Физика металлов и металловедение, 2022, T. 123, № 5, стр. 547-553

ВВЕДЕНИЕ

Титановый сплав ВТ18У (средний марочный состав, мас. % – Ti–6.8Al–4Zr–2.5Sn–1Nb–0.7Mo–0.15Si [1]) за счет комплексного многокомпонентного легирования (α-стабилизатором алюминием, нейтральными упрочнителями цирконием и оловом, вблизи предела растворимости в α-фазе тугоплавкими β-изоморфными стабилизаторами молибденом, ниобием, β-эвтектоидо-образующим стабилизатором кремнием) обладает высокими жаропрочными свойствами и используется для изготовления деталей компрессора высокого давления газотурбинных двигателей с рабочими температурами до 550–600°С [2]. В настоящее время ведутся исследования по созданию на базе ВТ18У композитов, упрочненных TiB, TiC, для повышения жаропрочных характеристик до температур работы 700°С [3, 4], по получению качественных сварных соединений [5], в том числе за счет микролегирования [6], по влиянию окисления [7] и текстуры [8] на его структуру и свойства.

Окончательный комплекс свойств сплава ВТ18У обычно формируется при двойном отжиге, включающем высокотемпературный нагрев сплава в двухфазную α + β-область в интервал 900–950°С, охлаждение на воздухе и низкотемпературную обработку в диапазоне 550–650°С [1, 2]. При низкотемпературной обработке в сплаве ВТ18У возможно образование не только частиц вторичной α_II-фазы, но и интерметаллидных соединений, включая упорядоченную α₂-фазу [9].

В монографии [10] отмечается, что в результате двойного отжига в сплаве IMI685, относящемся, как и ВТ18У к псевдо- α-сплавам, фиксируется минимальная ползучесть, если после высокотемпературной обработки скорость охлаждения в используемой среде составляет 1–10°/с. В работе [11] показано, что близкая к верхнему пределу этого диапазона скорость охлаждения (9–13°/с) реализуется при охлаждении в воду полуфабрикатов толщиной 25 мм из титанового сплава ВТ23 (Ti–4.7Al–2Mo–4.5V–1.1Cr–0.7Fe), имеющего сходное со сплавом ВТ18У суммарное содержание легирующих элементов (в пределах 13–15 мас. %).

В работе [12] установлено, что при охлаждении в воде сплава ВТ18У с температуры вблизи нижнего предела рекомендованного высокотемпературного нагрева 900°С наряду с первичной α-фазой (α_Ι) фиксируется метастабильный β-твердый раствор и незначительное количество α₂-фазы. При более высоких температурах нагрева (915°С и выше) вплоть до температуры полного полиморфного α + β → β-превращения (Т_пп) высокотемпературный β-твердый раствор частично претерпевает мартенситное β → α'-превращение. Но в работе [12] не рассмотрена эволюция полученного при охлаждении в воде структурно-фазового состояния сплава ВТ18У при последующем нагреве в диапазоне температур низкотемпературной обработки, хотя это важно с научной и практической точки зрения. Такое исследование проведено в настоящей работе с использованием методики полнопрофильного рентгеноструктурного фазового анализа, нашедшей применение при изучении процессов распада метастабильных фаз в сплавах титана [13].

МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКИ

Материалом для исследования служили полученные деформацией в β-области в промышленных условиях прутки диаметром 21 мм из псевдо-α-сплава ВТ18У и опытного сплава, отличающегося от ВТ18У повышенным содержанием циркония (7 мас. %) и олова (4 мас. %). Сплав ВТ18У, по данным микрорентгеноспектрального анализа (МРСА), имел следующий химический состав (в мас. %) – Ti–6.4Al–3.5Zr–2.6Sn–1Nb–0.6Mo–0.2Si. Сплав ВТ18У прошел двухступенчатую обработку: высокотемпературный нагрев в воздушной атмосфере до 915°С, выдержка 1 ч, охлаждение в воде, последующее старение при 550, 600, 650, 700°С в течение 1 ч, охлаждение на воздухе. Опытный сплав подвергали высокотемпературной обработке при 1150°С с последующим охлаждением на воздухе, затем старению при 700°С в течение 100 ч, охлаждение на воздухе.

Методами исследования служили оптическая микроскопия (ОМ), растровая (РЭМ) и просвечивающая (ПЭМ) электронная микроскопия, рентгеноструктурный фазовый анализ (РСФА), измерение твердости по Роквеллу. Металлографические исследования проводили на оптическом микроскопе Olimpus JX51. Для МРСА использовали микроскоп РЭМ “JSM 6490LV” с приставкой для микроанализа Oxford Inca. МРСА тонких фольг из опытного сплава осуществляли на ПЭМ “JEM-210”, оснащенным энергодисперсионным рентгеновским спектрометром. РСФА проводили на дифрактометре Bruker D8 Advance в CuK_β-излучении. Для полнопрофильного анализа дифрактограмм использовали программу Bruker Topas (версия 4.2). Измерение твердости по Роквеллу осуществляли при нагрузке 1500 H.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

Микроструктура псевдо-α-сплава ВТ18У после охлаждения в воде с температуры 915°С (рис. 1) характеризуется наличием полиэдрических со средним размером около 75 мкм β-превращенных зерен, имеющих α-оторочку. Внутри β-зерен фиксируются по несколько пакетов (от 2-х до 5-ти) первичных α_Ι-пластин (рис. 1а). α _Ι-пластины в пакетах разделены тонкими прослойками β-фазы, видимыми на рис. 1б как более светлые области.

Рис. 1.

Структура сплава ВТ18У после высокотемпературной обработки при 915°С: а – ОМ, б – РЭМ.

В соответствии с данными РСФА (рис. 2), в структуре также присутствует α'-мартенсит и α₂-фаза. Из этого следует, что β-прослойки частично претерпели превращение в α'-мартенсит, а α₂-фаза могла образоваться в α_Ι-пластинах, но в микроструктуре сплава α' и α₂-фазы не выявляются при исследовании ОМ и РЭМ из-за высокой дисперсности.

Рис. 2.

Дифрактограмма (а) и данные ее полнопрофильного анализа (б) сплава ВТ18У после высокотемпературной обработки при 915°С: 1 – линия {002}α', 2 – линия {002}α_I, 3 – линия {110}β, 4 – линия {101}α_I, 5 – линия {101}α', 6 – линия {201}α₂, 7 – линия {102}α₂.

Фиксируемая пакетная структура α_Ι-фазы унаследована от исходного полуфабриката, а образование α'-мартенсита связано с частичным растворением первичных α _Ι-пластин в β-матрице в ходе выдержки при 915°С, сопровождающимся уменьшением количества β-стабилизаторов (Mo, Nb) в β-твердом растворе. Это снижает стабильность β‑матрицы к мартенситному β → α'-превращению при охлаждении в воде. Твердость сплава после высокотемпературной обработки составила 36 HRC.

Полнопрофильный анализ дифрактограммы (рис. 2б) позволил рассчитать периоды (параметры) решетки фиксируемых в ВТ18У структурных составляющих: a_β = 0.3264 нм, a_αI = 0.2932 нм, с_αI = 0.4684 нм, с/а_αI = 1.598, a_α' = 0.2970 нм, с_α' = = 0.4744 нм, с/а_α' = 1.597, a_α2 = 0.5797 нм, с_α2 = = 0.4643 нм, (с/а)_α2 = 0.801. Сравнительный анализ периодов (параметров) решеток фаз α_I и α', имеющих однотипную ГПУ-решетку, показал, что у α'-мартенсита периоды a и c выше, а параметр c/a ниже, чем у α_I-фазы. Это связано с тем, что α'-мартенсит, образующийся при охлаждении по бездиффузионному механизму из β-матрицы, имеет состав, близкий к β-твердому раствору, который при нагреве в двухфазную α + β-область содержит, исходя из диаграмм состояния титана с легирующими элементами [14], большее количество β-стабилизаторов (Mo, Nb, Si), нейтральных упрочнителей (Zr, Sn) и меньшее – α-стабилизатора (Al), чем α_I-фаза. При этом радиус атомов Sn (162 пм), Zr (160.25 пм), больше, а атомов Mo (136.26 пм), Nb (142.9 пм), Si (115.3 пм), Al (143.17 пм) меньше, чем размер атома титана (146.15 пм) [15, 16]. Учитывая небольшое содержание Mo, Nb, Si в сплаве ВТ18У, это способствует получению более высоких периодов решетки а, с и, согласно данным монографии [17], более низкого параметра c/a у α'-мартенсита.

Дифрактограммы, полученные с состаренного при различных температурах сплава ВТ18У, приведены на рис. 3. Повышение температуры старения от 550 до 700°С способствует изменению интенсивности и положения дифракционных линий от фаз, зафиксированных после высокотемпературной обработки при 915°С, а также появлению вместо линий α'-мартенсита линий вторичной α_II-фазы (рис. 3). Это указывает на развитие в сплаве ВТ18У процессов распада неравновесных фаз.

Рис. 3.

Участки дифрактограмм с данными полнопрофильного анализа сплава ВТ18У, состаренного при 550 (а); 600 (б); 650 (в); 700°С (г): 1 – линия {110}β, 2 – линия {101}α_I, 3 – линия {101}α_II, 4 – линия {201}α₂, 5 – линия {102}α₂.

Изменение с температурой старения периода решетки β-фазы и параметра c/a α_I, α_II, α₂-фаз, дано на рис. 4.

Рис. 4.

Зависимость периода кристаллической решетки β-фазы aβ (а), параметров с/а αI-фазы (пунктирная ли- ния), αII-фазы (штрихпунктирная линия) и 2*(с/а) α2- фазы (сплошная линия) (б) от температуры старения сплава ВТ18У.

Параметр c/a служит индикатором уровня легирования указанных фаз [17]. Следует отметить, что у α₂-фазы с упорядоченной ГПУ решеткой период а вдвое больше, чем период а у α-фазы с неупорядоченной ГПУ решеткой. Поэтому для удобства сравнительного анализа изменения параметра c/a фиксируемых α_I, α_II, α₂-фаз на рис. 4б для α₂-фазы приведены значения параметра 2*(c/a). Из рис. 4б видно, что с увеличением температуры старения происходит “зеркальное” изменение параметров c/a α_I-фазы и 2*(c/a) α₂-фазы: при снижении параметра c/a α_I-фазы увеличивается параметр 2*(c/a) α₂-фазы и наоборот.

Учитывая это и более высокий, чем у α'-мартенсита, параметр c/a α_I-фазы, можно заключить, что в ходе старения из α_I-фазы происходит выделение α₂-фазы. Максимальное ее количество образуется при 650°С, исходя из среднего относительного изменения интенсивности линий α₂ фазы на дифрактограммах (рис. 5), рассчитанного по данным полнопрофильного анализа (рис. 3). Как известно [2], α₂-фаза представляет собой интерметаллид на основе алюминида титана Ti₃Al, ее выделение в ходе старения приводит к обеднению α_I-фазы по алюминию, а, в соответствии с данными из [16], это способствует снижению параметра c/a α_I- фазы. И наоборот, повышение содержания алюминия в α₂-фазе при старении способствует росту этого параметра.

Рис. 5.

Изменение с температурой старения по данным полнопрофильного анализа дифрактограмм среднего значения суммы относительной интенсивности линий {201}α₂ и {102}α₂, нормированных к интенсивности этих линий при температуре старения 550°С.

Уменьшение интенсивности линий α₂-фазы при повышении температуры старения с 650 до 700°С (рис. 5), по нашему мнению, связано с близостью температуры 700°С к температурной границе существования этой фазы, которая, согласно данным работы [9], в сплаве ВТ18У лежит в районе 750°С. В целом можно отметить, что приведенный параметр 2*(c/a) α₂-фазы выше, чем параметр c/a α_I-фазы, очевидно, из-за более высокого содержания в α₂-фазе алюминия, который способствует росту c/a [17].

Период решетки β-фазы меняется через минимум при 650°С. В работе [9] было показано, что минимальный инкубационный период распада β‑фазы с образованием α-фазы в жаропрочных титановых сплавах типа ВТ18У соответствует именно 650°С. α_II-фаза выделяется в ходе старения из метастабильных β-фазы и α'-мартенсита с формированием смеси из α_II и вновь образованной β-фазы. Образование α_II-фазы, согласно [17], сопровождается обогащением β-твердого раствора β-стабилизаторами, в нашем случае молибденом, ниобием, кремнием, которые в β-фазе имеют атомный радиус сопоставимый (ниобий) и меньший (молибден, кремний) чем расчетный атомный радиус β-титана (142.11пм [18]). Это приводит, в целом, к снижению при старении по сравнению с высокотемпературной обработкой (а_β = 0.3264 нм) периода решетки β-фазы (рис. 4а).

Увеличение периода решетки β-фазы при повышении температуры старения с 650 до 700°С связано с ростом объемной доли присутствующего β-твердого раствора в сплаве, и, соответственно, снижения относительного содержания β-стабилизаторов в нем. Рост объемной доли β-фазы в структуре в данном случае вытекает из повышения интенсивности линий β-фазы на дифрактограммах, в частности, расчет по данным полнопрофильного анализа (рис. 3в, 3г) показал, что интенсивность линии {110}β увеличивается в 1.25 раза.

Рост параметра c/a α_II-фазы при повышении температуры старения с 650 до 700°С связан с увеличением содержания в ней α-стабилизатора алюминия, нейтральных упрочнителей олова и циркония и снижением содержания β-стабилизаторов. Последнее происходит за счет их более активного перераспределения с формируемым при распаде β-твердым раствором в результате увеличения диффузионной подвижности легирующих элементов с ростом температуры старения.

Необходимо отметить, что параметр c/a α_II-фазы при всех температурах старения ниже параметра c/a α_I-фазы (рис. 4б). Это свидетельствует о различии химического состава формирующихся в ходе старения α_I и α_II-фаз. Как будет показано ниже на примере длительно состаренного опытного сплава (табл. 1), α_II-фаза по сравнению с α_I фазой обеднена по α-стабилизатору алюминию и нейтральному упрочнителю цирконию, обогащена по нейтральному упрочнителю олову. По данным [16] это создает условия получения более низкого параметра c/a у α_II-фазы по сравнению с α_I.

Изменение твердости сплава ВТ18У в состаренном состоянии показано на рис. 6. Полученная зависимость хорошо коррелирует с количеством упрочняющей упорядоченной α₂-фазы в сплаве после старения, которое качественно можно оценить по отношению интенсивности ее линий на дифрактограммах (рис. 5). Максимум количества α₂-фазы в ходе старения при температуре 650°С способствует получению и максимума твердости.

Рис. 6.

Твердость cплава ВТ18У при различных температурах старения.

Дополнительный вклад в упрочнение возможен за счет выделения вторичной α_II-фазы, но он гораздо менее существенный по двум причинам. Во-первых, из-за малой объемной доли в структуре метастабильных фаз – β, α' (суммарно менее 10% – [12]), из которых она выделяется, по сравнению с первичной α_I-фазой (около 90%), из которой образуется α₂-фаза. Во-вторых, из-за различия морфологии образующихся при старении α_II и α₂-фаз, как показано ниже на опытном сплаве (рис. 7).

Рис. 7.

Структура состаренного при 700°С в течение 100 ч опытного сплава: а – светлое поле, б – темное поле в рефлексе [220]_β, в – темное поле в рефлексе [101]_α2.

Экспериментальное подтверждение различия в морфологии и химическом составе фаз, образующихся при старении в сплавах типа ВТ18У, проведено на опытном сплаве с повышенным содержанием циркония (до 7 мас. %) и олова (до 4 мас. %), состаренном при 700°С в течение 100 ч. Использование опытного сплава вместо ВТ18У и увеличение времени старения с 1 до 100 часов обусловлено необходимостью получить достоверные данные о перераспределении легирующих элементов в различных структурных составляющих в ходе старения. Во-первых, опытный сплав более легирован нейтральными упрочнителями (Zr, Sn) по сравнению с промышленным сплавом ВТ18У, что, исходя из данных литературы [2], способствует образованию большего количества α₂-фазы при старении без существенного роста Т_пп. Во-вторых, значительное увеличение времени выдержки при максимальной из использованных в работе температуре старения 700°С обеспечивает получение выделений необходимого размера, достаточного для достоверного определения в них химического состава при ПЭМ исследовании.

Структура состаренного при 700°С в течение 100 ч опытного сплава (рис. 7) состоит из крупных пластин α_I-фазы, имеющих относительно невысокую плотность дислокаций (рис. 7а), разделенных тонкими β-прослойками (рис. 7б), к которым прилегают области типа “пластин” α_II‑фаз (рис. 7а), образующиеся при старении, очевидно, за счет движения межфазной β/α_I-границы.

Темпопольный анализ показал, что в α_I-пластинах при старении происходит равномерное выделение дисперсных частиц α₂-фазы (рис. 7в). α_II-пластины свободны от α₂ -выделений. Т.е., в состаренном состоянии опытный сплав состоит из упрочненных α₂-фазой α_I-пластин и относительно мягких прослоек из смеси β + α_II-фаз.

Различия в морфологии выделяющихся при старении α₂, α_II-фаз в опытном сплаве согласуются с приведенными выше данными об определяющей роли α₂-фазы, а не α_II в упрочнении при старении промышленного сплава ВТ18У.

Данные локального МРСА, полученные при ПЭМ исследовании, по содержанию основных легирующих элементов (Al, Zr, Sn) в структурных составляющих, фиксируемых в опытном сплаве после старения, приведены в табл. 1.

Представленные в таблице результаты хорошо согласуются с данными литературы, использованными в первой части работы при анализе влияния химического состава образующихся в ходе старения фаз на изменение параметров их кристаллических решеток в промышленном сплаве ВТ18У. Необходимо еще обратить внимание на более высокое содержание циркония и олова в упорядоченной α₂-фазе по сравнению с β-твердым раствором, что, в целом, не характерно для неупорядоченных α_II и α_I-фаз (табл. 1). Последнее, очевидно, связано с повышением стабильности α₂-фазы при введении в нее Zr, Sn [2].

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Исходя из выполненных исследований, получены следующие результаты:

РСФА, проводимый в CuK_β-излучении в сочетании с полнопрофильным анализом линий, позволяет после старения сплава ВТ18У надежно разделить накладывающиеся линии α_I, α_II, α₂-фаз.

Дано объяснение особенностей изменения рассчитанных периодов (параметров) кристаллических решеток фаз (β, α', α_II и α₂), образующихся при высокотемпературной обработке и последующем старении в промышленном сплаве ВТ18У.

Показано, что максимум твердости при 650°С состаренного промышленного сплава ВТ18У связан с наибольшим фиксируемым количеством α₂-выделений при этой температуре старения.

На опытном сплаве на основе ВТ18У с повышенным содержанием циркония (7 мас. %) и олова (4 мас. %) установлены морфологические особенности выделения α₂- и α_II-фаз и характер перераспределения легирующих элементов (алюминия, циркония, олова) в фазовых структурных составляющих (β, α_II, α_I, α₂), формирующихся в ходе старения при 700°С в течение 100 ч.

Работа выполнена в рамках Госзадания Минобрнауки РФ УрФУ № 0836-2020-0020.