Термоциклирование как вид термообработки в последние годы распространяется на все большее количество сплавов, используемых в качестве конструкционных материалов. Исследование влияния термоциклирования в температурном интервале превращения α↔γ армко-железа на развитие эффекта сверхпластичности, а также в интервале α↔β превращения у (α+β)-сплавов титана приведено в работах [1‒12]. Отличие термоциклического деформирования проявляется в том, что сверхпластичность деформирования наступает в интервале температур, а не при одном определенном значении температуры, как в изотермических условиях. Термоциклирование α-титана без нагрузки в интервале α↔γ превращения дает значительную деформацию Δl/l за цикл. Сопротивление деформации при термоциклировании ниже, чем при изотермических условиях.Разница /σu - σтц/ пропорциональна скорости деформации.Исследование термоциклического деформирования псевдо-α сплавов титана проведено недостаточно полно. В частности, не выяснены вопросы о влиянии величины цикла (разности температур в цикле), скорости нагрева-охлаждения, влиянии исходной структуры на параметры сверхпластического состояния деформирования. Тем самым не установлены оптимальные режимы горячей обработки давлением титановых псевдо-α сплавов.Использовались зависимости σ, т, ε, έ от скорости нагрева-охлаждения в температурном интервале, более широком, чем область двухфазного состояния сплава ВТ20 ‒ 800…1100 °С; сплава ОТ4 ‒ 850…1000 °C. Параметры изотермического сверхпластического состояния деформирования сплава ВТ20и ОТ4 приведены в табл.1.Табл. 1Исследование влияния скорости нагрева-охлаждения в цикле проводилось при двух скоростях ∆T и ∆t, равных 13°С·с-1 и 50°С·с-1 соответственно.Первая часть измерения проведена при постоянной нагрузке, вторая при постоянной скорости деформирования. Во второй серии экспериментов скорость деформирования выбиралась с учётом результатов первой серии. Регистрация начала и конца превращения α↔β в цикле производилась с помощью схемы с контуром ударного возбуждения в качестве датчика структурно-фазового превращения α↔β. Скорость нагрева и охлаждения регулировалась программным устройством, разработанным специально для этих целей. Точность поддержания температуры ± 1 °C [2].Влияние скорости нагрева-охлаждения проявляется в уменьшении времени процесса и увеличении скорости деформации έ при постоянной нагрузке и одинаковых значениях достигаемых степеней деформации.Исследования проводили в вакууме при остаточном давлении 1·10-4  мм.рт.ст. на модернизированной установке ИМАШ-20-75 с встроенными измерительными схемами [3].Исследования изотермического сверхпластического состояния деформирования позволили установить значения сопротивления деформирования сплавов ВТ20 и ОТ4 при оптимальных скоростях деформации.По этим данным были выбраны ступенчато величины деформирующих напряжений в первой серии опытов. Для сплава ВТ20 ‒ 9,51; 11,76; 15,69; 19,22 МПа; для сплава ОТ4 ‒ 8,62; 10,29; 14,61; 17,16 МПа. Термоциклирование со скоростью нагрева – охлаждения 13 °С·с-1  приводит к увеличению скорости деформации на 2 порядка, для сплава ОТ4 при увеличении напряжения деформирования от 7,84 до 17,16 МПа и на 1‒2 порядка сплава ВТ20. Изменение скорости деформации в течение цикла для всех режимов деформирования приведены в табл. 2 Табл. 2Была исследована кинетика развития деформации. Определены критические напряжения течения σкр, при которых характер зависимости деформации меняется и становится нелинейной функцией напряжения деформирования. Определены зависимости /σ ‒ ε/ при нагреве и охлаждении в течение цикла.Во второй серии исследований был определен скоростной коэффициент чувствительности m, установлены зависимости /σ ‒ έ/ при постоянной величине разности температур в цикле. Определение коэффициента было выполнено по методике, приведенной в работах [5 ‒ 8].Как в первой, так и во второй серии исследований выполнялись наблюдения за превращениями в структуре и проводилась оценка вклада межзеренной деформации в общую. Эти исследования были выполнены на установке ИМАШ-20-75, оборудованной высокотемпературным микроскопом МВТ-1.Произведена оценка влияния режима обработки на упрочнение сплавов ВТ20 и ОТ4 по измерениям микротвердости на приборе ПМТ-3.Важность этих исследований обуславливалась как необходимостью уточнения особенностей сверхпластического течения сплавов, так и потребностью установления технологических параметров обработки этих сплавов.Был исследован следующий режим термообработки. Отожженные и имеющие мелкозернистую структуру образцы в α-состоянии после установки в машину ИМАШ-20-75 нагревались в разгруженном состоянии пропусканием тока в вакууме 1·10-4  мм.рт.ст. остаточного давления. Скорость нагрева не влияла на последующие превращения в сплавах. При достижении температур 850, 900, 950, 1000 °C в сплаве наблюдались превращения, скорость которых зависит от температуры. Так при температуре 1000 °C через 10 мин выдержки исчезают дисперсность в структуре и проявляются границы крупных зерен. Процесс этот выглядит как растворение границ мелкозернистой структуры, пропадает четкость объектов. Это может быть связано с поверхностными процессами. Аналогичное состояние поверхности при температуре 850 °C достигается за 40 мин. Интервал температур 850…1000 °C лежит в области двухфазного состояния этих сплавов и при выдержке происходит изотермическое превращение α↔β. Обнаружен рост зерен путем перемещения границ зерен и путем выявления новых границ зерен d = 100…150 мкм, ориентированных под некоторыми углами к прежним, растворяющимся в процессе выдержки. Каких-либо следов внутрезеренных превращений в процессе превращения α↔β не выявлено. Деформирование с небольшой скоростью έ = 1·10-5  с-1 образцов, в которых идет превращение α↔β в изотермических условиях, усиливает рост зерен путем превращения границ, ускоряет процесс выявления уже возникших переориентированных границ. При этом не наблюдается возникновение новых переориентаций. Границы в этих условиях имеют размытый вид. Дальнейшая обработка образцов заключалась в охлаждении их от температур из β-области до 800 °C. Этот процесс идет путем образования α-фазы и при наблюдении за поверхностью шлифа представляется заполнением объема зерен, существующих при температуре α+β-области, пачками пластинчатых образований. Пачки ориентированы друг к другу под углами 90° и 60°, препятствуют росту друг друга и образуются, как правило, от границ зерен. Пластинки пачек представляют зерна α-фазы. При этом происходит перераспределение легирующих элементов Мо, V, атомы которых сегрегируют на границы α-пластин, образуя прослойки стабильной β -фазы. И в структуре сплава количество остаточной α–фазы достигает 11%. Подготовленные таким образом образцы использовались в обеих сериях исследований [9 ‒ 11].В первой фазе цикла нагрева идет растворение границ пластин α-фазы, возникновение границ зерен β-фазы, но миграции не наблюдается. Приложенное напряжение ниже критического σ = 12,74 МПа для образцов из ВТ20 и σ  = 15,2 МПа для образцов из ОТ4 не вносит каких-либо изменений в этот процесс.При более высоких напряжениях наблюдается дополнительная миграция границ. Графическая зависимость между приложенной нагрузкой σ  (МПа) и относительной деформацией ε  (%)  приведена на рис. 1. Зависимость построена по значениям ∆ l/l , получаемым в цикле нагрев‒охлаждение. Рис. 1Исследование кинетики развития деформации в цикле показало, что при нагреве и охлаждении при докритических напряжениях прирост деформации в первой фазе цикла достигает некоторого максимального значения и во второй фазе деформации в результате термического сжатия несколько уменьшается, (см. кривые 1, 2 для ВТ20 и 5, 6 для ОТ4 на рис. 1). Увеличение напряжения деформации приводит к нелинейности в зависимости Δl/l-σ. Значительная часть деформации в цикле и при напряжениях выше критических достигается в первой фазе цикла. Это можно объяснить значительным облегчением деформации путем развития дополнительных процессов, протекающих с перемещением объемов материала (усиление диффузии); растворением границ зерен, препятствующих деформации; миграцией границ новых зерен. Причем, как было отмечено выше, термоциклирование интенсифицирует эти процессы и обеспечивает большую скорость деформации при сохранении высокой пластичности. Во второй фазе цикла процесс идет с образованием новых граничных поверхностей зерен и междуфазных поверхностей. Деформирование при охлаждении приводит к измельчению структурных элементов в ВТ20 и огрублению структуры ОТ4: в ОТ4 деформация протекает в объеме зерен с образованием полос скольжения, которые могут пересекать несколько пачек пластин и даже простираться до границ β-фазы; в ВТ20 значительно развивается деформация в приграничных областях.Oт границ зерен образуются тонкие двойники, что затрудняет миграцию зерен и влияет на величину допустимой скорости деформации. Максимальные достигаемые значении скоростей деформации для образцов из ВТ20 при напряжениях, соответствующих режиму изотермической сверхпластичности не превышают έ = 4,7·10-3 с-1, при напряжении σ = 17,45 МПа наблюдается значительно более интенсивное движение границ зерен. Во время деформации с постоянным напряжением σ = 17,16 МПа, достигаемые скорости деформации έ = 2,2 ·10-2 с-1.Была выполнена оценка вклада зернограничной деформации в общую. Кривые зависимости /εзг - εоб/ приведены на рис. 2. Вклад зернограничной деформации с ростом степени деформации растет у сплава ОТ4. Для сплава ВТ20 и в термоциклических условиях он незначителен и, наоборот, отношение εзг/εоб с ростом деформации резко падает и затем остается на одинаковом уровне.Рис. 2Это говорит о том, что у ВТ20, при повышении деформирующих напряжений выше критического, имеют развитие процессы внутри зерен α-фазы и междуфазные границы не играют большой роли при деформации. Движение границ зерен β-фазы затруднено. Двойникование, имеющее место в объеме зерен α-фазы у сплава ОТ4, не препятствует движению границ.Свойства ОТ4 и ВТ20 изучались в условиях термоциклического деформирования с целью выяснения влияния термоциклирования на скоростную зависимость напряжения течения, на пластичность и коэффициент скоростной чувствительности, величина которого является характеристикой сверхпластического состояния деформирования.На рис. 3 приведены кривые «напряжение-скорость деформации» в условиях термоциклического деформирования сплавов ВТ20 и ОТ4, имеющих перед испытанием пластинчатое строение α-фазы и сохранившиеся в структуре границы зерен β-фазы при постоянном значении скорости нагрева-охлаждения и величине температурного интервала 800…1000 °С. Из рис. 3 видно, что зависимость роста напряжения от скорости деформации носит немонотонный характер.Рис. 3Графики зависимости /σ - έ/ при термоциклировании в интервале более широком, чем интервал превращения имеют вид полосы переменной ширины. Существенно отметить, что у ВТ20 наблюдается более высокая зависимость напряжения течения от скорости деформации. Сверхпластическое состояние деформирования возникает у ВТ20 при более низких скоростях и более узком интервале скоростей έ = 2·10-5…2·10-4 с-1 чем у ОТ4, у которого интервал скоростей έ = 3·10-5…2·10-3 с-1.У обоих сплавов наблюдается скорость деформации, при которой характер изменения температуры не влияет на величину έ, для ВТ20 она составляет 1,5·10-5 с-1, а для ОТ4 порядка 3·10-5 с-1. Это можно объяснить протеканием релаксационных процессов, устраняющих поля внутренних напряжений и вакансионное пересыщение агрегата при термоциклировании.Вторая серия опытов была выполнена по методике, приведённой в [1] и заключалась в измерении значений m при смене скорости деформации ε  ступенчато. Значения коэффициента скоростной чувствительности деформации определялись по формуле m=logσlogε .  Зависимость значения показателя m от скорости деформации при циклических условиях для ВТ20 и ОТ4 приведена на рис. 4.Рис. 4Таким образом, можно отметить, что при циклическом изменении температуры, чувствительность к изменению скорости деформации достигает максимального значения при более высоких скоростях деформации.Оптимальное значение m лежит в интервале скоростей ε=3∙10-4…2∙10-3 с-1  для ОТ4; для ВТ20 – в интервале ε=2∙10-3…4∙10-4 с-1 . При увеличении скорости деформирования значения резко снижаются и при скоростях ε=1∙10-2 с-1  имеют величину m = 0,3.Величина относительного удлинения в условиях термоциклирования и постоянной скорости деформации в оптимальном интервале достигла δ=210 %  для ВТ20 и δ=320 %  для ОТ4. Сопоставление комплекса характеристик σ, ε,  m  позволяет утверждать, что оба материала при испытаниях на одноосное растяжение в вакууме находились в сверхпластическом состоянии деформирования при термоциклировании.В связи с вопросом о превалирующей роли какого-либо из процессов, сопровождающих сверхпластическое состояние деформирования, и, в первую очередь, зернограничного проскальзывания и внутризёренных процессов, связанных с перестройкой дислокационной структуры (субзёренные превращения, полигонизация, дислокационные скопления), существенно для исследуемых сплавов, кроме выполненных исследований по зернограничной деформации, необходимо провести исследования свойств прочности в зависимости от параметров деформирования. Для этих целей применялась методика измерения микротвердости, которая характеризует сопротивление изученного материала пластическому деформированию и чувствительна к субструктурным изменениям.Измерения проводились на образцах сечением 3x3 мм, подвергнутых режиму деформирования с постоянной нагрузкой при термоциклировании в интервале температур 800…1000 oC. Были проведены этим же методом исследования по однородности деформации в рабочей части образцов сечением 3x3 мм при рабочей длине L= 38 мм.Проведенные исследования показали, что режимы деформирования оказались оптимальными, т.е. близкими к сверхпластическому состоянию деформирования; распределение Hµ по очагу деформации во всех сечениях одинаково. Зависимость микротвердости внутри зерен для исследованных материалов от приведенного напряжения в термоциклических условиях деформирования приведена на рис. 5. Рис. 5Измерения проводились на серии образцов для каждого напряжения, и по средним значениям определялась микротвердость Hµ, как функция от напряжения деформирования. Наибольшее упрочнение получено в результате обработки по приведенному выше режиму – «постоянная нагрузка + термоциклирование» в интервале температур 800…1000 oC на образцах сплава ВТ20. При значениях исходной твердости Hµ = 3,0 ГПа образцы получали упрочнение до значений Hµ = 4,9 ГПа.  У сплава ОТ4 упрочнение незначительно и значения исходной твердости Hµ = 2,1 ГПа лежат в интервале разброса величин твердости после обработки.Заключение Полученные в данной работе величины значений скоростей деформирования титановых сплавов при горячей штамповке позволяет выбрать оптимальные параметры процесса горячей штамповки как в изотермических условиях, так и в интервале температур фазового превращения (α↔β ) титана.Показано, что исходная структура (размер зерна) монолитных образцов незначительно влияет на величины скоростей деформирования и сопротивления деформации в условиях постоянства диссипации энергии.