fax 231-87-09

SPIS TREŚCI

W s t ę p... 7

1. Sk ł a d f a z o w y i p r z e m ia n y s t r u k t u r a l n e w sto pac h t y t a n u... 9

2.

Sposoby k s z t a ł t o w a n ia w ie l k o ś c i z ia r n a stopów t y t a n u W PROCESACH t e c h n o l o g i c z n y c h ...

20

2.1. T opienie i k ry sta liz a c ja ... 20

2.2. P rzeróbka p la s ty c z n a ... 22

2.3. O bróbka c ie p ln a ... 26

3. Od d z ia ł y w a n ie w ie l k o ś c i z ia r n a n a w ła ś c iw o ś c i t y t a n u i jeg o s t o p ó w... 34

4. Za ł o ż e n ia, c e l i t e z a p r a c y... 41

5. Pr o g r a m b a d a ń... 44

5.1. M ateriał do b a d a ń ... 44

5.2. M etodyka b a d a ń ... 47

6.

Wy n ik i i o m ó w ie n ie w y n ik ó w ba d a ń...

50

6 .1. Przem iany fazow e a o j 3 i a+p+->p oraz zjaw isko zgniotu fazow ego .... 50

6.2. Zm iany zdefektow ania struktury krystalicznej stopów w procesach cyklicznej obróbki c ie p ln e j... 100

6.3. O cena m ożliw ości rozdrabniania ziarna tytanu i je g o stopów w procesach obróbki c ie p ln e j... 116

7. Wn io s k i ... 124

Lit e r a t u r a ... 127

St r e s z c z e n ie...137

(4)

In t r o d u c t io n... 7

1. Ph ase c o m p o s it io n a n d s t r u c t u r a l t r a n s it io n s in t it a n iu m ALLOYS ... 9

2. Meth o d s of c h a n g in g t h e g r a in size of t it a n iu m a l l o y s in TECHNOLOGICAL PROCESSES ... 20

2.1. M elting and c ry s ta lliz a tio n ... 20

2.2. P lastic w o r k i n g ... 22

2.3. H eat tre a tm e n t... 26

3. In f l u e n c e o f t h e g r a in size on t it a n iu m a n d t it a n iu m a l l o y s p r o p e r t ie s... 34

4. Ass u m p tio n s, purpose a n d t h e s isof t h e r e s e a r c h p a p e r 41 5. Pr o g r a m m e o f r e s e a r c h... 4 4 5.1. R esearch m a te ria l... 44

5.2. M ethodology o f r e s e a r c h ... 47

6. Results an d discussion o fth e r esear c h r e s u l t s... 50

6 .1. a<->/3 and a+p<->p phase transitions and th e phenom enon o f internal w o rk -h a rd e n in g ... 50

6.2. C hanges o f alloys m icrostructure defect in the processes o f cyclic heat tre a tm e n t... 100

6.3. E valuation o f the possibilities o f refining the grain o f titanium its alloys in processes o f heat tre a tm e n t... 116

7. Co n c l u s io n s... 124

Bib l io g r a p h y... 127

Ab s t r a c t ... 139

Ein f ü h r u n g ... 7

1. Ph a s e n z u s a m m e n s e t z u n g und St r u k t u r w a n d l u n g e n in Tit a n l e g ie r u n g e n 9

2.

D i e G e s t a l t u n g s a r t e n d e r K o r n c r ö B e d e r T i t a n l e g i e r u n g e n IN TECHNOLOGISCHEN PROZESSEN ...

20

2.1. S chm elzen und K rista llisa tio n ... 20

2.2. P lastische V e rfo rm u n g ... 22

2.3. T erm ische B e h a n d lu n g ... 26

3.

D e r E i n f l u B d e r K o r n g r ö B e a u f d ie E i g e n s c h a f t e n d e s T i t a n s u n d T i t a n l e g i e r u n g e n ...

34

4.

D i e V o r a u s s e t z u n g e n , d e r Z w e c k u n d d i e A r b e i t s t h e s e

41 5.

D a s d e r U n t e r s u c h u n g s p r o g r a m m ...

44

5.1. U n te rsu c h u n g ssto ff... 44

5.2. M e th o d isc h e sv o rg e h e n ... 47

6 . Die Er g e b n is s e u n d d ie Zu s a m m e n f a s s u n g d e r U n t e r s u c h u n g s e r g e b n i s s e ...

50

6.1. D ie P hasenw andlungen a —>ß und a + ß —>ß und die P h ase n v erfe stig u n g ... 50

6.2. V eränderung der D efekte in der Struktur in den L egierungen w ährend der zyklischen W ä rm eb e h an d lu n g s... 100

6.3. D ie E inschätzung der K ornzerkleinungsm öglichkeiten vom Titan und seiner Legierungen in den W ärm ebehandlungs p ro z e sse n ... 116

7.

F a z i t ...

124

L i t e r a t u r ...

127

K u r z f a s s u n g e n ...

141

(5)

Tytan i je g o stopy z uwagi na sw oje w łaściw ości zn ajdują coraz w iększe zastoso­

w anie w lotnictw ie, kosm onautyce, przem yśle chem icznym , spożyw czym , energety­

ce i m edycynie. Szersze zastosow anie znalazły stopy tytanu charakteryzujące się do­

b r ą w y tr z y m a ło ś c ią w ła ś c iw ą , ż a r o w y tr z y m a ło ś c ią , o d p o r n o ś c ią k o r o z y jn ą w w iększości agresyw nych środow isk, obojętnością b iologiczną itp. [1—8]. W roku 2000 produkcja św iatow a w yniesie ponad 1 m ilion ton w yrobów ze stopów tytanu, z czego przew ażającą część stanow ić będ ą stopy dw ufazow e a+ji. S tosow anie stopów tytanu pom im o w ielu niepow tarzalnych zalet je st jeszcze ham ow ane ich w ysoką ceną, w ynikającą ze skom plikow anych i energochłonnych procesów w ytw arzania i prze­

tw arzania. Stopy tytanu są także m ateriałem o dużych perspektyw ach rozw ojow ych z uwagi na znaczne zasoby tytanu w skorupie ziem skiej [1-4].

K rajow y przem ysł nie w ytw arza tytanu i je g o stopów. P otrzeby lotnictw a, w m niej­

szym stopniu przem ysłu chem icznego i innych gałęzi gospodarki, zaspokajane są im ­ portem półw yrobów lub gotow ych w yrobów . W procesach przetw órstw a półw yro­

bów napotyka się w iele trudności, w ynikających przede w szystkim z niem ożności spełnienia w ym agań dotyczących m ikrostruktury i zw iązanych z tym w łaściw ości m e­

chanicznych. Przyczyn należy upatryw ać m iędzy innymi w braku odpow iednich urzą­

dzeń i dośw iadczenia technologicznego. P rzekroczenie tem peratury przem iany alo- tro p o w e j w p ro c e sa c h p rze ró b k i p la sty c z n e j lub o b ró b k i ciep ln e j p ro w a d z i do nieodw racalnych zm ian m ikrostruktury w postaci nadm iernego rozrostu ziarn, ogra­

niczającego użycie w yrobów . O panow anie metod rozdrobnienia m ikrostruktury bez konieczności stosow ania nie zaw sze m ożliw ego ponow nego procesu przeróbki pla­

stycznej pow inno się przyczynić do popraw y w łaściw ości m echanicznych.

W literaturze zagranicznej i krajowej opublikow ano w iele artykułów i m onografii opisujących przem iany fazow e oraz określających zw iązki jakościow e i ilościow e p o ­ m iędzy m ikrostrukturą i w łaściw ościam i [9-13]. W ynika z nich jed noznacznie, że w ysoki poziom w łaściw ości m echanicznych stopów tytanu m oże być osiągnięty pod w arunkiem uzyskania jednorodnej, drobnoziarnistej m ikrostruktury [ 1, 14].

W ielkość ziarna stopów tytanu m ożna kształtow ać w procesach topienia i krysta­

lizacji oraz poprzez przeróbkę plastyczną [1, 2, 6 , 15]. N ajskuteczniejszą m etodą roz­

drabniania ziarna tytanu i je g o stopów je st ja k dotąd połączenie procesów przeróbki plastycznej, prow adzonej w ściśle określonych w arunkach technologicznych, z w yża­

rzaniem rekrystalizującym . Jednak znacznej części półw yrobów i w yrobów ze stopów tytanu nie poddaje się przeróbce plastycznej (w lew ki, odlew y), a w przypadku w yro­

bów o średnich i dużych przekrojach jej efekt je st niezadow alający [2, 15].

O bróbka cieplna stopów o gruboziarnistej wyjściow ej m ikrostrukturze ogranicza się jed y n ie do prostych zabiegów wyżarzania. Próby zastosow ania obróbki cieplnej

(6)

Ich brak tłum aczy się w ystępow aniem m ałych odkształceń i naprężeń podczas prze­

m iany alotropow ej, uniem ożliw iających uzyskanie krytycznego stopnia odkształce­

nia, koniecznego dla w yw ołania rekrystalizacji [18, 19]. Z aznaczyć należy, że dane literaturow e w artości odkształceń i naprężeń w ystępujących podczas przem ian y alo­

tropow ej w tytan ie ce ch u ją się dużym i rozbieżnościam i [1 9-21].

P rzedstaw iony stan zagadnienia stanow ił podstaw ę do p odjęcia badań w łasnych nad o ce n ą m ożliw ości ro zdrabniania ziarna w yrobów w ykonanych z tytanu i je g o stopów w procesach obróbki cieplnej, bez w cześniejszego odkształcenia. W aspekcie poznaw czym dotyczyły dogłębnego poznania zjaw iska zgniotu fazow ego oraz okre­

ślenia zw iązanych z tym odkształceń i naprężeń tow arzyszących przem ianom fazo­

w ym w gruboziarnistych, w ieloskładnikow ych stopach tytanu, ja k rów nież czynni­

ków d eterm in u ją cy c h je g o skalę. W p rak ty c e o trzy m an e w yniki b ad a ń pow in n y w ykazać m ożliw ości rozdrabniania ziarna tytanu i je g o stopów o w yjściow ej m ikro­

strukturze gruboziarnistej w yłącznie zabiegam i obróbki cieplnej.

1. SKŁAD FAZOWY I PRZEMIANY

STRUKTURALNE W STOPACH TYTANU

Tytan w zależności od temperatury występuje w jednej z dwóch odmian alotropowych.

Odmiana alotropowa Tia je st trw ała do tem peratury 1155 K. K rystalizuje w ukła­

d z ie h e k s a g o n a ln y m o sta łe j sie c io w e j « = 0 ,2 9 5 0 3 nm , c = 0 ,4 6 8 3 1 nm o ra z c/a = 1,5873 [1, 22]. W stopach tytanu z alum inium , tlenem , azotem i w ęglem w ystę­

puje ja k o faza a , a pierw iastki te są je j stabilizatoram i. C harakteryzuje się um iarkow a­

n ą w ytrzym ałością oraz dobrą plastycznością.

Odmiana alotropowa Tij3 je s t trw ała w zakresie tem peratury od 1155 K do tem ­ peratury topnienia. K rystalizuje w układzie regularnym przestrzennie centrow anym 0 stałej sieciowej a = 0,3283 nm [1,23]. W stopach tytanu występuje jako faza /3, będąca roztw orem stałym pierw iastków stabilizujących tę fazę (M o, V , N b, Ta, Fe, Cr, Mn).

W przypadku kiedy stop zaw iera pew ną zaw artość pierw iastków stabilizujących fa­

zę p (tzw. zaw artość krytyczna - c. f) m ożliw e je st w ystępow anie tej fazy w tem pera­

turze pokojow ej. Jest to m etastabilna faza p m [1, 24], otrzym yw ana podczas szybkie­

go chłodzenia z tem peratury stabilności fazy p i skłonna do rozpadu na stabilne fazy a 1 p. Przy zawartości pierwiastków stabilizujących fazę P znacznie większej od zawartości krytycznej w temperaturze pokojowej występuje termodynamicznie stabilna faza P [24], charakteryzująca się dobrymi właściwościami wytrzymałościowymi i plastycznymi.

W stopach tytanu oprócz w ym ienionych, stabilnych faz a i P podczas szybkiego chłodzenia z zakresu tem peratury w ystępow ania fazy p, a także przy w ysokim ciśnie­

niu otrzym uje się m etastabilne fazy: a ', a", co i p m [25].

Faza a 'j e s t przesyconym roztw orem stałym pierw iastków w T ia . M a kom órkę elem entarną o p aram etrach zbliżonych do fazy a. Faza a ' je s t typow ą fazą m artenzy- tyczną, podobną do innych faz tego typu w stali i stopach metali nieżelaznych [11 ,2 6 ].

M ikrostruktura fazy a ' charakteryzuje się budow ą iglastą. N a rentgenogram ach linie dyfrakcyjne pochodzące od tej fazy są rozm yte, co zw iązane je s t z w ystępow aniem dużych naprężeń w ew nętrznych [27]. Jest bardziej plastyczna niż m artenzyt stali w ę­

glow ej.

Faza a " je st także przesyconym roztworem stałym pierw iastków w T ia . Powstaje tylko w obecności tych pierw iastków , których prom ień atom ow y je s t zbliżony do pro­

m ienia atom ow ego tytanu. W edług L okszina [28] faza a " tw orzy się w stopach T i-M e, w których stosunek prom ieni atom ow ych Ti:M e je st m niejszy lub rów ny 1,07 (Nb, Ta, W , M o, R e i V ). Faza a " tw orzy się w stopach o dużej zaw artości pierw iastków stopow ych i krystalizuje w układzie rom bow ym [29]. Jest rów nież fazą m artenzytycz- ną i jej m ikrostruktura charakteryzuje się budow ą iglastą [30]. M a m niejszą tw ardość oraz w iększą plastyczność niż faza a'. O bserw ow ano także, że fazy a ' i a " nigdy nie w ystępują jednocześnie, ponadto zm iany stałych sieciow ych przy przejściu fazy a '

(7)

w fazę a " za ch o d z ą w sposób ciągły. Pozw oliło to niektórym autorom [31, 32] na w ysunięcie hipotezy, że faza a " je s t efektem niedokończonej przem iany m artenzy- tycznej f3—> a 'p o d czas hartow ania.

F aza co tw orzy się zarów no podczas chłodzenia, ja k i starzenia stopów tytanu, w których zaw artość pierw iastków stopow ych stabilizujących fazę /3 je s t zbliżona do zaw artości krytycznej (rys. 1 - Kp = 1,0). K rystalizuje w strukturze heksagonalnej o sta­

łych sieciow ych a = 0,46 nm , c = 0,282 nm i c/a = 0,613 [1, 33], chociaż stw ierdzono rów nież w ystępow anie tej fazy w strukturze rombowej [34]. W edług B agariackiego [35]

faza to je s t fa z ą ty p u elek tro n o w eg o i p o w sta je tylk o w tedy, k iedy sta ła sie cio w a faz y P w y n o si 0 ,3 2 5 5 -0 ,3 2 6 nm , a stę ż e n ie e le k tro n ó w w a h a się w g ra n ic a c h 4 ,0 6 -4 ,2 elektron/atom . F aza co je st zaw sze koherentnie zw iązana z fazą /?, a ponie­

w aż nie m a budow y iglastej i nie tow arzyszy je j pojaw ienie się reliefu na pow ierzchni, nazw ano j ą m artenzytyczną fazą szczególnego rodzaju. Jej obecności w strukturze tow arzyszy zaw sze duża tw ardość oraz kruchość stopów [36].

Rys. l.

Fig. l.

Skład fazow y w spółczesnych stopów tytanu je s t zależny przede w szystkim od składu chem icznego i obróbki cieplnej. Stanow ią go głów nie stabilne fazy a i p. P ew ­ nym w yjątkiem są żarow ytrzym ałe stopy tytanu, zaw ierające w strukturze znaczne ilości faz m iędzym etalicznych, oraz obrabiane cieplnie stopy dw ufazow e ( a +P), któ­

re na pew nych etapach obróbki m a ją w sw oim składzie fazy m etastabilne a ', a " , p m i co [38]. R ów n o w ag o w ą strukturę stopów tytanu m ożna ustalić w arto ścią w spółczyn­

nika stabilności fazy p - K„ [2, 3 8 -4 0 ], definiow anego ja k o stosunek rzeczyw istej zaw artości pierw iastków stabilizujących fazę p w stopie do ich krytycznej zaw artości w stopie dw uskładnikow ym T i-M e . W stopach w ieloskładnikow ych w spółczynnik Kp je s t su m ą ilorazów rzeczyw istej zaw artości każdego pierw iastka stabilizującego

0 1 2 3 u

Współczynnik stabilności fazy /3,

K^

Klasyfikacja stopów tytanu w oparciu o uktad równowagi Ti - pierwiastek stabilizujący fazę /3 [37]

Classification o f titanium alloys based on the equilibrium system Ti - p phase stabilizer [37]

fazę P ( c p c ,, ..., cn) do jego krytycznej zaw artości w podw ójnym stopie z Ti (c

- 2 k r y p

I kryp

K n =■

-ikiyt c 2 kryt L nkryt

(1)

T echniczne stopy tytanu próbow ano początkow o klasyfikow ać w edług składu chem icznego, a następnie w edług w łaściw ości m echanicznych. O pracow ano rów nież klasyfikację stopów tytanu uw zględniającą obydw a w ym ienione kryteria [39-41 ]. N aj­

częściej jed n ak klasyfikację stopów tytanu opiera się na kryterium struktury w stanie rów now agi, z w ykorzystaniem w spółczynnika stabilności fazy p ~ K p [ 40, 41]. P o­

zw ala to w yróżnić sześć podstaw ow ych grup stopów (rys. 1):

1. stopy a - K.f < 0,1,

2. stopy p s e u d o -a , zaw ierające w strukturze w stanie w yżarzonym ok. 5% fazy p (Kp = 0 ,1 -0 ,2 5 ),

3. stopy ( a + P ) typu m artenzytycznego, zaw ierające w stanie w yżarzonym 5 -2 5 % fazy P lub fazy a ' i a " p o chłodzeniu w w odzie (K p = 0 ,3 -0 ,9 ),

4. stopy (a+P) typu przejściow ego, zaw ierające w stanie w yżarzonym 2 5 -5 0 % fazy p, a po chłodzeniu w w odzie m etastabilną fazę p m oraz fazę co (Kp = 1,0-1,4), 5. stopy pseudo-/?, po chłodzeniu w w odzie m ające strukturę fazy p (Kp = 1,6-2,5), 6. sto p y p o strukturze fazy p w stanie w yżarzonym (Kp > 3,0).

P rzem iany fazow e w stopach tytanu są złożone i charakteryzują się du żą różno­

rodnością. S zczególnie dotyczy to stopów z pierw iastkam i przejściow ym i, najczęściej stosow anym i w stopach przem ysłow ych. Struktury m etastabilne, nie odpow iadające stanow i rów now agi term odynam icznej, m ożna otrzym ać w trakcie obróbki cieplnej poprzez krótkotrw ałe grzanie lub szybkie chłodzenie. W niektórych przypadkach stan m etastabilny odtw arza skład fazow y charakterystyczny dla w yższej tem peratury, na­

tom iast w innych przypadkach m ożna otrzym ać fazy m etastabilne nigdy nie w ystępu­

ją c e w stanie rów now agi [42]. T w orzenie się faz m etastabilnych w stopach tytanu je s t determ inow ane czynnikiem term odynam icznym , fazy m etastabilne m ają bow iem m niej­

szą wartość energii swobodnej F w porównaniu z w ysokotem peraturow ą fazą p (rys. 2).

a) c)

P<-xx 1 p<-xo 1 P<-M

Rys. 2. Zmiany energii swobodnej faz w stopach tytanu przy różnej zawartości pierwiastków stopowych [42]

Fig. 2. Changes o f fre e energy of phases in titanium alloys with different content o f alloying elements [42]

(8)

P ow staw anie faz m etastabilnych przed fazam i typu rów now agow ego w ynika głów ­ nie z w iększego dopasow ania sieci i składu chem icznego tych pierw szych w stosunku do fazy w yjściow ej. W czystym tytanie i stopach o m ałej zaw artości pierw iastków stopow ych w arunki term odynam iczne są takie, że w zależności od prędkości chłodze­

nia i tem peratury m ożliw e je s t w ydzielanie się zarów no stabilnej fazy a , ja k i fazy m artenzytycznej a '( r y s . 2a). W stopach o średniej zaw artości p ierw iastków stabilizu­

jący ch fazę /?, w zależności od prędkości chłodzenia i tem peratury, w ystępują w arunki zapew niające zarów no m ożliw ość pow stania stabilnej fazy a , m etastabilnych faz a ' i a " , a także fazy przejściow ej co (rys. 2b). D uża zaw artość pierw iastków stabilizują­

cych fazę P ustala w arunki term odynam iczne, w których rozpad w ysokotem peraturo­

wej fazy p w zależności od tem peratury i prędkości chłodzenia o dbyw a się z w yd zie­

laniem stabilnej fazy a lub przejściow ej fazy co (rys. 2c).

T eoria i praktyka obróbki cieplnej w ykazała, że do najw ażniejszych przem ian w ystępujących w tytanie i je g o stopach należy zaliczyć:

• p rz e m ia n ę a lo tro p o w ą ty ta n u a<->p i p rz e m ia n ę fa z o w ą a+ p< -> p w sto p a ch d w ufazow ych,

• p rzem ian ę m artenzytyczną p —>a' i p —>a'\

• przem ianę eu tektoidalną P~>a +TiX .

Pr z e m i a n a a l o t r o p o w a

P rzem iana alotropow a w czystym tytanie, zw iązana z przeb u d o w ą sieci k rysta­

licznej, przebiega zarów no m echanizm em ścinania, ja k i m echanizm em dyfuzyjnym . Jednak w obydw u przypadkach p rzem iana w ym aga p rzem ieszczenia atom ów na odle­

głości w iększe od m iędzyatom ow ych [43, 44]. C ech ą charakterystyczną przem iany ct~>P je st bezw arunkow e zachow anie orientacji krystalograficznych pom iędzy faza­

mi a i p (rys. 3), które B urgers [45] określił dla cyrkonu, a N ew kirk i G eisler [46]

p otw ierdzili dla tytanu:

(0 0 0 1 )a || (110)/J oraz [11 2 ] a | [111]0 (2)

C harakterystyczne je s t rów nież i to, że przem iana ot.—>P w dow olnych w arunkach nagrzew ania przebiega z zachow aniem jednej z 12 m ożliw ych orientacji krystalogra­

ficznych, identycznej do tej, w edług której przebiegało tw orzenie fazy a przy chło­

dzeniu. To zjaw isko „dziedziczności struktury” w arunkuje przebieg przem iany a —>P, chociaż ja k dotąd nie znalazło racjonalnego w ytłum aczenia [43, 44, 46].

Z arodkow anie now ej fazy podczas przem iany alotropow ej m etali z reguły odby­

w a się przy zachow aniu ścisłych zależności krystalograficznych p om iędzy fazam i i w tym w zględzie tytan nie stanow i w yjątku. Jednak d la w iększości m etali zależność ta nie determ inuje zw iązku pom iędzy fazą w yjściow ą i pow stającą, poniew aż w yw o­

łane w procesie przem iany naprężenia strukturalne zw iązane z odkształceniam i sie­

ciow ym i, spow odow anym i różnicą objętości w łaściw ej faz i ich w spółczynników ro z­

sz e rz a ln o ś c i c ie p ln e j, s p r z y ja ją p rz e o rie n to w a n iu tw o rz ą c e j się fa z y i u tra c ie

Rys. 3. Układ komórek clcmcntarnych T ia i Ti/? podczas przemiany alotropowej a<->(5 (a) oraz zmiany położeń atomów płaszczyzny {110} (b) w płaszczyzną {0001} (c) podczas przemiany sieci regu­

larnej przestrzennie centrowanej w.sieć heksagonalną [1]

Fig. 3. Tia and Tip elementaiy cells system during allotropie transformation a<->p (a) and changes o f positions o f the / /10} piane (b) into the 10001} piane (e) during the transition from a regular body—centred lattice to a hexagonal one [1]

w yjściow ego dopasow ania. Z jaw isko takie w ystępuje np. w trakcie przem iany alotro­

pow ej żelaza, kiedy w procesie w zrostu zarodków fazy F e /, w skutek dużej różnicy objętości w łaściw ej faz F e a i F e/, zależności krystalograficzne pom iędzy fazam i zo­

stają naruszone oraz zerw ane [1, 11]. W tytanie w w yniku dobrego dopasow ania roz­

m iarów kom órek elem entarnych faz T ia i Ti/3 nie m a istotnej przyczyny dla zm iany orientacji kryształów fazy p podczas przem iany cx—>p. Cyklow i przem ian a —>p—> a nie tow arzyszy pojawienie się ziarn o nowej orientacji krystalograficznej, z czym z kolei są zw iązane m ałe naprężenia w ew nętrzne. Jest to przyczyną w ystępow ania, nieko­

rzystnego z praktycznego punktu w idzenia, zjaw iska pow rotu ziarn podczas obróbki cieplnej do poprzedniej orientacji i rozm iarów.

W trakcie w olnego nagrzew ania przem iana oc—>p odbyw a się w trzech etapach:

utw orzenie poprzez m echanizm ścinania zarodków fazy P, przede w szystkim w ob­

szarze granic ziarn, ich w zrost w w yniku m echanizm u dyfuzyjnego aż do zetknięcia się poszczególnych obszarów z jednoczesnym odtw orzeniem w yjściow ej struktury ziarnistej, a następnie ich rozrost. Przy prędkości nagrzew ania pow yżej 20 K /s po ­ w stają w arunki zarodkow ania fazy p nie tylko na granicach ziarn, ale i w ew nątrz ziarn.

A utorzy pracy [47] tłum aczą ten fakt pojaw ieniem się znacznych naprężeń, zw iąza­

nych z anizotropią rozszerzalności cieplnej ziarn o różnej orientacji, zdolnych do zm iany w arunków zarodkow ania w oparciu o m echanizm ścinania. Im w iększy je s t poziom tych naprężeń, tym silniejsza je s t tendencja do ich relaksacji, która z kolei utrudnia przebieg przemiany m echanizmem ścinania. Jednak w opinii wielu badaczy [1 ,1 0 -1 2 ,4 7 ] przem iana a<->P w w arunkach dużych prędkości nagrzew ania i chłodzenia na w szyst­

kich etapach odbyw a się z udziałem m echanizm u ścinania.

(9)

P odczas ch łodzenia tytanu z zakresu tem peratury w ystępow ania fazy p zachodzi przem iana odw rotna /3—>a. Przy małej prędkości chłodzenia przem iana zachodzi przez zarodkow anie i w zrost ziam fazy a w w yniku m echanizm u dyfuzyjnego [48]. P ierw ­ sze zarodki fazy a tw o rzą się bezpośrednio na granicach ziam fazy /?. N atom iast przy szybkim chłodzeniu (prędkość chłodzenia > 100 K/s) przem iana p —>a zachodzi w e­

dług m echanizm u typow ego d la przem iany m artenzytycznej [49-51 ]. P rzem iana a<->P niezależnie od prędkości nagrzew ania i chłodzenia zaw sze zachodzi do końca, cho­

ciaż stw ierdzono istotny w pływ tych prędkości na tem peraturę p rzem iany [5 2 -5 4 ].

T ytan w porów naniu z żelazem m a w iększe stałe sieciow e, m n ie jsz ą energię w ią­

zań m iędzyatom ow ych oraz m niejsze w artości stałych sprężystości i w spółczynnika cieplnej rozszerzalności liniowej [1, 11]. P rzem iana alotropow a tytanu a —>p także różni się kilkom a cecham i szczególnym i w porów naniu z p rzem ian ą alo tro p o w ą żela­

za a -> y [1, 11,55, 56]:

• ciepło przem iany a —>P w ynosi 3570 J/m ol i je s t 4 -k ro tn ie w iększe niż ciepło prze­

m iany a —>y dlatego zapoczątkow anie przem iany w tytanie je s t znacznie trudniej­

sze niż w żelazie, natom iast sam a przem iana przebiega szybciej,

• zm iana objętości p odczas przem iany a —>p w ynosi 0 ,1 5 -0 ,3 % i je s t średnio 20 razy m niejsza niż przy przem ianie a —>y (4,3% ),

• n ap rężen ia w ew nętrzne podczas przem iany a —>p, oszacow ane n a p odstaw ie teore­

tycznych rozw ażań są rów ne około 1/10 naprężeń obliczonych dla p rzem iany a->y,

• m o d u ł sprężystości (E) tytanu w całym zakresie tem peratury je s t około dw a razy m niejszy niż dla żelaza; stąd energia sprężysta, zw iązana z zarodkow aniem nowej fazy podczas przem iany alotropow ej, je s t odpow iednio m niejsza i w pływ a to silnie na w zrost zarodków nowej fazy,

• sam odyfuzja w T i a i Ti/? je st znacznie w iększa niż w F e a i ¥ey.

W szystkie w yszczególnione cechy charakterystyczne przem iany alotropow ej a<->p m a ją decydujący w pływ na kształtow anie się m ikrostruktury tytanu i je g o stopów pod­

czas nagrzew ania do tem peratury w yższej od tem peratury p rzem iany i następnego chłodzenia. Z tych pow odów w zrost zarodków w tytanie zachodzi z d u żą prędkością, a do je g o zapoczątkow ania w ym agane je s t niew ielkie przegrzanie (przechłodzenie).

To z kolei prow adzi do małej histerezy tem peraturow ej przem iany. Z pow odu ścisłe­

go zachow ania zależności krystalograficznych pom iędzy fazą pow stającą i zanikającą w granicach makroskopowego ziarna fazy /3 zwykle w ystępują2 -3 subziam a fazy a [57].

Szczególną cechą odróżniającą przem ianę fazow ą a+p~>p w dw ufazow ych sto­

pach tytanu od przem iany a —>p w stopach jed n o fazo w y ch je s t obecność w w yjścio­

wej strukturze stopów dw ufazow ych pew nej zaw artości fazy p. M ożliw ość zarodko­

w a n ia fa z y p w o b sz arac h fazy a n ie m o że być w p ełn i w y k lu c z o n a , je d n a k w w iększości przypadków przem iana a+p~>p rozw ija się poprzez zw iększenie obję­

tości faz y p w w y n ik u p rze m ieszc zen ia gran icy m ięd zy fazo w ej a/p. W y jścio w ą fazę p, w tym przypadku, m ożna traktow ać ja k o pew nego rodzaju zarodek, którego w arunkiem w zrostu je s t jed n o czesn e przem ieszczanie pierw iastków stabilizujących fazę p z obszarów fazy a do granicy m iędzyfazow ej a/p.

D y fu z y jn y m ech an izm p rzem iany a+P~>P m o żn a po d d ać an a liz ie w oparciu o schem at układu rów now agi fazow ej (rys. 4). P rzy nagrzew aniu stopu o składzie c0

powyżej tem peratury T0 zachodzi ciągłe zwiększanie udziału fazy /3, przy tym zawartość pierwiastków stabilizujących fazę p w fazach a i p zmienia się w zdłuż linii cap i Cpa, a odległość m iędzy liniami przedstaw ia różnicę stężeń na granicy m iędzyfazow ej. Prze­

m iana kończy się w tem peraturze T, utworzeniem fazy p o składzie rów now agow ym cQ.

X.

K 2 5<D

CL

E

Zawartość pierwiastka stabilizującego fazę /? c,

%

Rys. 4. Schemat układu równowagi fazowej Ti - pierwiastek stabilizujący fazą P [58]

Fig. 4. Diagram o f phase equilibrium system Ti - p phase stabilizer [58]

W edług przedstaw ionego schem atu przem iana m oże zachodzić tylko w przypad­

ku, gdy dyfuzja pierw iastków stopow ych ze w zbogaconych obszarów w yjściow ej fa­

zy p je s t w stanie zapew nić utw orzenie rów now agow ej zaw artości w ysokotem pera­

turow ej fazy p o odpow iednim składzie chem icznym . T akie w arunki m o g ą jedynie zaistnieć podczas bardzo w olnego nagrzew ania, połączonego z w ygrzew aniem (rys. 5a).

Skład fazow y i zaw artość pierw iastków stabilizujących fazę P w pełni odpow iadają układow i rów now agi rów nież przy pew nym zw iększeniu prędkości nagrzew ania, je d ­ nak tylko do m om entu w ystarczającej ruchliwości dyfuzyjnej atom ów (rys. 5b). W prze­

ciw nym przypadku następuje m om ent, kiedy korzystne w arunki tennodynam iczne w określonej objętości fazy a inicjują przem ianę a-> P , ale je j przebieg je s t ham ow a­

ny n ie d o sta tec zn ą za w arto śc ią składników stopow ych na gran icy m iędzyfazow ej (rys. 5c). W ystępuje w ięc zm niejszenie zaw artości fazy P lub przem iana przebiega m echanizm em bezdyfuzyjnym . M echanizm bezdyfuzyjny dopuszcza m ożliw ość prze­

biegu przem iany a —>P bez spełnienia w arunków stężeniow ych, z późniejszym roz­

działem składników stopow ych pom iędzy obszaram i w yjściow ej i now o utw orzonej fazy p [58, 59].

F aza p utw orzona w m om encie zakończenia przem iany a + p~ > p charakteryzuje się d u żą niejednorodnością składu chem icznego. S zczególnie dotyczy to pierw iast­

ków stabilizujących fazę p [60]. N iejednorodność ta w pływ a na strukturę otrzym aną zarów no podczas w olnego, ja k i szybkiego chłodzenia.

(10)

Rys. 5. Schemat zmiany zawartości pierwiastków stabilizujących fazą /3 na przekroju płytki fazy ppod­

czas przemiany fazowej a+p~>pprzebiegającej w różnych warunkach i według różnych mecha­

nizmów: a) wyżarzanie izotcrmicznc (mechanizm dyfuzyjny), b) nagrzewanie ciągłe (mecha­

nizm dyfuzyjny), c) nagrzewanie z dużą prędkością (mechanizm bczdyfuzyjny)

Fig. 5. Diagram o f the change o f p phase stabilizers content on the p phase lamella section during the phase transition a+p—>p proceeding in different conditions and according to different mechani­

sms [59]: a) isothermal annealing (diffusion mechanism), b) continuous heating (diffusion me­

chanism), c) high rate heating (non-diffusion mechanism)

W zrostow i z iam fazy a podczas w olnego chłodzenia tow arzyszy dyfuzyjny roz­

dział pierw iastków stopow ych w strukturze; pierw iastki stabilizujące fazę fi z ro sn ą­

cych kryształów fazy a d yfundują do osnow y. W granicach w yjściow ego ziarn a fa­

zy p tw orzą się kolonie je d n ak o w o zorientow anych płytek fazy a , pom iędzy którym i zn ajdują się obszary w zbogacone w pierw iastki stabilizujące fazę /3 o raz zanieczysz­

czenia. W stopach o dużej zaw artości pierw iastków stabilizujących fazę /? {K ^ > 0,1) w obszarach tych tw orzy się faza /3 [59]. G rubość płytek fazy a je s t determ inow ana prędkością chłodzenia i zaw artością składników stopow ych [59 ,6 0 ]. Z w iększenie pręd­

kości chłodzenia i zaw artości składników stopow ych prow adzi zaw sze do rozdrobnie-

nia m ikrostruktury płytkow ej. P rzem iana a + fi—>P w edług najnow szych teorii (rys. 6) je st realizow ana w kilku etapach [60-62]. P rzem iana je s t poprzedzona procesam i dy­

fuzyjnym i, w w yniku których tw orzą się strefy zubożone i w zbogacone w pierw iastki stabilizujące fazę fi. N ajbardziej praw dopodobnym i m iejscam i w ystępow ania stre f zu­

bożonych są obszary byłej fazy a. W trakcie w olnego chłodzenia w pierw szej kolej­

ności na granicach ziarn pierw otnej fazy /3 tw orzą się alotriom orficzne w ydzielenia fazy a. Szybkość w zrostu tych w ydzieleń je s t bardzo mała. P onadto zachow ują uprzy­

w ilejow aną orientację w stosunku do jednego z sąsiadujących ziarn fazy p. P ojaw ie­

nie się fazy a o innej objętości właściw ej sprzyja pow staniu naprężeń i będących w y­

nikiem ich relaksacji skupisk dyslokacji, szczególnie w m iejscach styku trzech ziarn, w których zarodkuje płytkow a faza a. Jej w zrost odbyw a się w głąb ziarna, w kierun­

ku przeciw nym do w ydzieleń alotriom orficznych (rys. 6), ze ścisłym zachow aniem określonej przez B urgersa [45] relacji krystalograficznej do fazy w yjściow ej. Taki m echanizm przem iany fazowej w ystępuje, dopóki są w arunki do realizacji przem iany dyfuzyjnej. W przeciw nym przypadku (duża prędkość chłodzenia) zachodzi przem iana bezdyfuzyjna typu m artenzytycznego [50, 51].

Rys. 6. Schemat przemiany p—>a+ppodczas chłodzenia stopów tytanu od temperatury występowania fazy P [60, 61]

Fig. 6. Diagram o fP —ta+P transilion cluring cooling oftitam um alloysfrom the temperalure o fP phase occurrence [60, 6!]

Pr z e m i a n a m a r t e n z y t y c z n a

W tytanie i stopach tytanu w w arunkach utrudnionego zarodkow ania i w zrostu ziarn stabilnej fazy a (duża prędkość chłodzenia, niska tem peratura) m oże zachodzić przem iana m artenzytyczna [ 50, 51]. P rzem iana m artenzytyczna przebiega w w yniku przesunięć atom ów i odkształcenia sieci roztworu stałego krystalizującego w układzie regularnym przestrzennie centrow anym w edług m echanizm u [63, 64]:

[lll](1 1 2 )/3 s [2 T T 3 ](2 1 1 2 )a i [111](Toi)j8 = [ 2 l l 3 ] ( T 0 l I)a (3) oraz poprzez tworzenie bliźniaków: {111} lub {112} [63]. Płaszczyznam i habitus w sto­

pach tytanu są najczęściej płaszczyzny typu {334} lub {344} [64]. P om iędzy fazam i

(11)

m artenzytycznym i a ' i a " w ystępują określone przez B urgersa orientacje krystalo­

g ra fic z n e [45]. P rz e m ia n ie m a rten zy ty cz n ej to w a rz y s z ą z n a c z n e o d k s z ta łc e n ia sieci [65]. N a przykład podczas przem iany P ~ > ar m ożna zaobserw ow ać:

• 10% skurcz w zdłuż kierunku [1 1 1]/3, który odpow iada kierunkow i [2 1 1 0 ] a \

• 10% w ydłużenie w zdłuż kierunku [0 1 I]j8, który o dpow iada kierunkow i [01 1 0] a ,

• 3% w ydłużenie w zdłuż kierunku [01 T]/3, który odpow iada kierunkow i [0001 j a ' , M niejsze odkształcenia w ystępują podczas przem iany m artenzytycznej j5—>a"[ 65].

Podczas hartow ania i odkształcania na zim no stopów dw uskładnikow ych T i-V , T i-M n , T i-F e o w spółczynniku Kp ok. 1,0, zachodzi przem iana aterm iczna fi—ho [67], p olegająca na jed n o czesn y m przem ieszczeniu atom ów na odległości nie w iększe niż odległości m ięd zy ato m o w e, tj. w edług m echanizm u ty pow ego dla p rze m ian y m a r­

tenzytycznej. P rzem ieszczenia atom ów są niew ielkie, rzędu 1/10 odległości m iędzy- atom ow ych [67, 68] i następują w przeciw nych kierunkach, przez co m o g ą się w za­

je m n ie znosić. W dostatecznym stopniu w yjaśnia to brak reliefu na pow ierzchni po p rzem ianie p —Ho [5 0-51].

P rzem iany m artenzytyczne w stopach tytanu w edług najnow szych teorii [69] re­

alizu ją się w w yniku przem ieszczenia atom ów w dw óch stadiach. P ierw sze stadium , w ystępujące w e w szystkich przypadkach, polega na spontanicznym , jed n o czesn y m p rzem ieszczeniu atom ów do przejściow ego położenia m etastabilnego. Jeśli tem p era­

tura początku przem iany Ms je s t dostatecznie w ysoka, to ro zpoczyna się drugie sta­

dium przem iany - atom y z położenia przejściow ego przech o d zą w p o łożenie charak­

terystyczne dla fazy a " lub a'. Przy niskiej tem peraturze drugie stadium przem iany nie zachodzi i w tem peraturze pokojow ej zachow ana zostaje struktura przejściow a, odpow iadająca pierw szem u stadium przem iany, tj. faza to [67, 68]. P otw ierdzono to dośw iadczalnie oraz teoretycznie, określając przem ieszczenia atom ów w sieci krysta­

licznej podczas przem iany m artenzytycznej [69]. D ow odzi to, że fazy a " i to są fazam i pośrednim i, ja k o stadia przem iany p -> a '.

W w yniku przem iany m artenzytycznej w tytanie i je g o stopach tw orzy się faza m artenzytyczna o m orfologii charakterystycznej dla m artenzytu m asyw nego (listw o- w ego) lub iglastego (płytkow ego). Z e zw iększeniem zaw artości składników stopo­

w ych obserw uje się stopniow e przejście od m artenzytu m asyw nego do płytkow ego [70].

C harakterystyczną cechą m artenzytu m asyw nego je st zn aczna gęstość dyslokacji w e­

w nątrz listew , będąca w ynikiem procesów akom odacji naprężeń tow arzyszących p rze­

m ianie m artenzytycznej. W przypadku m artenzytu płytkow ego akom odacja naprężeń prow adzi przede w szystkim do zw iększenia gęstości bliźniaków [70]. P odobny efekt w ystępuje przy przejściu od fazy m artenzytycznej a ' d o a " [69].

Skład fazow y dw ufazow ych stopów tytanu, nagrzanych do tem peratury w zak re­

sie przem iany fazow ej a + p —>p, kształtuje się w w yniku częściow ej przem iany a+P~>P i składa się z nieprzem ienionej fazy a oraz pow stałej fazy p, przy czym udział ob jęto ­ ściow y faz zależy od składu chem icznego stopu, m ikrostruktury w yjściow ej, p rędko­

ści i tem peratury nagrzew ania.

Z arów no p rzem iana a + p —>p p rzy nagrzew aniu, ja k i przem iany zachodzące p o d ­ czas chłodzenia istotnie zm ieniają substrukturę faz. T w orzenie się defektów w fazach a i p je s t w ynikiem relaksacji naprężeń pow stających w skutek różnicy objętości w ła­

ściw ej faz i w spółczynników ich rozszerzalności cieplnej, a także odkształceń zw iąza­

nych z przebudow ą sieci [71]. Relaksacja tych naprężeń objaw ia się przede w szystkim w fazie a. Sposób i w ielkość relaksacji naprężeń są determ inow ane przez skład che­

m iczny faz podczas przem iany, strukturę w yjściow ą i w arunki nagrzew ania i chłodze­

nia [71]. R elaksacja naprężeń w fazie a pow oduje pojaw ienie się bliźniaków , m ikro- bliźniaków , rzadziej b łędów ułożenia i dyslokacji będących efektem poślizgów . E fekty relaksacji naprężeń w fazie p pojaw iają się, kiedy procesy te s ą utrudnione w fazie a . M oże to w ystąpić przy znacznej zaw artości alum inium w fazie a , który je s t je j stabi­

lizatorem oraz p rzy dużej zaw artości fazy P w strukturze stopu [71]. W pewnym stop­

niu zdefektowanie fazy p może być również w ynikiem zdefektowania pochodzącego od fazy a i przekazywanego w procesach przebudowy sieci podczas przem iany a + p -> p [72].

(12)

2. SPOSOBY KSZTAŁTOWANIA WIELKOŚCI ZIARNA STOPÓW TYTANU W PROCESACH TECHNOLOGICZNYCH

2 . 1 . To p i e n i e i k r y s t a l i z a c j a

M ateriałem do produkcji tytanu je s t gąbka tytanow a, p rodukow ana w kilk u g a­

tunkach różniących się p om iędzy so b ą zaw arto ścią zanieczyszczeń. Stopy ty tan u na­

to m iast otrzym uje się przez topienie odpow iednich składników stopow ych, p rzygoto­

w a n y c h w p o s ta c i z a p ra w , w p ie c a c h łu k o w y c h , in d u k c y jn y c h , p la z m o w y c h i elektronow ych.

M akrostruktura w lew ków tytanu i je g o stopów zasadniczo składa się z trzech znacz­

nie ró żniących się stref: kryształów kolum now ych (przy ściankach kry stal izatora), kryształów dendrytycznych i ziam rów noosiow ych (środek w lew ka) [73].

M ik rostruktura w lew ków i odlew ów stopów tytanu charakteryzuje się g ruboziar- n isto ścią oraz p ły tk o w ą m orfologią faz a i w obrębie ziam pierw otnej fazy p. W iel­

kość ziarna zależy od średnicy w lew ka, stopnia przegrzania kąpieli, szybkości k rysta­

lizacji oraz zaw artości sk ład n ik ó w stopow ych. Z w ięk sz en ie en erg ii d o sta rc za n ej podczas topienia (np. prądu łuku) podw yższa tem peraturę k ąpieli i w arstw p o w ierzch­

niow ych m etalu, co prow adzi do w zrostu średniej średnicy ziarna (rys. 7).

8

0 3 4 0 m m ( 7 k A )

0 4 3 0 m m ( 1 2 k A )

0 3 4 0 m m ( 1 2 k A )

0 5 6 0 m m ( 2 5 k A )

0 7 5 0 m m ( 3 7 k A )

Rys. 7. Zmiany średniej średnicy ziarna na przekroju wlewka stopu Ti-6A l-2M o-2C r w zależności od natężenia prądu łuku i średnicy wlewka [74]

Fig. 7. Changes o f the average grain diameter on the section o f the Ti-6AI-2Mo~2Cr alloy ingot depen­

ding on the arc current intensity and the ingot diameter [74]

N a w ielkość ziarna stopów tytanu znacząco w pływ a rów nież średnica w lew ka (rys. 7). S zczególnie duże rozdrobnienie ziarna m a m iejsce przy topieniu i odlew aniu m ałych objętości m etalu i przy bardzo dużych prędkościach krystalizacji [75, 76].

Stopień przegrzania decyduje o liczbie potencjalnych zarodków krystalizacji w je d n o ­ stce objętości krystalizującego stopu przy zarodkow aniu heterogenicznym . M ożliw ość przekształcenia potencjalnych zarodków krystalizacji w krystality je st zależna od stopnia przechłodzenia stężeniow ego (prędkości w zrostu zarodków ) i liczby zarodków tw o­

rzących się w jednostce objętości m etalu ciekłego przed frontem krystalizacji [75].

T łum aczy to zm niejszenie średniej średnicy ziarna z rozszerzeniem zakresu tem pera­

tury krystalizacji, ściśle zw iązanego z zaw artością składników stopow ych (rys. 8). Z ko­

lei ze zm niejszeniem prędkości krystalizacji lub zw iększeniem czasu przebyw ania m etalu w stanie ciekłym obserw uje się rozrost ziarna [76].

Zakres temperatury krystalizacji AT, K

Rys. 8. Zmiany średniej średnicy ziarna na przekroju wlewka o średnicy 430 mm (15 kA) w funkcji szerokości przedziału krystalizacji i składu chemicznego stopu [74]

Fig. 8. Changes o fth e average grain diameter on the section o f an ingot o f 430 mm diameter (15 kA) as a jiinction ofthe width of the ciystallisation interval and the chemical composition ofalloy [74]

U w zględniając gruboziarnistość m akrostruktury stopów tytanu i jej niekorzystny w pływ na zachow anie się w lew ków i odlew ów w dalszych procesach przetw arzania, w ażnym elem entem procesu technologicznego produkcji półw yrobów i w yrobów było opracow anie m etod rozdrabniania struktury na etapie topienia oraz krystalizacji.

M ieszanie ciekłego m etalu sprzyja zm niejszeniu ziarna we w lew kach i odlew ach [77, 78]. Pole m agnetyczne, pow odujące m ieszanie ciekłego m etalu, zm niejsza gra­

dient tem peratury i ułatwia zarodkow anie i wzrost kryształów rów noosiow ych [79].

W w arunkach laboratoryjnych w ykazano m ożliw ość kształtow ania m akrostruktury przez zm iany kierunku pola m agnetycznego, pow odujące zm iany kierunku ruchu cie­

kłego m etalu. M etoda ta pozw oliła na ponad dw ukrotne zm niejszenie szerokości stre­

fy kryształów kolumnowych i o ok. 30% średniej średnicy ziam równoosiowych [74, 79].

Innym sposobem popraw y pierw otnej m akrostruktury tytanu i je g o stopów je st w ibracja cieczy. Efekt m ieszania ciekłego metalu towarzyszący wibracji stw arza sprzy­

jające w arunki dla krystalizacji objętościow ej. Zastosow anie tej m etody pozw ala na trzykrotne zm niejszenie szerokości strefy kryształów kolum now ych, nie zm ieniając przy tym rozm iarów ziam rów noosiow ych [80].

(13)

R ozdrobnienie ziarna osiąga się także poprzez zastosow anie topienia z garnisa- żem [81], p o łączonego z odlew aniem do w lew nicy lub m etalow ego krystalizatora.

Z m niejsza się p rze z to stopień przegrzania m etalu oraz w yklucza p rzegrzanie górnej części w lew ka. Rozdrobnienie ziarna jest również możliwe przy stosowaniu m etod cią­

głego odlew ania [82].

P ostaw ow ym sposobem rozdrobnienia m akro- i m ikrostruktury ty tan u i je g o sto­

pów je s t proces m odyfikacji trudno topliw ym i cząstkam i, stanow iącym i dodatkow e zarodki krystalizacji [8 3 -8 5 ]. W tym celu stosuje się m etale ziem rzadkich, proszki i w ęgliki trudno topliw ych m etali oraz bo r [83, 85].

B adania nad w ykorzystaniem m odyfikatorów w procesach kształtow ania m ikro­

struktury stopów w ykazały, że najskuteczniejszym m odyfikatorem je s t bor, którego zaw artość w stopie w ynosi ok. 0,01% [83, 85]. D odatek boru pow oduje dw ukrotne zm niejszenie szerokości strefy kryształów kolum now ych, 10 -k ro tn e zm niejszenie roz­

m iarów ziarn rów noosiow ych oraz znaczne rozdrobnienie płytkow ej fazy a , tw orzą­

cej się w w yniku przem iany P~>a+P podczas chłodzenia [85]. E fekty m odyfikacji uleg ają zw ielokrotnieniu w raz ze zw iększeniem zaw artości składników stopow ych.

Jednak w p ro w ad zen ie boru pow yżej 0,02% w p ro cesie m o d y fik o w an ia p o w oduje zw iększenie skłonności stopów do kruchego pękania w skutek pojaw ienia się w m i­

krostrukturze płytkow ych w ydzieleń w ęglikoborków tytanu [83, 85].

2.2.

Pr z e r ó b k a p l a s t y c z n a

W produkcji półw yrobów i w yrobów ze stopów tytanu m etodam i przeróbki p la ­ stycznej n a gorąco istotne znaczenie, decydujące o przebiegu sam ego procesu, ja k i o uzyskanych w łaściw ościach, m ają czynniki:

• tem peratura, czas i w arunki nagrzew ania,

• tem peratura początku i końca odkształcania,

• prędkość odkształcania,

• sum aryczny i je dnostkow y gniot, szczególnie po ostatnim w ygrzew aniu,

• prędkość chłodzenia po odkształcaniu.

Z w iększenie stopnia odkształcenia prow adzi do znacznego rozdrobnienia m ikro­

struktury (rys. 9a). R ozdrobnienie ziarn podczas odkształcania w zakresie w ystępo­

w ania fazy P dokonuje się w znacznie w iększym stopniu niż w przypadku o dkształca­

nia w obszarze dw ufazow ym . O dkształcanie w pew nym zakresie tem peratury obszaru p prow adzi do nieoczekiw anego rozdrobnienia ziarna (rys. 9b). T łum aczy się to rozw o­

je m procesów rekrystalizacji dynam icznej w odkształcanej fazie P, pow odujących p o ­ ja w ie n ie się now ych ziarn [86, 87]. O czyw iście bardzo często obserw uje się rozrost zrekrystalizow anych ziarn w skutek procesów rekrystalizacji w tórnej.

O prócz składu chem icznego, tem peratury i stopnia odkształcenia istotny w pływ na w ielkość ziarna w yw iera prędkość chłodzenia po odkształceniu. Z w ykle w zrost prędkości chłodzenia rozdrabnia ziarno (rys. 9c), chociaż nierzadko obserw uje się z ja w isk o o d w ro tn e, sz c z e g ó ln ie po n ie w ie lk ic h o d k sz ta łc e n ia c h . M a to m ie jsc e

w ów czas, kiedy czas przebyw ania m ateriału w wysokiej tem peraturze zm niejszy się do tego stopnia, że nie z d ą żą zajść procesy rekrystalizacji dynam icznej [87].

a)_______________ _d)_______________

D

Tt

a+p-tp

O dkształcenie, % Temperatura, K P ręd ko ść chłodzenia, K/s Tem peratura, K Rys. 9. Wpływ stopnia odkształcenia (a), temperatury (b), prędkości chłodzenia (c) i temperatury wyża­

rzania (d) na parametry geometryczne mikrostruktury stopów tytanu (D - średnia średnica ziarna fazy p, d - średnia średnica kolonii płytkowej fazy «, b grubość płytek fazy a)[39]

Fig. 9. Influence o f the strain degree (a), temperature (b), cooling rate (c) and annealing temperature (d) on the geometric parameters o f the titanium alloys microstructure (D - average diameter of p phase grain, d - average diameter o f a phase lamellar colony, b - thickness o f a phase lamellas [39]

O bróbka cieplna prow adzona po przeróbce plastycznej nie w pływ a zasadniczo na w ielkość ziarna. W iększe zm iany obserw uje się w obrębie param etrów płytkow ej fa­

zy a (rys. 9d). Z m iany kształtu oraz w ielkości ziarna fazy P p row adzą do je d n o cz e­

snych zm ian m ikrostruktury w obrębie ziarn (rys. 9), przy czym ich siłą n apędow ą staje się prędkość chłodzenia po odkształcaniu [39, 88-91].

P roces kształtow ania m ikrostruktury odkształcanych stopów tytanu składa się z dw óch podstaw ow ych i rów now ażnych etapów:

• kształtow anie m ikrostruktury na skutek procesów zw iązanych z odkształcaniem ,

• kształtow anie m ikrostruktury w w yniku przem ian fazow ych p —>a i p —>a+p, za­

chodzących podczas chłodzenia po odkształcaniu.

O ddziaływ anie tych dw óch niezależnych procesów na m ikrostrukturę i w łaści­

w ości stopów tytanu zależy w głów nej m ierze od sposobu realizacji odkształcenia.

Istnieją trzy zasadnicze sposoby prow adzenia przeróbki plastycznej stopów tytanu, determ inow ane głów nie tem peraturą procesu [39, 92, 93].

W produkcji w yrobów o złożonych kształtach i dużych przekrojach, w ykonanych ze stopów o dużej zaw artości składników stopow ych, procesy przeróbki plastycznej prow adzi się całkow icie w obszarze jednofazow ym p. W tym zakresie tem peratury stopy charakteryzują się najlepszą technologiczną plastycznością, um ożliw iającą sto­

sow anie w iększych gniotów i prędkości odkształcenia [39]. W trakcie odkształcenia realizow anego w zakresie jednofazow ym p ze w zrostem odkształcenia zm ienia się kształt ziarn od równoosiowego, charakterystycznego dla stanu w yjściow ego (rys. 10,1), na w ydłużony, zgodny z kierunkiem płynięcia metalu (rys. 10, 2 -3 ). W określonych w arunkach w m ikrostrukturze pojaw iają się drobne, rów noosiow e ziarna fazy P o roz­

m iarach 3 0 -1 0 0 p m (rys. 10, 4), a w przypadku pełnej rekrystalizacji m ikrostruktura

(14)

Rys. 10. Schemat zmian mikrostruktury stopów tytanu w procesach odkształcania prowadzonego w tern­

s'- in pcraturzc rcsu występowania fazy p oraz późniejszego chłodzenia [39]

fig . /0. Diagram o f titanium alloys microstructure changes in deformation processes conducted at the temperature of P phase occurrence range and in a subsequent cooling process [39]

25

stopu w całości je st zbudow ana z rów noosiow ych ziarn (rys. 10, 5) [39]. Jednak przy­

padek taki rzadko w ystępuje w praktyce, z uwagi na fakt, że rekrystalizacja odbyw a się z udziałem niewielkiej liczby zarodków, co m oże doprowadzić do w ystąpienia rekrysta­

lizacji wtórnej i rozrostu ziarna do rozmiarów przekraczających nawet rozm iary w yj­

ściowe [39]. Substruktura w ew nątrz ziarn je st bardziej zróżnicow ana i zależy nie tylko od w arunków odkształcania plastycznego, ale przede wszystkim od prędkości chłodze­

nia po odkształcaniu [39, 40]. W arunki chłodzenia w trakcie przem iany p —>a+p nie m ają w iększego w pływ u na wielkość ziarna pierwotnej fazy /i. Rozdrobnienie ziarna w tym schem acie odkształcania w ym aga zastosow ania bardzo dużych odkształceń oraz ścisłego przestrzegania pozostałych w arunków tem peraturow o-czasow ych.

Podczas odkształcania realizow anego w tem peraturze obszaru w ystępow ania faz ( a+P ) w procesie biorą udział zarów no faza /?, jak i pierw otna faza a , pozostała w struk­

turze po nagrzaniu stopu do tem peratury odkształcania. Jej zaw artość je st tym większa, im niższa je st tem peratura procesu. Struktura fazy fi w tym schem acie odkształcania podlega podobnym zm ianom ja k przy odkształcaniu w obszarze jedn o fazo w y m fi, z tym że w tym przypadku ulega przyśpieszeniu i zw ielokrotnieniu proces jej rekry­

stalizacji, a procesy rekrystalizacji w tórnej nie m ają w arunków do pełnego rozw oju.

N ow e rów noosiow e ziarna fazy p pojaw iają się nie tylko na granicach ziarn, ale i w e­

w nątrz ziarn [39, 40]. Średnia średnica zrekrystalizow anych ziarn m ieści się w prze­

dziale 5 ^ t0 nm .

R óżne stadia zm ian m orfologii m ikrostruktury w ew nątrz ziarn fazy P przedsta­

w ia rys. 11. Ze w zrostem stopnia odkształcenia kształt płytkow ych w ydzieleń fazy a ulega znacznym zm ianom ; szczególnie dotyczy to w ydzieleń na granicach ziarn oraz prostopadłych do kierunku odkształcania (rys. 11, 1-3). Po odkształceniu pow yżej 50%

uzyskuje się strukturę w łóknistą i rozpoczyna się proces rekrystalizacji dynam icznej, prow adzący do otrzym ania ziarn fazy a o kształcie sferoidalnym , o rozm iarach rzędu kilku jim (rys. 11,4—5) [39, 92]. Jeśli proces odkształcania prow adzony je s t w tem pe­

raturze zbliżonej do górnej granicy obszaru dw ufazow ego, to w m ikrostrukturze stopu obok sferoidalnej fazy a pojaw ia się rów nież płytkow a faza a , pow stała z fazy P w trak cie chłodzenia po odkształcaniu, oraz zw iększa się w ielkość ziarn a fazy p (rys. 11 ,6 ). Po odkształceniu w iększym od 50% uzyskuje się najw iększe rozdrobnie­

nia ziarna, jed n ak w ym aga to ścisłego dotrzym ania w arunków tem peraturow ych oraz pokonania znacznych oporów kształtow ania, gdyż w tym zakresie tem peratury stopy tytanu charakteryzują się najm niejszą technologiczną plastycznością [94—96].

W praktyce przem ysłow ej często stosuje się przeróbkę plastyczną, podczas której odkształcenie rozpoczyna się w zakresie tem peratury w ystępow ania fazy p, a kończy w zakresie dw ufazow ym (a+P ) [39]. M ikrostruktura uzyskana po takiej obróbce zale­

ży od stopnia odkształcenia w zakresie dw ufazow ym . Po odkształceniu w iększym od 60% tw orzy się m ikrostruktura analogiczna ja k po odkształceniu w yłącznie w za­

kresie dw ufazow ym ( a + p ). Przy m niejszych odkształceniach otrzym ana m ikrostruk­

tura charakteryzuje się znaczną niejednorodnością, polegającą na w ystępow aniu o b ­ szarów z globularną i płytkow ą fazą a (rys. 12) [39]. R ozm iary ziarna fazy P przy tym sposobie odkształcania kształtow ane są głównie w początkow ym etapie, kiedy proces odbyw a się w zakresie jednofazow ym p (rys. 12, l^ ł ) .

(15)

I g j j

i i l l B j p l M M I

= , = ,

Rys. 11. Schemat zmian mikrostruktury stopów tytanu w procesach odkształcania prowadzonego w tem­

peraturze występowania faz (a+p) i późniejszego chłodzenia [39]

Fig. 11. Diagram o f titanium alloys microstructure changes in deformation processes conducted at the temperature o f (a+P) phases occurrence and in a subsequent cooling process [39]

W oparciu o przedstaw ione spostrzeżenia m ożna stw ierdzić, że przeróbka p la ­ styczna na gorąco je s t najefektyw niejszym sposobem kształtow ania m ikrostruktury tytanu i je g o stopów . W arunkam i uzyskania drobnoziarnistej m ikrostruktury o śred­

niej średnicy ziarna rzędu kilku jam ze sferoidalną fazą a je s t prow adzenie procesu w całości w zakresie dw ufazow ym (a + p ), z odkształceniem m in im u m 50% i p rzy zastosow aniu prędkości chłodzenia, pozw alającej na pełn ą rekrystalizację pierw otną bez w yw oływ ania efektów rekrystalizacji w tórnej, która m ogłaby prow adzić do p o ­ now nego rozrostu zrekrystalizow anych ziarn.

2.3.

O b r ó b k a c i e p l n a

P o dstaw ą obróbki cieplnej stopów tytanu są przem iany fazow e, zachodzące po d ­ czas nagrzew ania i chłodzenia na skutek w ystępow ania tytanu w dw óch odm ianach

Rys. 12. Schemat zmian mikrostruktury stopów tytanu w procesach odkształcania prowadzonego w prze­

dziale temperatury, którego początek leży w obszarze występowania fazy p, koniec w obszarze dwufazowym (a+P), i późniejszego chłodzenia [39]

Fig. 12. Diagram o f titanium alloys microstructure changes in deformation processes conducted at the range o f temperature, the beginning o f which lies within the region o f P phase occurrence, the end in the two-phase region (a+P), and in a subsequent cooling process [39]

alotropow ych. Z abiegam i obróbki cieplnej m ożna w yw ołać w iele pożądanych zm ian m ikrostruktury i zw iązanych z tym zm ian w łaściw ości m echanicznych [26, 9 7 -1 0 0 ].

Najważniejszym parametrem geometrycznym mikrostruktury stopów tytanu je st wiel­

kość ziarna pierw otnej fazy fi, oddziałująca nie tylko bezpośrednio na zm iany w łaści­

w ości, ale rów nież w sposób pośredni determ inująca m orfologię produktów je j rozpa­

du [39, 40]. S tw ierdzono dośw iadczalnie [101-103], że w trakcie nagrzew ania przy przejściu przez zakres tem peratury przem iany a+/3-+/3, zam iast spodziew anego roz­

drobnienia ziarna, ja k to m a m iejsce np. w stali, obserw uje się je d y n ie znaczny rozrost ziarna (rys. 13). W ykazano rów nież, że w ów czas rozdrobnienie ziarna je s t m ożliw e jed y n ie pod w arunkiem nagrzew ania stopu poddanego przeróbce plastycznej na zimno lub na gorąco [39]. W yżarzanie izotermiczne stopów tytanu w zakresie te m p e ra tu ry

(16)

p rzem ian fazow ych a —>p i a + p —>p pow oduje skokow y rozrost ziarna (rys. 13) i na­

stępnie dalszy w zrost z podw yższeniem tem peratury zgodnie z zależnością:

D = k x " (4)

gdzie: D - średnia średnica ziarna, r — czas,

n - w spółczynnik w zrostu,

k - w spółczynnik zależny od prędkości rozrostu ziarna i zm ieniający się w raz z tem p eratu rą w edług praw a A rrheniusa [104]:

( Q '

k = k0 exp - —

V J

gdzie: k0 - stała,

Q - energia aktyw acji m igracji granicy, R - stała gazow a,

T - tem peratura, K.

(5)

Temperatura

Rys. 13. Schemat zmian średniej średnicy ziarna stopów tytanu przy nagrzewaniu: - izotcrmicznym, v2 - ciągłym (v, « v2) [104]

Fig. 13. Diagram o f changes o f the average titanium alloys grain diam eter at: v. — isothermal.

v2 - continuous (vt « v2) heating [104]

Szybki rozrost ziarna w tem peraturze przem iany je s t następstw em całkow itego rozpuszczenia pierw otnej fazy a w ystępującej na granicach ziarn w postaci ciągłej siatki i stanow iącej efektyw ną barierę rozrostu ziarn [103]. Z auw ażono je d n ak , że im skuteczniejsze działanie tej bariery w obszarze dw ufazow ym , tym bardziej intensyw ­ ny rozrost ziarna następuje po je j całkow itym usunięciu [102, 103].

W ystępujący przy szybkim nagrzew aniu ciągłym na granicy obszarów ( a + p )/p sk o k o w y ro zro st ziarn a nie je s t tak istotny i za n ik a przy pręd k o ści n ag rz ew an ia v? > 10 K /s (rys. 13). Stąd w ielkość ziarna otrzym ana p o nagrzew aniu ciągłym je s t

znacznie m niejsza d la porów nyw alnej tem peratury nagrzew ania. K inetykę rozrostu ziarna w obszarze tem peratury w ystępow ania fazy p przy nagrzew aniu ciągłym w y­

raża się zależnością [104]:

' Q >

( t t V

p

RT

v„

V \

J

gdzie: T - tem peratura nagrzew ania,

Tp - tem peratura końca przem iany a —>p lub a+p~ > p, vn - prędkość nagrzew ania.

B rak efektu skokow ego rozrostu ziam przy przejściu przez zakres tem peratury przem iany podczas nagrzew ania ciągłego je st spow odow any przede w szystkim znacz­

nym skróceniem czasu w ytrzym ania stopu w w ysokiej tem peraturze i przesunięciem zakresu tem peratury przem ian w kierunku w yższych w artości [105, 106]. W ydaje się rów nież, że niejednorodność składu chem icznego w obrębie fazy P, w ystępująca za­

w sze podczas szybkiego nagrzew ania, m oże być czynnikiem o działaniu podobnym do w ydzieleń fazy a w zakresie dw ufazow ym ( a + p ).

R ozdrobnienie ziarna austenitu przy nagrzew aniu stali spow odow ane je s t zgnio­

tem fazow ym przem iany a - * / [106]. W pływ zgniotu fazow ego je s t uw arunkow any tem peraturą, czasem i m echanizm em relaksacji naprężeń w ew nętrznych podczas p rze­

mian fazowych. Ze w zględu na m ałą różnicę objętości właściw ej faz a i p w stopach tytanu i istnienie sprzyjających w arunków do ich relaksacji [10 7 -1 0 9 ] pow stające podczas przem iany naprężenia nie prow adzą do rozdrobnienia ziarna naw et przy du­

żej prędkości nagrzew ania [ 105,106]. W ysoka tem peratura przem ian fazow ych i skłon­

ność faz krystalizujących w sieci regularnej przestrzennie centrow anej (faza P) przede w szystkim do poligonizacji, a nie do rekrystalizacji [110, 111], nie pozostają bez w pły­

w u na brak efektów rozdrobnienia ziarna w czasie nagrzew ania stopów tytanu.

Z m iany objętościow e zachodzące w tytanie podczas przem iany alotropow ej ba­

dał Sadovski [19] ju ż w 1960 r. Prow adził ocenę m ożliw ości rozdrabniania ziarna tytanu w w yniku rekrystalizacji w yw ołanej zgniotem fazow ym i tem peraturą. Tytan techniczny chłodzono w w odzie z zakresu tem peratury fazy p i następnie w yżarzano w tem peraturze zbliżonej do tem peratury przem iany. N ie stw ierdzono oznak rekrysta­

lizacji ani poniżej, ani pow yżej tem peratury przem iany aż do tem peratury topnienia.

W yżarzanie rekrystalizujące próbek odkształconych na zim no, w ykonane dla porów ­ nania, doprow adziło do utw orzenia nowej m ikrostruktury składającej s ię z p o lie d ry c z - nych ziam . D o podobnych spostrzeżeń doszli Syutkin i W yatkin [112], w ykazując ponadto, że naw et w ielokrotne hartowanie z zakresu tem peratury w ystępow ania fazy p, połączone z późniejszym w yżarzaniem , nie prowadzi do rozdrobnienia ziarna. Z a p rzy ­ czynę tego zarów no Sadovski, ja k i inni autorzy [1 9 ,1 0 7 -1 0 9 , 112] uw ażają niedosta­

teczną w ielkość naprężeń i odkształceń zw iązanych ze zgniotem fazow ym podczas przem iany alotropow ej. O dkształcenia są tak m ałe, że nagrzew anie tytanu i je g o sto­

pów pow yżej tem peratury przem iany alotropowej, niezależnie od w arunków nagrze­

w ania i chłodzenia, w zasadzie nigdy nie pozw ala otrzym ać naw et w ielkości ziarna w yjściow ego.

Cytaty

Powiązane dokumenty

Inny podział wynikający z podziału anatomicznego również zakładał istnienie dwóch kompartmentów, a skład ciała opierał się na podziale na tkankę tłusz- czową (AT,

Student poprawnie wykorzystuje wiedzę oraz samodzielnie rozwiązuje problemy wynikające w trakcie realizacji ćwiczeń. Student potrafi dokonać wyboru odpowiedniej

Wpływ kwasowości czynnej środowiska na zmiany aktywności (JAG) zewnątrz- i wewnątrzko- mórkowej β-galaktozydazy i β-glukozydazy syntetyzowanej przez szczepy Bifidobacterium bifi-

Zmniejszanie się poziomu naprężenia uplastyczniajęcego ze wzrostem temperatury, przy czym dla tytanu WT1-0 poziom naprężeń jest w przybliże­. niu trzy razy

skończonym zespołem identycznych wzbudników, rozłożonych w pewnych odległościach od siebie, w których płyną prądy o kierunkach przeciw nych. Należy sądzić, Ze

Ocena próbek brzeczki piwnej podczas procesu jej wytwarzania wykazała, że stężenie siarczku dimetylu i jego prekursorów istotnie zależy od obciążenia cieplnego, o czym

ubijany (wapień prze- sycony asfaltem). Było to jednak przedsięwzięcie bardzo kosztowne i dopiero.. wielkich rafinerii produkujących m.in. duże ilości asfaltu naftowego

Celem badań było określenie wpływu blanszowania, procesu zamrażania oraz liofi- lizacji na zawartość związków fenolowych, właściwości antyoksydacyjne i barwę róż brokułu