Физика металлов и металловедение, 2021, T. 122, № 12, стр. 1317-1323

ВВЕДЕНИЕ

Титановые сплавы благодаря высоким характеристикам удельной прочности и удельной жаропрочности, являются одними из наиболее используемых материалов в авиационном двигателестроении [1]. Из них изготовляют детали вентилятора и компрессора низкого давления, которые работают при температурах не выше 600°С. На данный момент считается, что эта температура является предельной для жаропрочных сплавов титана, причем длительность эксплуатации при этой температуре ограничена. В тоже время сплавы на основе алюминидов титана могут работать и при более высоких температурах (650–700°С), однако их применение сдерживается низкими характеристиками пластичности и вязкости при комнатных температурах.

Хорошо известно [2–5], что для получения повышенных характеристик жаропрочности предпочтительно иметь в сплавах пластинчатую структуру при небольших содержаниях β-фазы в пределах 5–7%, которую получают за счет деформации или термической обработки в β-области. Возможными способами увеличения длительности использования сплавов при повышенных температурах являются как дополнительное легирование сплавов тугоплавкими элементами, так и создание двухфазных α + α₂-структур. Оба этих подхода имеют существенные проблемы. Так, все тугоплавкие элементы, применяемые в титановой промышленности, а именно: молибден, вольфрам, ниобий и тантал, являются β-стабилизаторами, и их введение увеличивает количество термически нестабильной β-фазы, что в свою очередь будет увеличивать деформацию при ползучести. В случае создания α + α₂-структуры при используемых в настоящее время режимах термической обработки наблюдается эффект охрупчивания сплавов вследствие образования высокодисперсных частиц, которые достаточно равномерно распределяются как по телу зерен, так и по их границам. В этой связи в промышленных сплавах минимизируют количество выделяющейся α₂-фазы для сохранения комплекса вязко-пластических свойств.

Известно [6, 7], что процесс формирования двухфазной α + α₂-структуры может проходить как путем образования дисперсных частиц по механизму зарождения и роста, так и по реакции упорядочения с образованием областей с дальним порядком. В последнем случае при относительно крупных размерах упорядоченных областей можно избежать эффекта охрупчивания и, тем самым, создать сплав с термически стабильной двухфазной α + α₂-структурой. Для реализации различных механизмов формирования α + α₂-структуры необходимо сформировать разные исходные структурные состояния и оценить процессы, которые обеспечивают распад пересыщенного α-твердого раствора с образованием упорядоченной фазы. Как было показано в работе [8], различные структурные состояния, полученные закалкой с разных температур, способствуют активации разных механизмов распада метастабильного α-твердого раствора. Кроме того, на наш взгляд, дополнительный вклад в получение термически стабильной двухфазной структуры можно реализовать, выполнив оценку влияния легирования на несоответствие решеток α и α₂-фаз. Создание сплава с их минимальным несоответствием позволит обеспечить пониженную удельную поверхностную энергию и, следовательно, дополнительно повысить термическую стабильность структуры.

В связи с этим целью данной работы является изучение закономерностей процессов формирования структуры в модельных сплавах системы Ti–10% Al, дополнительно легированных как β‑стабилизаторами (молибден, ниобий), так и “нейтральными” элементами (цирконий, олово), при закалке от температур, соответствующих однофазной β- и двухфазной (α + β)-областям, и установление влияния структуры на комплекс механических свойств.

МАТЕРИАЛ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

Материалом исследования служили слитки из титановых сплавов, массой по 40 г, полученные в дуговой электрической печи Heraues L200d. Химический состав сплавов представлен в табл. 1. Слитки гомогенизировали в вакуумной печи при температуре 1200°С в течение 3-х ч с последующим медленным охлаждением.

Термическую обработку осуществляли закалкой в воде. Основными методами исследования служили растровая (РЭМ) и просвечивающая электронная микроскопия (ПЭМ), выполненные на микроскопах AURIGA CrossBeam и JEM2100 соответственно, и рентгеноструктурный анализ, проведенный на дифрактометре Brukker D8-Advance в CuK_α-излучении в диапазоне углов 2θ = = 20°–75°. Погрешность в определении периода фаз не превышала ±0.0001 нм. Микродюрометрические измерения проводили с помощью прибора MHTXCSM INSTRUMENTS по методике Оливера и Фарра [9]. При этом использовали следующие условия эксперимента: индентор – алмазная пирамидка, скорость нагружения 18 Н/мин, максимальная нагрузка 9 Н, время выдержки 15 с, скорость снятия нагрузки 18 Н/мин. Твердость образца определяли по глубине отпечатка, модуль упругости – по кривой разгрузки. Измерение твердости по Роквеллу (по пяти замерам) проводили на твердомере “Zwick Roell 6187.5 LKV” при нагрузке 150 кг.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

В качестве температур нагрева под закалку были выбраны 1200 и 950°С для реализации различных структурных состояний. В первом случае (Т_зак = 1200°С, закалка из β-области) по данным РЭМ в результате закалки формировался α'-мартенсит (рис. 1а, 1б), а в случае закалки с 950°С (двухфазная α + β – область) фиксировали крупные пластины α-фазы, разделенные прослойками α'-мартенсита (рис. 1в, 1г). Микрорентгеноспектральный анализ (МРСА) показал, что в процессе обработки в двухфазной области наблюдается перераспределение легирующих элементов между фазами: α-фаза обогащается алюминием до 10.0–10.5 мас. % и обедняется молибденом и ниобием (табл. 2, спектр 2). При этом, если молибден полностью переходит в α'-мартенсит, который образовался из β-фазы при закалке (спектр 3), то ниобий сохраняется в некотором количестве в α-фазе. Олово и цирконий распределяются между фазами практически равномерно. Содержание алюминия в α'-мартенсите, составляет 7.0–7.5 мас. %, а суммарное содержание молибдена и ниобия соответствует молибденовому эквиваленту около 5 (спектр 3).

Рис. 1.

Типичные РЭМ-изображения микроструктуры сплавов, закаленных из β- (а, б) и из (α + β)-области (в, г); а, в – сплав Ti10Al1Mo1Nb; б, г – сплав Ti10Al1Mo1Nb4Zr.

При исследовании структуры методами ПЭМ установлено, что преимущественно образуется мартенсит пакетной морфологии (рис. 2а, 2б), но иногда встречаются отдельно расположенные и различно ориентированные пластины. Внутри мартенситных игл наблюдаются скопления дислокаций и иногда микродвойники.

Рис. 2.

Светлопольные ПЭМ-изображения микроструктуры (а, б) и соответствующие микроэлектронограммы (в, г) сплавов Ti10Al1Mo1Nb (а, в) и Ti10Al1Mo1Nb4Zr3Sn (б, г), закаленных из β-области.

Наибольшее количество двойников обнаружено в сплаве Ti10Al1Mo1Nb, а дополнительное введение олова и циркония существенно уменьшает количество образовавшихся двойников, что может косвенно свидетельствовать о повышении энергии дефектов упаковки вследствие такого легирования. Введение в химический состав сплавов циркония несколько повышает дисперсность структуры. На ряде микро-электронограмм наблюдаются сверхструктурные отражения от α₂-фазы, однако сами частицы обнаружить не удалось, что обусловлено их крайне малым размером, и найти их в высоко дефектной матрице оказалось затруднительным. Судя по интенсивности сверхструктурных отражений количество α₂-фазы увеличивается при введении в состав сплавов олова.

Рентгеновские дифрактограммы, полученные с закаленных из β-области образцов, свидетельствуют об однофазной структуре сплавов (рис. 3). В табл. 3 представлены периоды решетки мартенситной фазы, образовавшейся при закалке сплавов. Как следует из представленных результатов легирование способствует увеличению периода “а” и уменьшению периода “с” мартенситной фазы, что обусловливает уменьшение отношения с/а и, тем самым, увеличивает возможное количество систем скольжения, которые могут реализоваться при деформации. Поскольку размеры атомов циркония и олова больше, чем атомов титана, а при их введении возрастает период “а”, можно предположить, что они преимущественно оккупируют базисные плоскости, в то время как атомы алюминия и молибдена меньших размеров располагаются по направлениям оси “с”.

Рис. 3.

Рентгеновские дифрактограммы исследуемых сплавов, закаленных из β-области.

При легировании молибденом и ниобием удельный объем решетки, приходящийся на один атом, уменьшается, а при введении циркония и олова наблюдается его закономерный рост. В структуре сплавов, закаленных с 950°С, внутри пластин α-фазы наблюдается характерный контраст (рис. 4 а), который обусловлен параллельным расположением дислокаций, вследствие их торможения различными препятствиями. На электронограммах при этом наблюдаются слабые диффузные рефлексы в положениях, соответствующих α₂-фазе, однако самих частиц выявить не удалось. Это может быть следствием как высокой дисперсности и малой объемной доли выделений, так и формированием областей, обогащенных по алюминию, но еще не имеющих своей кристаллической решетки, т.е. предвыделений.

Однако такие области могут являться барьерами для движения дислокаций и приводить к образованию такой планарной структуры. По данным рентгеноструктурного анализа в закаленном состоянии в сплавах Ti10Al1Mo1Nb и Ti10Al1Mo1Nb4Zr, присутствуют только α и α'фазы, а при введении олова в сплавах Ti10Al1Mo1Nb3Sn и Ti10Al1Mo1Nb4Zr3Sn (рис. 4 б) дополнительно фиксируются отражения от α₂-фазы. Разделить линии α и α'-фаз после такой обработки практически невозможно и поэтому в табл. 4 периоды этих фаз представлены как единое целое.

Рис. 4.

Светлопольные ПЭМ-изображения микроструктуры (а, б) и соответствующие микроэлектронограммы (в, г) сплавов Ti10Al1Mo1Nb (а, в) и Ti10Al1Mo1Nb4Zr3Sn (б, г), закаленных из (α + β)-области.

Сравнивая данные, представленные в табл. 3 и 4 видно, что для (α + α') структуры характерны меньшие значения периода “а” и большие значения “с”, чем для однофазного мартенситного состояния. Это приводит к возрастанию отношения “с/а”, что должно несколько затруднять пластическую деформацию по призматическим и пирамидальным плоскостям скольжения. Следует отметить, что хотя по данным МРСА [Mo]_экв для β‑фазы при такой обработке близок к 5-ти, линий, соответствующих образованию ромбического α"-мартенсита, зафиксировано не было.

Проведение дюрометрического исследования показало, что легирование приводит к увеличению твердости и снижению модуля упругости Е (табл. 5). При этом наибольший вклад в упрочнение наблюдается за счет введения в состав сплавов β-стабилизаторов – молибдена и ниобия. Легирование оловом и цирконием способствует дополнительному упрочнению. Как и следовало ожидать, твердость сплавов, закаленных из двухфазной области, несколько ниже, чем сплавов, обработанных на α'-мартенсит.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Таким образом, в работе установлено влияние легирования на формирование структуры, в сплавах системы титан – 10 мас. % алюминия, при закалке с температур, соответствующих однофазной β- и двухфазной (α + β)-областям. Показано, что после закалки из β-области формируется α'‑мартенсит пакетной морфологии. Легирование способствует увеличению дисперсности структуры. В сплавах, закаленных из двухфазной области, формируется α + α'-структура с небольшим количеством α₂-фазы. Проанализировано влияние легирования на периоды решетки α(α')-фаз. Установлено, что введение циркония и олова приводит к увеличению периода “а” и уменьшению “с” после закалки как из однофазной, так и двухфазной областей, что способствует лучшей деформируемости сплавов. В сплавах, содержащих олово, при закалке из двухфазной области обнаружена α₂-фаза.

“Исследование выполнено при финансовой поддержке РФФИ в рамках научного проекта № 19-38-90222”.