Структурно-фазовые превращения и кристаллографическая текстура в промышленном сплаве Ti–6Al–4V с глобулярной морфологией зерен α-фазы. поперечное сечение плиты вдоль направления прокатки
- Авторы: Пушин В.Г.1,2, Распосиенко Д.Ю.1, Горностырев Ю.Н.1,2, Куранова Н.Н.1, Макаров В.В.1, Свирид А.Э.1, Наймарк О.Б.2, Балахнин А.Н.2, Оборин В.А.2
-
Учреждения:
- Институт физики металлов УрО РАН
- Институт механики сплошных сред УрО РАН
- Выпуск: Том 125, № 7 (2024)
- Страницы: 854-866
- Раздел: СТРУКТУРА, ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ДИФФУЗИЯ
- URL: https://journal-vniispk.ru/0015-3230/article/view/279678
- DOI: https://doi.org/10.31857/S0015323024070083
- EDN: https://elibrary.ru/JRFOHF
- ID: 279678
Цитировать
Полный текст
Аннотация
Промышленный сплав Ti–6Al–4V, полученный практически в однофазном α-состоянии термомеханической обработкой, включающей горячую прокатку, был изучен методами рентгеновской дифрактометрии, оптической, просвечивающей и растровой ориентационной электронной микроскопии. Обнаружено, что слоистая мелкозернистая микроструктура в поперечном сечении плиты (TD) вдоль направления прокатки RD характеризуется как и в плоскости прокатки (ND) и в поперечном сечении (RD), перпендикулярном RD, текстурным отбором и закономерным распределением глобулярных a-зерен по ориентационным соотношениям Бюргерса и двойниковым ориентациям. Особые кристаллографические ориентации α-зерен и механизмы образования микротекстурных областей в исследованном поперечном сечении (TD) плиты сплава коррелируют с подобными данными, установленными для плиты в плоскости (ND) и в поперечном сечении (RD). Результаты, полученные в трех взаимно ортогональных сечениях плиты, взаимно согласуются друг с другом, определяя текстуру глобулярной α-фазы.
Полный текст
ВВЕДЕНИЕ
В последние 60 лет применение титановых сплавов в авиакосмической технике и на транспорте непрерывно нарастает, особенно при производстве газотурбинных двигателей (ГТД). Это связано с целым рядом уникальных свойств титановых сплавов: коррозионной стойкостью, низкой плотностью, высокой удельной прочностью и усталостной долговечностью, жаропрочностью [1–6]. Данные характеристики достигаются за счет химического легирования, фазовых превращений и микроструктуры, создаваемой при термической (ТО) и термомеханической (ТМО) обработках. За счет варьирования условий и режимов ТО и ТМО контролируется микроструктура, объемная доля, размеры и кристаллографическая текстура гексагональной (ГПУ) α-фазы глобулярной или пластинчатой морфологии в β (ОЦК)-матрице объемных сплавов титана. Для титановых сплавов с полиморфным β→α-превращением (ПП) характерны низкий уровень упругих свойств [3, 4], а также гигантское анизотропное термическое расширение α-фазы [7–9].
Основные узлы ГТД, изготовленные из сплавов титана, при эксплуатации испытывают циклические нагрузки, поэтому важно, чтобы материалы имели высокую усталостную прочность и долговечность [10–15]. В титановых сплавах при выдержке под нагрузкой в условиях циклического нагружения развивается эффект “холодной усталости при выдержке” (cold dwell fatigue) [10–16]. Фасеточные трещины являются причиной резкого сокращения долговечности изделий из сплавов титана [16–19]. В роли зародышей или предшественников трещин могут приниматься особые микротекстурные области (МТО) и макрозоны, которые появляются при усталостных испытаниях [20–22], в том числе и в подробно изученных промышленных сплавах Ti–6Al–4V (мас.%) [15, 23–29]. С формированием МТО коррелирует и связывается установленное снижение на один-два порядка количества циклов до разрушения при испытаниях на малоцикловую усталость (МЦУ) с выдержкой под нагрузкой по сравнению с обычной МЦУ без выдержки под нагрузкой. Современное прогнозирование механического поведения титановых сплавов при МЦУ (и особенно с выдержкой) предполагает анализ как микроструктурных аспектов зарождения и кинетики динамического роста новой фазы, кристаллографической текстуры и их эволюции, так и макроскопических факторов в процессе разрушения [29–32].
Нами для подробного систематического исследования микроструктуры и текстуры был выбран промышленный сплав Ti–6Al–4V, который вначале изучали в двух проекциях объемной плиты: плоскости прокатки (ND) и ее поперечном сечении (RD), перпендикулярном направлению прокатки RD [33, 34]. Кроме того, исследования проводили в условиях испытаний на обычную МЦУ и МЦУ с выдержкой под нагрузкой в течение различного времени нагружения [32]. Исключить неблагоприятный эффект от анизотропной внутризеренной пластинчатой морфологии α-фазы позволила специально разработанная ТМО получения в сплаве глобулярной мелкозернистой (МЗ) структуры α-фазы, средний размер зерен в которой составил 12 мкм [32–34]. Было обнаружено, что в плоскости прокатки (ND) и поперечном сечении плиты (RD) взаимная кристаллографическая разориентация α-зерен и формирующаяся текстура преимущественно определяются особым отбором кристаллов α-фазы по ориентационным соотношениям (о.с.) Бюргерса: {110}β||(0001)α; <11>β||[110]α и механическим двойникованием. Также было установлено наличие существенного рассеяния кристаллографических ориентаций α-зерен (до 10–15°) для каждой группы близких ориентировок. Это обусловлено, во-первых, действием механизма гетерогенного ориентированного зарождения α-зерен и их последующего роста путем динамической глобуляризации в деформируемой β-матрице. Во-вторых, горячая прокатка при температурах ниже TПП, обеспечивая необходимое формоизменение в плиту за счет пластической деформации, приводит одновременно к значительному повышению кристаллографической разориентации фаз, образующихся в сплаве. В этих условиях термодеформационное β→α-ПП происходит в основном ориентировано по о.с. Бюргерса, а затем включается и механическое двойникование α-кристаллов. При этом часть α-зерен может приобретать иные произвольные ориентации. Микроструктура характеризуется слоистой текстурой относительно плоскости прокатки (с толщиной слоев 100–150 мкм или десяток α-зерен). В пределах чередующихся слоев α-зерна ориентационно локализуются в виде планарных или столбчатых кластеров, визуализируемых в основном в двух направлениях: вдоль или поперек RD, по кристаллографическим плоскостям, параллельным базисной {0001}, призматической {010} или пирамидальной {011}, в зернах α-фазы. Обнаруженные зародыши МТО разного размера и ориентации, как правило, морфологически несовершенны и индивидуально обособлены межкристаллитными границами и встроенными α-зернами иных ориентаций.
Таким образом, исследуемый промышленный титановый сплав Ti–6Al–4V после горячей прокатки отличается ярко выраженными анизотропной слоистой микроструктурой и микротекстурой зерен α-фазы в плоскости прокатки и в поперечном сечении (RD). В данной статье комплексное изучение микроструктуры, текстуры и фазового состава сплава завершается на образцах в поперечном сечении (TD) плиты вдоль направления прокатки RD (где ND⏊RD⏊TD). Материал и методы исследования подробно описаны в [33].
РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЙ
На дифрактограмме, полученной в результате рентгеноструктурного фазового анализа θ/2θ (РСФА), в меньших углах дифракции 2θ на рисунке 1 видны наиболее сильные брэгговские отражения 101, 0002 и 100 α-фазы, определяющие текстуру кристаллографических ориентаций α-зерен в поперечном сечении (TD) вдоль направления прокатки RD. Наличие малых по интенсивности пиков исходной β-фазы 110 и 211 в виде “наплывов” на соседние линии α-фазы 101 и 103 или самостоятельных совсем слабых пиков 200, 220, 310, 222 позволяет заключить, что количество остаточной β-фазы мало и не превышает 3–5 мас.% (рис. 1). Аналогичные результаты РСФА были также нами получены на образцах в плоскости прокатки (ND) и в поперечном сечении (RD), перпендикулярном направлению прокатки RD.
Рис. 1. Рентгеновская дифрактограмма, полученная в поперечном сечении (TD) плиты вдоль направления прокатки RD сплава Ti–6Al–4V и штрихдиаграммы рефлексов α- и β-фаз.
По данным РСФА кристаллографическая текстура α-зерен в поперечном сечении (TD) имеет три основных компоненты: базисную {0001}, призматическую {100} и пирамидальную {101}. При учете факторов повторяемости, различных при дифракции для данных атомных плоскостей, можно более точно заключить, что преобладают α-зерна, в которых базисные или пирамидальные плоскости параллельны изучаемому поперечному сечению (TD) плиты. Это было ранее в данном сплаве выявлено для α-зерен в плоскости прокатки (ND) и поперечном сечении (RD) [33, 34].
Микроструктурный анализ в поперечном сечении (TD) образца прокатанного сплава был выполнен с использованием различных методических возможностей оптической металлографии (ОМ), растровой (РЭМ) и просвечивающей (ПЭМ) электронной микроскопии. ОМ- и РЭМ-изображения в режиме вторичных электронов SE представлены на рис. 2. Зерна α-фазы имеют элипсообразную форму и средний размер, близкий 8 мкм, согласно гистограмме на рис. 2г, и 9 мкм, согласно гистограмме на рис. 2д, в отличие от средних размеров глобулярных α-зерен, близких 12 мкм, в плоскости прокатки (ND) и в поперечном сечении (RD), полученных в работах [33, 34]. На рис. 2б, г гистограммы характеризуются узким распределением по линейным размерам (ширина не превышает величины двух средних размеров при анализе по площади 1 мм2). При съемке SE-изображений с большей на порядок площади образца были также выявлены редко расположенные отдельные α-зерна, размеры которых превышают средний размер зерна более чем на порядок (рис. 2д).
Рис. 2. ОМ- (а) и РЭМ SE-изображения структуры (в) в поперечном сечении плиты (TD) и гистограммы распределения α-зерен по размерам (б, г, д). Указаны направления нормалей к плоскостям прокатки (ND) и поперечных (TD) и (RD) сечений.
Метод дифракции обратно рассеянных электронов (ДОРЭ) ориентационной РЭМ (ОРЭМ), который дает возможность провести количественный анализ степени взаимной кристаллографической разориентации α-зерен в сплаве, представлен на рис. 3а в виде гистограммы. Видно, что на гистограмме распределение разориентаций α-зерен в поперечном сечении (TD) плиты сплава Ti–6Al–4V немонотонно в пределах от 0 до 90° и состоит из чередующихся максимумов.
Рис. 3. Экспериментальная (а) и модельные (б) гистограммы распределения угла разориентации α-кристаллитов в поперечном сечении (TD) плиты сплава. Сплошная линия черного цвета соответствует экспериментальной гистограмме, жирная сплошная линия красного цвета — суммарной функции Гаусса, состоящей из функций Гаусса для о.с. Бюргерса (сплошные тонкие линии) и для двойниковых ориентаций (пунктирные линии).
Известно, что пластинчатые кристаллы α-фазы связаны с β-матрицей о.с. Бюргерса [3–5, 29]. Кроме того, при ТМО в широком интервале температур титан и его сплавы наряду со скольжением дислокаций как в β, так и в α-фазах, испытывают механическое двойникование по различным кристаллографическим системам [35]. Поэтому в модельном расчете гистограмм, представленных на рис. 3б, нами было выполнено вычисление спектров частоты встречаемости α-зерен по углам разориентации, используя функцию Гаусса, с учетом, во-первых, о.с. Бюргерса и, во-вторых, двойникования в α-фазе (табл. 1) [33–35].
Таблица 1. Углы разориентации для 5 систем двойникования в α-фазе [33, 35]
Плоскость двойникования K1 | (111) | (101) | (112) | (114) | (102) |
Углы, град | 35 | 57 | 64 | 77 | 85 |
Количественное согласие экспериментальных спектров и расчетного моделирования угловой разориентации доказывает, что и в поперечном сечении (TD) исследуемой плиты сплава, подвергнутого ТМО, МЗ кристаллиты α-фазы находятся в ориентационном соотношении друг с другом, определяемом, во-первых, о.с. Бюргерса, а во-вторых, двойниковым соответствием. Расхождение спектров встречаемости выявляет неучтенное распределение по углу разориентации произвольно ориентированных кристаллитов α-фазы, по-видимому, возникших в результате динамической рекристаллизации.
Как уже отмечалось [33, 34], очевидно, что особая роль двойникования, как и реализации о.с. Бюргерса, обусловлена наряду с механизмами ориентированного зарождения и роста α-зерен действующими аккомодационными процессами, в том числе имеющих место взаимных комбинаций двойниковых кристаллов с разными углами разориентации 35° и 85° или 57°, 64° и 77° (соответственно, с растяжением или сжатием вдоль оси с).
Метод ДОРЭ гораздо более чувствителен, чем метод SE РЭМ, выявляя в поперечном сечении (TD) планарную слоистую микроструктуру МЗ α-фазы параллельно плоскости прокатки (см. рис. 4). Кроме того, ОРЭМ при ротации по углам Эйлера позволяет определить характер изменения углов разориентаций α-кристаллитов, что видно на изображении микроструктуры (рис. 4а) в соответствии со схемой Эйлера (рис. 4б). На вставке к рис. 4а и на рис. 4б показаны цветовые кодировки шкалы Эйлера и диаграмма Родригеса–Франка [36, 37], позволяющие сопоставить внутреннюю систему координат, привязанную к кристаллиту, с внешней системой координат, определяющей положение шлифа на рабочем столике в РЭМ.
Рис. 4. ДОРЭ-карта и цветная шкала в углах Эйлера (a) и цветовая диаграмма Родригеса–Франка разворотов α-кристаллитов в зависимости от углов Эйлера (б) в поперечном сечении (TD) плиты сплава.
ДОРЭ-анализ в методической модификации, определяющей карту распределения α-зерен по кристаллографическим ориентациям, иллюстрирует рис. 5. Совпадение цвета различных α-зерен на ДОРЭ-картах, задающего ориентацию на стандартном треугольнике обратной полюсной фигуры (ОПФ) (рис. 5), а с другой стороны, согласие ориентировок с выделенными направлениями на проекциях элементарной ячейки зерен α-фазы свидетельствуют о разнообразии и хорошей точности определения кристаллографической ориентации данных зерен. Более широкие слои α-зерен, ориентированные вдоль RD, соответствуют красно-оранжевым цветам полюсов ОПФ 0001 и 011 (рис. 5г). Несколько более узкие или сравнимые по ширине слои α-зерен вдоль RD имеют сине-фиолетовый цвет, близкий к цвету полюса 010. Наиболее короткие и наименее упорядочено расположенные α-зерна имеют зеленый цвет, близкий к цвету полюса 20. В основном цветовая кодировка α-зерен отвечает кристаллографическим плоскостям: базисным (0001), пирамидальным (011) и призматическим (010).
Рис. 5. Карта ДОРЭ-анализа (а), увеличенные фрагменты с обозначением ориентации в цветах ОПФ и проекциями элементарной ячейки α-фазы (б, в) и стандартный стереографический треугольник ОПФ ГПУ-решетки (г) в поперечном сечении (TD) плиты сплава.
В другом варианте методики ДОРЭ-анализа на рис. 6 размерное распределение зерен задается по их угловой разориентации. Здесь отчетливо видны крупные области с субзеренной структурой, во-первых, выделенные общим цветом для кристаллитов в пределах области, размер которой задан цветовой шкалой справа под рисунком. А во-вторых, в этих областях слабо отличающиеся разориентации кристаллитов друг относительно друга задаются цветом межкристаллитных границ (см. слева под рисунком интервалы малоугловой разориентации в пределах 2–15°). Синим цветом выделены достаточно произвольно ориентированные α-зерна основного массива. Для них другим цветом показаны большеугловые разориентации границ в трех диапазонах углов (слева под рисунком — 15–58°, 58–62°, больше 62°).
Рис. 6. ДОРЭ-карты распределения α-зерен по размерам (a) и ее увеличенные фрагменты (б–г) зеренно-субзеренной структуры в поперечном сечении (TD) плиты сплава (б–г).
На их синем фоне в поперечном сечении (TD) плиты зеленым и оранжевым цветом изображены вытянутые планарные зерна (или кластеры) размером 0.2–0.4 мм с одним цветом субграниц угловой разориентации в указанном интервале (2°–15°). Программа РЭМ распознает эти кластеры как отдельное одно зерно, которое подпадает под определение зародышей МТО или даже макрозон. Но, на наш взгляд, они еще не являются сплошными едиными α-зернами, так как кристаллиты внутри зерна индивидуально обособлены как границами, так и “вставками” α-зерен других ориентаций. Количество таких зародышей МТО менее 10/мм2. И что важно, сравнительно близко ориентированные α-зерна в пределах данных МТО в поперечном сечении (TD) характеризуются расположением “мягких” пирамидальных и призматических плоскостей скольжения вдоль RD. Напротив, вдоль базисной плоскости (0001) в α-зернах в том же направлении TD-скольжение будет “жестким” в согласии с [15].
Для определения кристаллографических ориентаций нормалей α-зерен в поперечном сечении (TD) были построены прямые полюсные фигуры (ППФ) (см. рис. 7) и типичные стандартные треугольники ОПФ в трех проекциях X, Y, Z (см. рис. 8). На рис. 7а, г представлена интегральная ДОРЭ-карта и ей соответствующая ППФ. При этом на рис. 7б и в выделены α-зерна только той ориентации, полюсы которой на соответствующей ППФ (рис. 7д, е) отвечают нормалям к призматическим или базисным плоскостям α-фазы. Обнаружено, что преобладают α-зерна, залегающие призматическими плоскостями в поперечном сечении (TD), и, соответственно, им параллельны оси с, в свою очередь, с||RD (рис. 7б, д). Кроме того, рис. 7в и е демонстрируют меньшее количество α-зерен с базисной плоскостью, параллельной поперечному сечению (TD). В этом случае с||TD.
Рис. 7. ДОРЭ-карты (а, б, в), интегральная карта (а) и соответствующая ей ППФ (г), а также ППФ с одним выделенным полюсом (д, е), которым отвечают ДОРЭ-карты на рисунках (б, в) в поперечном сечении (TD) плиты сплава.
На рис. 8 видно, что цветом явно выделяются полюсы нормалей к базисной (0001) и призматической (0110) плоскостям в сечении Z||TD. Для проекции X полюсная плотность выше для полюса, близкого к нормалям базисных плоскостей (0001), а для проекции Y — полюсу нормалей призматических плоскостей (20). Наряду с основными полюсами видны “рассеянные” распределения полюсов от других произвольно ориентированных α-зерен, практически заполняющие поля всех треугольников ОПФ. В целом данные на рис. 1–8 согласуются между собой и находятся в кристаллографическом соответствии с результатами аналогичных исследований в наших предыдущих работах [33, 34].
Рис. 8. Типичные треугольники ОПФ в трех проекциях X, Y, Z для поперечного сечения (Z||TD) плиты сплава.
В заключение на рис. 9а, б иллюстрируются светло- и темнопольное ПЭМ-изображения особенностей субмикронных зерен α-фазы. На рис. 9а, б видна дислокационная субструктура только у границ глобулярных α-зерен. Т. е. формирующиеся при ТМО α-зерна практически свободны от дислокаций, из чего следует, что основным при их росте является диффузионный механизм глобуляризации и возможной рекристаллизации. Но поскольку процесс горячей прокатки является практически непрерывным, дислокационный механизм собственно пластической деформации исключить нельзя, и он проявляется в локализации дислокаций в виде скоплений на границах зерен [33, 34]. При этом из 3D-реконструкции формы зерен по данным ОМ-, РЭМ- и ПЭМ-исследований следует, что они имеют глобулярную форму во всех трех проекциях. На рис. 9в приведена соответствующая микродифракция электронов и ее схема в плоскости обратной решетки (121).
Рис. 9. Cветло- (а) и темнопольное (б–в рефлексе 01) ПЭМ-изображения α-зерен и соответствующая микроэлектронограмма и ее схема (в, плоскость обратной решетки (121)). Поперечное сечение плиты (TD). На ПЭМ-изображениях вблизи межкристаллитных границ видна дислокационная субструктура МЗ α-фазы.
ОБСУЖДЕНИЕ РЕЗУЛЬТАТОВ
Данные, полученные в настоящей работе на образцах сплава Ti–6Al–4V в поперечном сечении (TD) вдоль направления прокатки, завершают анализ структуры и текстуры прокатанного сплава в трех ортогональных проекциях (ND), (RD), (TD). Приведенные в настоящей работе экспериментальные результаты изучения подвергнутого ТМО сплава в целом подтверждают данные, полученные для плоскости прокатки (ND) [33] и другого поперечного сечения (RD) [34]. Также обнаружены о.с. Бюргерса и двойниковые ориентации в α-зернах, выявлено заметное угловое рассеяние (до 10–15°) кристаллографических ориентировок α-зерен. Предполагается, что рассеяние обусловлено механизмами гетерогенного ориентированного зарождения и последующего роста α-зерен в β-матрице, их конкурентной динамической глобуляризации, а также возможной динамической рекристаллизации в условиях пластической деформации, развивающейся при горячей прокатке и обеспечивающей необходимое формоизменение слитка в плиту [25]. Возможность динамической рекристаллизации следует из наличия несовпадений экспериментального спектра разориентаций и модельных аналитических спектров встречаемости кристаллов, удовлетворяющих о.с. Бюргерса и двойникам (см. рис. 3). При этом термодеформационно-индуцированное β→α-ПП реализуется при высоких температурах, что позволяет практически полностью остаточную β-матрицу (<5 мас.%) заместить МЗ равноосной α-фазой. Слоисто-глобулярная микроструктура формируется за счет особой слоистой анизотропной микрокристаллической текстуры a-сплава. В поперечном (TD) сечении также присутствуют однонаправленные по RD микроскопические текстурные кластеры, являющиеся зародышами МТО. Особенности объемной 3D-реконструкции анизотропно ориентированных глобулярных зерен α-фазы будут детально рассмотрены в следующей статье.
ВЫВОДЫ
Анализ результатов комплексных исследований образцов промышленного сплава Ti–6Al–4V в поперечном сечении (TD) по всей толщине плиты и, прежде всего, полученных с использованием оригинальных современных методик ориентационной растровой электронной микроскопии, позволил сформулировать следующие основные выводы:
- Показано, что ТМО методом многопроходной горячей прокатки в плиту при температурах ниже ТПП позволяет создать микроструктуру глобулярных практически равноосных зерен α-фазы, которая характеризуется по текстуре как слоистая по отношению к плоскости прокатки (с толщиной слоя в десятки α-зерен).
- Выявлены экспериментальным методом ДОРЭ и модельными аналитическими расчетами с применением функции Гаусса взаимные кристаллографические разориентации и текстура в поперечном сечении (TD) сплава, подвергнутого ТМО с участием β→α-ПП, которые определяются отбором кристаллов α-фазы по о.с. Бюргерса: {110}β||(0001)α; <111>β||[110]α и двойниковым ориентациям.
- Установлено, что индуцирующий эффект большой горячей пластической деформации сплава проявляется в динамических процессах ориентированной глобуляризации, а также возможной первичной рекристаллизации при ТМО.
- Обнаружено, что в поперечном сечении (TD) существенное рассеяние кристаллографических ориентаций α-зерен (до 10–15°) реализуется избирательно для каждой группы ориентировок Бюргерса.
- В слоистой микроструктуре α-зерен выявляется некоторое количество (не более 10/мм2) специфических, вытянутых поперек направления прокатки кластеров (или зародышей) МТО, выделенных общими о.с. Бюргерса. Наблюдаемые МТО несовершенны и индивидуально обособлены межкристаллитными границами и “вставками” α-зерен других ориентировок.
- В поперечном сечении (TD) вдоль направления RD ориентационно выделяются чередующиеся слои α-зерен. При этом кристаллографические плоскости α-зерен (базисная (0001), пирамидальная (011) или призматическая (010)) параллельны данным слоям.
Работа выполнена в рамках Госзадания (шифр “Структура”) Г.р. № 122021000033-2 ИФМ УрО РАН научными сотрудниками ИФМ УрО РАН с использованием научного оборудования отдела электронной микроскопии ЦКП ИФМ УрО РАН и при поддержке РНФ № 21-79-30041 “Закономерности критичности в материалах с дефектами, разработка подходов по мониторингу и прогнозированию ресурса при широкодиапазонном силовом и энергетическом воздействии (приложения в авиационном моторостроении)”. В рамках РНФ были поставлены и сформулированы цели и задачи исследования, изготовлен сплав в однофазном мелкозернистом состоянии α-фазы методом ТМО, проведено металлографическое изучение и комплексное обсуждение всех полученных в работе результатов.
Авторы данной работы заявляют, что у них нет конфликта интересов.
Об авторах
В. Г. Пушин
Институт физики металлов УрО РАН; Институт механики сплошных сред УрО РАН
Автор, ответственный за переписку.
Email: pushin@imp.uran.ru
Россия, Екатеринбург, 620108; Пермь, 614013
Д. Ю. Распосиенко
Институт физики металлов УрО РАН
Email: pushin@imp.uran.ru
Россия, Екатеринбург, 620108
Ю. Н. Горностырев
Институт физики металлов УрО РАН; Институт механики сплошных сред УрО РАН
Email: pushin@imp.uran.ru
Россия, Екатеринбург, 620108; Пермь, 614013
Н. Н. Куранова
Институт физики металлов УрО РАН
Email: pushin@imp.uran.ru
Россия, Екатеринбург, 620108
В. В. Макаров
Институт физики металлов УрО РАН
Email: pushin@imp.uran.ru
Россия, Екатеринбург, 620108
А. Э. Свирид
Институт физики металлов УрО РАН
Email: pushin@imp.uran.ru
Россия, Екатеринбург, 620108
О. Б. Наймарк
Институт механики сплошных сред УрО РАН
Email: pushin@imp.uran.ru
Россия, Пермь, 614013
А. Н. Балахнин
Институт механики сплошных сред УрО РАН
Email: pushin@imp.uran.ru
Россия, Пермь, 614013
В. А. Оборин
Институт механики сплошных сред УрО РАН
Email: pushin@imp.uran.ru
Россия, Пермь, 614013
Список литературы
- Цвиккер У. Титан и его сплавы. М.: Мир, 1979. 512 с.
- Полькин И.С. Упрочняющая термическая обработка титановых сплавов. М.: Металлургия, 1984. 96 с.
- Ильин А.А. Механизм и кинетика фазовых и структурных превращений в титановых сплавах. М.: Наука, 1994. 304 с.
- Пушин В.Г., Кондратьев В.В., Хачин В.Н. Предпереходные явления и мартенситные превращения. Екатеринбург: УрО РАН, 1998. 368 с.
- Peters M., Kumpfert J., Ward C.H. Leyens C. Titanium alloys for aerospace applications // Adv. Eng. Mater. 2003. V. 5. № 6. P. 419–427.
- Banerjee D., Williams J.C. Perspectives of titanium science and technology // Acta Mater. 2013. V. 61. P. 844–879.
- Котов А.Д., Михайловская А.В., Мослех А.О., Пурсело Т.П., Просвиряков А.С., Портной В.К. Сверхпластичность ультрамелкозернистого титанового сплава Ti-4% Al-1% V-3% Mo // ФММ. 2019. Т. 120. № 1. С. 63–72.
- Mosheh A.O., Mikhaylovskaya A.V., Kotov A.D., Kwame J.S., Aksenov S.A. Superplasticity of Ti-6Al-4V titanium alloy: macrostructure evolution and constitutive modelling // Materials. 2019. V. 12. P. 1756.
- Bonisch M., Panigrahi A., Stoica M., Calin M., Ahrens E., Zehetbauer M., Skrotzki M., Eckert J. Giant thermal expansion and α-precipitation pathways in Ti-alloys // Nature Comm. 2017. V. 8. P. 1429.
- Evans W.J., Gostelow C.R. The effect of hold time on the fatigue properties of a β-processed titanium alloy // Metall. Trans. A. 1979. V. 10. P. 1837–1846.
- Evans W.J., Bache M.R. Dwell-sensitive fatigue under biaxial loads in the near-alpha titanium alloy IMI685 // Int. J. Fatig. 1994. V. 16. P. 443–452.
- Bache M., Cope M., Davies H., Evans W., Harrison G. Dwell sensitive fatigue in a near alpha titanium alloy at ambient temperature // Int. J. Fatigue. 1997. V. 19(93). P. 83–88.
- Bache M.R. A review of dwell sensitive fatigue in titanium alloys: the role of microstructure, texture and operating conditions // Int. J. Fatig. 2003. V. 25. P. 1079–1087.
- Sinha V., Mills M.J., Williams J.C. Understanding the contributions of normal-fatigue and static loading to the dwell fatigue in a near-alpha titanium alloy // Metall. Mater. Trans. A. 2004. V. 35. № 10. P. 3141–3148.
- Tympel P.O., Lindley T.C., Saunders E.A., Dixon M., Dye D. Influence of complex LCF and dwell load regimes on fatigue of Ti-6Al-4V //Acta Mater. 2016. V. 103. P. 77–88.
- Toubal L., Bocher P., Moreau A. Dwell-fatigue life dispersion of a near alpha titanium alloy // Int. J. of Fatigue. 2009. V. 31. P. 601–605.
- Pilchack A.L. Fatigue crack growth rates in alpha titanium: Faceted vs. striation growth // Scripta Mater. 2013. V. 68. P. 277–280.
- Pilchack A.L. A simple model to account for the role of microtexture on fatigue and dwell fatigue lifetimes of titanium alloys // Scripta Mater. 2014. V. 74. P. 68–71.
- Cuddihy M.A., Stapleton A., Williams S., Dunne F.P.E. On cold dwell facet fatigue in titanium alloy aero-engine components // Int. J. Fatig. 2017. V. 97. P. 177–189.
- Xu Y., Joseph S., Karamched P., Fox K., Rugg D., Dunne F.P.E., Dye D. Predicting dwell fatigue life in titanium alloys using modelling and experiment // Nature communications. 2020. V. 11. P. 5868.
- Hu Z., Zhou X., Liu H., Yi D. The formation of microtextured region during thermo-mechanical processing in a near-β titanium alloy Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe // J. All. Comp. 2021. V. 853. P. 156964.
- Rezaei M., Zarei-Hanzaki A., Anousheh A.S., Abedi H.R., Pahlevani F., Hossain R., Sahajwalla V., Berto F. On the damage mechanisms during compressive dwell-fatigue of β-annealed Ti-6242S alloy // Int. J. Fatig. 2021. V. 146. P. 106158.
- Britton T.B., Birosca S., Preuss, M., Wilkinson A.J. Electron backscatter diffraction study of dislocation content of a macrozone in hot-rolled Ti-6Al-4V alloy // Scr. Mater. 2010. V. 62. № 9. P. 639–642.
- Littlewood P.D., Wilkinson A.J. Local deformation patterns in Ti-6Al-4V under tensile, fatigue and dwell fatigue loading // Int. J. Fatigue. 2012. V. 43. P. 111–119.
- Warwick J.L.W., Jones N.G., Bantounas I., Preuss M., Dye D. In-situ observation of texture and microstructure evolution during rolling and globularisation on Ti-6Al-4V // Acta Mater. 2013. V. 61. Р. 1603–1615.
- Kulkarni G., Hiwarkar V., Singh R. Texture evolution of Ti6Al4V during cold deformation // Int. J. Materials, Mechanics and Manufacturing. 2019. V. 7. № 6. P. 250–253.
- Muth A., John R., Pilchak A., Kalidindi S.R., McDowell D.L. Analysis of Fatigue Indicator Parameters for Ti-6Al-4V microstructures using extreme value statistics in the transition fatigue regime // Int. J. of Fatigue. 2021. V. 153. P. 106441.
- Modina I.M., Dyakonov G.S., Stotskiy A.G., Yakovleva T.V., Semenova I.P. Effect of the texture of the ultrafine-grained Ti-6Al-4V titanium alloy on impact toughness // Materials. 2023. V. 16. P. 1318.
- Bohemen S.M.C., Kamp A., Petrov R.N., Kestens L.A.I., Sietsma J. Nucleation and variant selection of secondary α-plates in β Ti alloy // Acta Mater. 2008. V. 56. P. 5907–5914.
- Naimark O., Bayandin Yu., Uvarov S., Bannikova I., Saveleva N. Critical Dynamics of Damage-Failure Transition in Wide Range of Load Intensity // Acta Mechanica. 2021. V. 232. P. 1943–1959.
- Naimark O., Oborin V., Bannikov M., Ledon D. Critical Dynamics of Defects and Mechanisms of Damage-Failure Transitions in Fatigue // Materials. 2021. V. 14. № 10. P. 2554.
- Oborin V., Balakhnin A., Naimark O., Gornostyrev Y., Pushin V., Kuranova N., Rasposienko D., Svirid A., Uksusnikov A. Damage-failure transition in titanium alloy Ti-6Al-4V under dwell fatigue loads // Fratturaed Integrità Strutturale. 2024. V. 18. № 67. P. 217–230.
- Пушин В.Г., Распосиенко Д.Ю., Горностырев Ю.Н., Куранова Н.Н., Макаров В.В., Марченкова Е.Б., Свирид А.Э., Наймарк О.Б., Балахнин А.Н., Оборин В.А. Структурно-фазовые превращения и кристаллографическая текстура в промышленном сплаве Ti-6Al-4V с глобулярной морфологией зерен α-фазы. Плоскость прокатки // ФММ. 2024. Т. 125. № 6. С. 686–698.
- Пушин В.Г., Распосиенко Д.Ю., Горностырев Ю.Н., Куранова Н.Н., Макаров В.В., Свирид А.Э., Наймарк О.Б., Балахнин А.Н., Оборин В.А. Структурно-фазовые превращения и кристаллографическая текстура в промышленном сплаве Ti-6Al-4V с глобулярной морфологией зерен α-фазы. Поперечное сечение плиты, перпендикулярное направлению прокатки // ФММ. 2024. Т. 125. № 7. С. 795–807.
- Laine S. The role of twinning deformation of α-phase titanium. Cambridge: University of Cambridge, 2017. 224 p.
- Neumann P. Representation of orientations of symmetrical objects by Rodrigues vectors // Textures and Microstructures. 1991. V. 14–18. P. 53–58.
- Morawiec A. Orientations and rotations: computations in crystallographic textures. Berlin: Springer-Verlag, 2004. 200 p.
Дополнительные файлы
