Физика металлов и металловедение, 2022, T. 123, № 5, стр. 541-546

ВВЕДЕНИЕ

Одним из способов повышения служебных свойств жаропрочных сплавов титана является создание термически стабильной структуры за счет управления процессами образования атомно-упорядоченной α₂-фазы [14 ] . При этом в работе [4] установлено, что в титановых сплавах α₂-фаза всегда выделяется из α-фазы, причем, в зависимости от состава сплава и термокинетических условий, это превращение может протекать как по механизму зарождения и роста, так и по гомогенному механизму, характерному для фазовых превращений 2-го рода. При этом в первом случае когерентность межфазной α₂/α границы либо сохраняется до комнатной температуры, либо при достаточно медленном охлаждении и многокомпонентном легировании нарушается частично или полностью. Упрочняющие частицы Ti₃Al равномерно распределены по телу зерна, что значительно снижает подвижность дислокаций, особенно при повышенных температурах, но способствует проявлению хрупкости при пониженных температурах [5–7].

Можно полагать, что в случае фазового превращения второго рода, когерентность границ должна сохраняться достаточно длительное время. В этом 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 исследовать 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 протеканию разных механизмов распада метастабильного α-твердого раствора. Кроме того, на наш взгляд, повысить термическую стабильность двухфазной структуры можно, снизив несоответствие решеток α- и α₂-фаз за счет легирования. Создание сплава с минимальным несоответствием позволит обеспечить пониженную удельную поверхностную энергию и, следовательно, дополнительную термическую стабильность структуры.

В работе [9] установлено, что в сплавах Ti–10 мас. % Al, дополнительно легированных молибденом, ниобием, цирконием и/или оловом, после закалки из β-области формируется α'-мартенсит с пакетной морфологией. Легирование способствует увеличению дисперсности структуры. В сплавах, закаленных из двухфазной области, формируется α + α'-структура с небольшим количеством α₂-фазы. Целью данной работы является изучение процесса формирования α + α₂-структуры в зависимости от исходной структуры, полученной закалкой с температур 1200 (β-область) и 950°С (α + β)-область, при изотермической выдержке.

МАТЕРИАЛ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

Материалом исследования служили слитки из титановых сплавов, массой по 40 г., полученные в дуговой электрической печи Heraues L200d, химический состав которых 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 от температур 1200 (β-область) и 950°С (α + β)-область. Последующую изотермическую выдержку осуществляли при температуре 650°С с выдержками до 300 ч в муфельной печи. Выбор температуры обусловлен как максимально возможной температурой эксплуатации сплавов титана, так и наибольшей полнотой α → α₂-превращения [10].

Основными методами исследования служили растровая (РЭМ) и просвечивающая (ПЭМ) электронная микроскопия, выполненные на микроскопах AURIGA CrossBeam и JEM2100 соответственно, и рентгеноструктурный анализ, проведенный на дифрактометре Brukker D8-Advance в Cu-K_α-излучении в диапазоне углов 2θ = 20°–75°. Погрешность в определении периода фаз не превышала ±0.0001 нм.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

Как следует из результатов исследований для сплавов, закаленных из β-области на мартенсит, проведение отпуска при 650°С привело к распаду мартенсита с образованием высокодисперсной смеси α- и β-фаз. Кроме того, в отпущенном состоянии во всех изученных сплавах β-фаза присутствует в межпластинчатых стыках (рис. 1). Последнее можно подтвердить контрастом на снимках, полученных в отраженных электронах в растровом микроскопе, она выглядит светлой за счет легирования более “тяжелыми” элементами: молибденом и ниобием.

Рис. 1.

Микроструктура сплавов Ti10Al1Mo1Nb (а) и Ti10Al1Mo1Nb4Zr (б) после закалки с температуры 1200°С и отпуска при 650°С в течение 300 ч (РЭМ).

В процессе отпуска исходная пластинчатая морфология сохраняется (рис. 2), и распад идет в каждой отдельной мартенситной пластине. С увеличением времени выдержки происходит α → α₂ превращение. В результате в структуре наблюдается смесь β- и α₂-фаз, видимо, при сохранении небольшого количества α-фазы, что следует из анализа дифрактограмм (рис. 3). Судя по темнопольным (ПЭМ) изображениям структуры частицы атомно упорядоченной α₂-фазы относительно равноосны, в то время как в сплаве Ti10Al [8] они вытягиваются с увеличением времени старения. После 300-часовой выдержки их средний размер составил 15–20 нм.

Рис. 2.

Микроструктура сплава Ti₁₀Al₁Mo₁Nb после закалки с 1200°С и отпуска при 650°С в течение 300 ч: а – светлое поле, б – электронограмма, соответствующая изображению “а”, в – темное поле, в рефлексе 110 β, г – темное поле в рефлексе 311 α₂.

Рис. 3.

Дифрактограммы сплавов после закалки с 1200°С и отпуска при 650°С в течение 300 ч: 1 – Ti₁₀Al₁Mo₁Nb₃Sn; 2 – Ti₁₀Al₁Mo₁Nb.

Введение в сплав циркония не оказывает существенного влияния на микроструктуру. В целом сохраняется пластинчатая морфология первичной мартенситной структуры, внутри пластин мартенсита формируется смесь β-, α₂- и α-фаз (рис. 4а).

Рис. 4

Микроструктура сплавов Ti₁₀Al₁Mo₁Nb₄Zr (а), Ti₁₀Al₁Mo₁Nb₃Sn (б) и Ti₁₀Al₁Mo₁Nb₄Zr₃Sn (в) после закалки с температуры 1200°С и длительного отпуска при 650°С в течение 300 ч (ПЭМ).

В случае введения 3% олова вместо циркония морфология структуры также сохраняется, но количество образующейся α₂-фазы, судя по темнопольным изображениям, несколько больше, чем в первых двух случаях (рис. 4б). Об этом же свидетельствует увеличение интенсивности отражений от α₂-фазы на дифрактограммах (рис. 3). В комплексно легированном сплаве морфология структуры подобна выше описанной (рис. 4в). Комплексно легированный сплав по количеству и размеру α₂-фазы примерно соответствует сплаву с оловом после аналогичных обработок, а по дисперсности исходных мартенситных пластин аналогичен сплаву, легированному цирконием.

На РЭМ-снимках (рис. 5) хорошо видно, что после закалки с 950°С и старения при 650°С в теле первичных α-пластин формируется α + α₂ двухфазная структура, а в пластинах β-превращенной фазы происходит дисперсный распад мартенсита, видимо, аналогично описанному для образцов, закаленных с 1200°С на мартенсит.

Рис. 5.

Микроструктура сплавов Ti₁₀Al₁Mo₁Nb₄Zr (a) и Ti₁₀Al₁Mo₁Nb₃Sn (б) после закалки с 950°С и старения при 650°С в течение 300 ч (РЭМ).

Как показали ПЭМ-исследования тонких фольг в процессе старения при 650°С сплавов, закаленных с 950°С, внутри пластин α-фазы формируется характерный “ячеисто подобный” контраст (рис. 6). На электронограммах присутствуют четкие отражения от α₂-фазы, что свидетельствует о формировании α + α₂-структуры. Размер этих ячеек после старения в течение 300 ч, судя по темнопольным изображениям, в сплавах Ti₁₀A_l1Mo₁Nb и Ti₁₀Al₁Mo₁Nb₄Zr составляет 30–40 нм, а при добавлении олова (сплавы Ti10Al1Mo1Nb3Sn и Ti10Al1Mo1Nb4Zr3Sn) увеличивается до 50–70 нм. Наблюдаемые при этом внутри α-фазы границы являются антифазными, что свидетельствует о спинодальном механизме превращения. Таким образом, в отличие от распада мартенситной структуры с образованием дисперсных упорядоченных частиц α₂-фазы, в данном случае наблюдается гомогенное превращение. Внутри исходных мартенситных пластин формируется субзеренная структура, состоящая из смеси α (α₂)- и β-фаз (рис. 6г).

Рис. 6.

Микроструктура сплавов Ti₁₀Al₁Mo₁Nb (а) Ti₁₀Al₁Mo₁Nb₄Zr (б, в) и Ti₁₀Al₁Mo₁Nb₄Zr₃Sn (г) после закалки с 950°С и старения при 650°С в течение 300 ч, в – темное поле в рефлексе $\bar {1}11$ α₂ (ПЭМ).

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

1. Изучены процессы распада метастабильных фаз в сплавах системы Ti–10% Al, дополнительно легированных молибденом, ниобием и/или цирконием и оловом в процессе длительного отпуска/старения при 650°С. Установлено, что легирование оловом увеличивает количество формирующейся α₂-фазы при изотермической выдержке, в то время как цирконий не оказывает существенного влияния на этот процесс.

2. Показано, что, если при закалке в сплавах формируется α'-мартенсит, то в процессе его последующего распада при отпуске образование α + α₂-структуры осуществляется путем зарождения и роста частиц упорядоченной α₂-фазы. Распад мартенсита происходит в пределах первичных мартенситных пластин с образованием смеси α, α₂ и β-фаз и областей β-фазы в межпластинчатых стыках.

3. Установлено, что если исходной структурой сплавов является двухфазная α + α'-структура, полученная закалкой из двухфазной α + β-области, то в первичных пластинах α-фазы формируется α + α₂-структура по механизму, близкому к спинодальному.

“Работа выполнена в рамках государственного задания Министерства науки и высшего образования Российской Федерации (тема № 0836-2020-0020)”.