автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Процессы формирования структуры и свойств сплава на основе орторомбического алюминида титана при термоводородной обработке

На правах рукописи

Хаджиева Ольга Георгиевна

ПРОЦЕССЫ ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ СПЛАВА НА ОСНОВЕ ОРТОРОМБИЧЕСКОГО АЛЮМИНИДА ТИТАНА ПРИ ТЕРМОВОДОРОДНОЙ ОБРАБОТКЕ

Специальность 05.16.01 -«Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов»

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

г 1 ноя 20)3

Екатеринбург — 2013

005539510

Работа выполнена на кафедре Термообработки и физики металлов ФГАОУ ВПО «Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н.Ельцина»

Научный руководитель:

доктор технических наук, профессор Попов Артемий Александрович Официальные оппоненты:

Бродова Ирина Григорьевна, доктор технических наук, профессор, ФГБУН Институт физики металлов Уральского отделения Российской академии наук, г. Екатеринбург, главный научный сотрудник лаборатории цветных сплавов

Щетников Николай Васильевич, кандидат технических наук, ОАО «Корпорация ВСМПО-АВИСМА», г. Верхняя Салда, начальник отдела металловедения титановых сплавов и интерметаллидов Научно-технического центра ОАО «Корпорация ВСМПО-АВИСМА»

Ведущая организация:

Открытое акционерное общество «Машиностроительный завод имени М.И.Калинина», г. Екатеринбург

Защита диссертации состоится «06» декабря 2013 г. в 1522- на заседании диссертационного совета Д 212.285.04 на базе в ФГАОУ ВПО «Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина» по адресу: 620002, г. Екатеринбург, К-2, ул. Мира, 19, 3 учебный корпус, ауд. Мт-329.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ФГАОУ ВПО «УрФУ имени первого Президента России Б.Н. Ельцина».

Автореферат разослан «01» ноября 2013 т.

Ученый секретарь

диссертационного совета Д 212.285.04

Л.А. Мальцева

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы

Титановые сплавы на основе орторомбического алюминида титана Ti2AlNb (О-фазы) находят широкое применение в авиакосмической технике благодаря высокой удельной прочности, жаропрочности и жаростойкости. С помощью различных видов упрочняющей термической обработки путем управления механизмом и кинетикой фазовых превращений и структурообразования в этих сплавах можно получить высокий уровень механических и специальных свойств. Несмотря на большой объем исследований, посвященных рассмотрению фазовых превращений в сплавах на основе О-фазы, малоизученным остается ряд вопросов, касающихся температурных интервалов и стадийности превращений, реализующихся в зависимости от режимов термической обработки. Особый интерес представляет протекание ctj—Ю-превращения при старении сплавов на основе О-фазы, поскольку до сих пор нет единого мнения относительно механизма его реализации: протекает ли оно с образованием промежуточных фаз или без него, и что является движущей силой процесса.

Получение деформированных полуфабрикатов из сплавов на основе орторомбического алюминида титана затруднено, поскольку они обладают малой пластичностью даже при сравнительно высоких температурах. Для повышения технологической пластичности перспективной является термоводородная обработка (ТВО), в ходе которой в качестве временного легирующего элемента в сплав вводят ß-стабилизатор водород, который выводится на заключительных этапах термической обработки. К настоящем}' времени под руководством академика A.A. Ильина разработаны научные основы ТВО и показана её высокая эффективность в управлении структурой и повышении механических, эксплуатационных и технологических свойств литых и деформированных титановых сплавов разных классов.

Однако исследований по влиянию водорода на температурные интервалы существования фаз, их стабильность при старении, а также на физико-механические свойства и характеристики деформируемости сплавов на основе интерметаллида Ti2AlNb практически не проводилось. Остаются

3

так же малоизученными процессы, протекающие при разводороживании сплавов, и их влияние на формирование конечной структуры и комплекса свойств.

Комплексное исследование вышеперечисленных проблем позволит разработать новые режимы термоводородной обработки сплавов на основе О-фазы для повышения их технологической пластичности и усовершенствовать существующие режимы упрочняющей термической обработки полуфабрикатов для получения высоких физико-механических характеристик.

Работа выполнена в соответствии с основными направлениями научной деятельности кафедры «Термообработка и физика металлов» ФГАОУ ВПО «УрФУ имени первого Президента России Б.Н. Ельцина» в рамках гранта Американского фонда гражданских исследований и развития (АФГИР).по программе «Фундаментальные исследования и высшее образование» (проект ЕК-005-Х1); аналитической ведомственной целевой программы «Развитие научного потенциала высшей школы» (тема №2218, проект №2.1.2/7175); федеральной целевой программы «Научные и научно-педагогические кадры инновационной России» (госконтракты №02.740.11.160, №02.740.11.0537); государственного задания №3.829.2011 «Теоретическое и экспериментальное исследование перспективных конструкционных сплавов и функциональных материалов с интерметаллидами».

Целью настоящей работы явилось комплексное изучение закономерностей формирования структуры и фазового состава титанового сплава на основе орторомбического алюминида титана Т1гА1ЫЬ при термоводородной обработке и разработка режима ТВО, обеспечивающего повышение технологической пластичности комплекса физико-механических свойств сплава на основе О-фазы.

В работе поставлены и решены следующие задачи: 1. Изучить особенности формирования структуры, фазового состава и свойств при непрерывном нагреве закаленных водородсодержащих сплавов на основе интерметаллида Т1гА1№>.

4

2. Исследовать процессы трансформации структуры, протекающие при старении интерметаллидного сплава, включая сплавы с водородом.

3. Рассмотреть влияние водорода на характеристики деформируемости сплава на основе интерметаллида И2А1МЬ и формирование структуры в ходе горячей деформации, оценить возможность реализации в нем эффекта водородного пластифицирования.

4. Исследовать процессы, протекающие при разводороживании деформированных сплавов на основе интерметаллида И2А1МЬ, и закономерности формирования физико-механических свойств.

Научная новизна работы

1. Обнаружено обусловленное водородом увеличение разницы удельных объемов элементарных ячеек р- и О- фаз до 3,5% в закаленных сплавах, что может способствовать фазовой перекристаллизации и, как следствие, открывает возможности управления структурой исследуемого сплава методами термической обработки.

2. Исследована стадийность трансформации структуры при старении сплава на основе О-фазы в ходе а2—>0-превращения, предложена схема превращения, включающая следующие этапы: образование дефектов упаковки в теле аг-пластины —► приток ниобия в них —> смена типа решетки с ГПУ на орторомбическую (образование зародышей О-фазы) —► разбиение исходной пластины а2-фазы на последовательно чередующиеся домены О- и а2- фаз —* приток ниобия в домены а2-фазы —> смена типа решетки с ГПУ на орторомбическую —> трансформация исходной аг- пластины в пакет пластин О-фазы —> релаксация напряжений.

3. Обнаружено формирование особого типа взаимного расположения пластин О-фазы - зигзагообразных ферм, и смена типа ферм с зигзагообразного на пакетный вследствие введения водорода. Установлено, что большую твердость сплава обеспечивают фермы пакетного типа.

Практическая значимость

1. Установлено, что введение водорода способствует увеличению объемной доли Р-фазы в структуре сплава на величину до 30% по сравнению с литым сплавом и значительному снижению деформирующих усилий. Показана возможность реализации эффекта водородного пластифицирования в исследуемом сплаве.

2. Разработан режим ТВО сплава на основе интерметаллида "ПгАШЬ, обеспечивающий снижение усилий при горячей деформации и формирование высокого комплекса физико-механических свойств, состоящий из следующий операций: наводороживающий отжиг с введением в сплав до 12 ат. % водорода, деформация при 900°С с последующим охлаждением на воздухе, разводороживание в проточном аргоне (вакууме) при 600°С в течение 4 часов. •

На защиту выносятся следующие основные положения и результаты

1. Увеличение разницы удельных объемов элементарных ячеек р- и 0-фаз до 3,5% за счет введения водорода, открывающее возможности управления струюурой исследуемого сплава методами термической обработки.

2. Анализ структурных изменений и схема протекания аг—»0-превращения при старении сплава основе алюминида титана Т^АШЬ.

3. Результаты исследований процесса распада метастабильного р-твердого раствора при старении, формирования ферм пластин О-фазы различного типа, данные по влиянию водорода на тип организации пластин в ферме.

4. Возможность реализации водородного пластифицирования в исследуемом сплаве при температуре 900°С и понижения деформирующего усилия для водородсодержащих сплавов.

5. Режим термоводородной обработки сплава на основе орторомбического алюминида титана Т^АШЬ, обеспечивающий повышение технологической пластичности и получение высокого комплекса физико-механических характеристик.

Апробация работы

Материалы диссертации были доложены и обсуждены на 20 научно-технических конференциях и семинарах, в том числе: IV Российской научно-технической конференции «Физические свойства металлов и сплавов» (Екатеринбург, 2007 г.), VIII - XIV Международной Уральской школе-семинаре металловедов-молодых ученых (Екатеринбург, 2007-2013 гг.), XIX - XXI Уральской школе металловедов-термистов (2008, 2010, 2012 гг.), XV международной конференции молодых ученых (Екатеринбург, 2009 г.), XVII Уральской международной конференции молодых ученых по приоритетным направлениям развития науки и техники (Екатеринбург, 2009 г.), VIII Всероссийской школе-конференции молодых ученых «КоМУ-2010» (Ижевск, 2010 г.), VI Всероссийской молодежной научной конференции «Микромеханизмы пластичности, разрушения и сопутствующих явлений» (Тольятти, 2011 г.), V Международной школе «Физическое материаловедепие» (Тольятти, 2011 г.), Международной интерактивной конференции «Инновации в материаловедении и металлургии» (Екатеринбург, 2012 г.), а также на международных конференциях «Титан в СНГ» (2009,2010,2012, 2013 гг.).

Публикации

По материалам исследования опубликовано 28 печатных работ, отражающих основное содержание диссертации, 4 из них в журналах, входящих в перечень рекомендованных ВАК.

Структура и объем работы

Диссертация состоит из введения, 6 глав, общих выводов по работе, библиографического списка из 110 наименований; изложена на 135 страницах, включает 65 рисунков, 19 таблиц и приложения.

Работа выполнена при научной и методической консультации доцента, к.т.н. Илларионова А.Г.

Автор выражает благодарность за помощь в проведении исследований сотрудникам лаборатории «Объемные наноструктурные материалы» Белгородского национального исследовательского университета, г. Белгород и лично профессору, д.т.н. Г.А. Салищеву и к.т.н. Г.С. Дьяконову, а также сотрудникам лаборатории «Физика прочности и интеллектуальные диагностические системы» Тольягганского государственного университета, г. Тольятти и лично профессору, д.т.н. Мерсону Д.Л. и м.н.с. Мерсону Е.Д.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении представлена актуальность выбранной темы исследования, сформулированы общие цели и направления работы.

В первой главе проведен аналитический обзор литературы по исследуемой проблеме. Дана общая характеристика интерметаллидных титановых сплавов, подробно рассмотрены сплавы на основе интерметаллида ИгАМЬ, Обобщены данные о фазовых и структурных превращениях, протекающих в этих сплавах при различных видах термической обработки. Систематизированы данные по ТВО, включая влияние водорода на деформируемость интерметаллидных сплавов, анализ процессов, протекающих при разводороживании.

Сформулирована цель работы и поставлены задачи исследования.

Во второй главе представлено описание исследуемого материала, технологии наводороживания, схем термической и термоводородной обработок и методик исследования. Материалом исследования служили цилиндрические заготовки диаметром 20 мм, выточенные из слитка титанового сплава на основе интерметаллида Т12АШЬ следующего химического состава'П-24,3%А1-24,8ЫЬ-1,02г-1,4У-0,6Мо-0!351 (ат. %).

Наводороживание образцов проводилось в установке Сивертса при давлении водорода 93 кПа (700 мм. рт. ст.) путем ступенчатого медленного охлаждения с печью после предварительной выдержки при температуре 900°С в течение 30 минут. В результате наводороживающего отжига были получены следующие концентрации водорода в сплаве: 5,2, 8,5, 12 ат. %.

8

Образцы были промаркированы следующим образом: сплав, пелегированный водородом, - сплав 1, сплав с 5,2 ат. % водорода - сплав 2, сплав с 8,5 ат. % водорода - сплав 3, сплав с 12 ат. % водорода - сплав 4.

На первом этапе работы методом пробных закалок (Тзак. = 750, 850, 900, 950, 1000, 1050°С) установлены стадийность и температурные интервалы фазовых превращений в исследуемом сплаве и выбраны температуры дальнейшей обработки. Режим термической обработки включал нагрев на 900°С, выдержку при этой температуре в течение 1 часа, закалку в воду и последующее старение при температурах 600 и 700°С в течение 1, 2 и 4 часов.

Во второй части работы для оценки эффекта водородного пластифицирования после наводороживающего отжига сплавы подвергались деформации осадкой в горячем состоянии. Режим ТВО включал наводороживающий отжиг в температурном интервале 900...600°С (до получения различных концентраций водорода) с охлаждением на воздухе, нагрев на 900°С, выдержку при этой температуре в течение 30 минут, осадку на 60% с последующим охлаждением на воздухе и разводороживающий отжиг, совмещенный со старением, при температурах 600 и 700°С в течение 4 часов.

Осадка производилась при 900°С на универсальной гидравлической испытательной машине Instron 300LX со скоростью 10"3 сек'1 с последующим охлаждением на воздухе. Разводороживающий отжиг деформированных образцов проводили методом горячей экстракции в газоанализаторе Bruker G8 GALILEO ON/H с использованием в качестве газа-носителя инертного газа аргона высокой чистоты (99,999%), а также в вакууме (давление 2,67х10"3 Па) с использованием вакуумного поста ВУП-4.

Термический анализ проводили на приборе синхронного термического анализа STA 449 С Jupiter методом дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК) и на термоанализаторе DuPont-990 методом дифференциального термического анализа (ДТА). Исследование микроструктуры сплава осуществляли методом растровой электронной микроскопии (РЭМ) на приборах Philips 535 и JSM6490LV и методом

9

просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) на микроскопах JEM 2100 и JEM 200СХ. Измерение твердости по Виккерсу и модуля упругости проводили с помощью прибора МНТХ CSM Instruments по методике Оливера и Фарра при нагрузке 9Н. Рентгеноструктурный фазовый анализ (РСФА) осуществляли на дифрактометре Bruker D8 Advance в Ка медном излучении с применением энергодисперсионного детектора и щелей Соллера. Съемка велась в интервале углов 20 = 20...85 град методом шагового сканирования, шаг 0,05 град, время на шаг - 3 с.

В третьей главе установлены температурные интервалы и стадийность фазовых превращений в исследуемом сплаве, изучено влияние температуры закалки и содержания водорода в сплаве на формирование структуры, фазового состава и дюрометрические характеристики.

Объектом исследования служили образцы в литом состоянии и после наводороживающего отжига. Для определения стадийности и температурных интервалов фазовых превращений в исследуемом сплаве были использованы метод пробных закалок из различных фазовых областей и последующий термический анализ закаленных сплавов. Обнаружено, что сплав 1 в литом состоянии и при закалке с температуры 750 °С находится в (Р+0)-состоянии, при закалке с температуры 900°С - в (Р +а2+0)-состоянии, при закалке с температуры 1000°С - в (Р+а2)-состоянии, при закалке с температуры 1050°С - в однофазном р-состоянии.

Установлено, что при непрерывном нагреве на ДТА-кривых сплавов, закаленных из двухфазных ф+а2)- и (Р+О)- областей фиксируется несимметричный экзоэффект в интервале температур 350...850°С и два эндоэффекта в температурных интервалах 850...1000°С и Ю00...1050°С, связанные с Р~>0-, О—>(аг+Р)- и аг—»Р- превращениями, соответственно. При закалке из однофазной (Р) и трехфазной (Р+аг+О)- областей на кривых ДТА наблюдается наложение температур протекания О—>(a2+f3)- и а2—+ Р-превращений в температурном интервале 900...1050°С. Кроме того, уменьшение температуры закалки с 1050°С до 900°С смещает температурный интервал р—Ю-превращения в сторону больших температур (750...850°С), а интенсивность экзоэффекта, отвечающего этому

Ю

превращению, несколько уменьшается, что связано с уменьшением объемной доли р-фазы, фиксируемой при закалке с этих температур.

Показано, что только в сплаве, в закаленном с 900°С (из трехфазной (Р+а2+0)-области), при нагреве на кривой ДТА не фиксируется р— превращения. Образование метастабильной ю-фазы в титановых сплавах является нежелательным, поскольку её появление в структуре приводит к заметному охрупчиванию. С учетом полученных данных для дальнейших исследований была выбрана температура закалки 900°С, поскольку при нагреве сплава, закаленного с этой температуры, не наблюдается выделений хрупкой со- фазы и фиксируется достаточное количество Р-фазы, способной к распаду при последующем старении.

Было проведено исследование влияния наводороживающего отжига на изменение фазового состава сплава. Установлено, что как в литом состоянии, так и после наводороживающего отжига во всех сплавах фиксируется двухфазное (Р+0)-состояние, но структура наводороженных сплавов является более однородной и не содержит областей нераспавшегося р-твердого раствора, характерных для литого состояния. Объемная доля р-фазы в литом сплаве составляет около 50%, введение 12 ат. % водорода увеличивает количество р-фазы в 1,5 раза. Введенный в сплав водород растворяется преимущественно в р-фазе, о чем свидетельствует повышение периода ее решетки (с 0,3253 нм в сплаве 1 до 0,3266 нм в сплаве 4) и почти неизменное значение периодов решетки О-фазы. Повышение объемной доли Р-фазы при введении водорода приводит к снижению твердости с 4800 МПа в сплаве 1 до 4300 МПа в сплаве 4.

После наводороживания сплавы были подвергнуты закалке с 900°С. При закалке в сплаве 1, как отмечено выше, фиксируется трехфазная (Р+а2+0)-структура, а в сплавах 2, 3 и 4 - двухфазная (0+Р)-структура,

По данным РСФА были рассчитаны периоды решеток фаз. Выявлено, что в сплавах с водородом в ромбической решетке О-фазы не наблюдается значительного изменения периода решетки «с», зато увеличиваются периоды «а» и «Ь», что, однако, не приводит к изменению «ромбичности» решетки, характеризующейся отношением которая имеет близкие значения

11

порядка 1,09. Для объяснения этого феномена рассмотрены возможные варианты размещения водорода в наиболее вероятных, по литературным данным, местах его расположения в решетке О-фазы - октапорах. Анализ структуры О-фазы показал, что в ее упорядоченной решетке имеются различные по окружению и количеству типы октапор:

- 8 пор образованы 4 атомами "Л, 1 атомом А1 и 1 атомом №> (тип 1),

- 4 поры образованы 2 атомами "Л, 1 атомом А! и 3 атомами ЫЬ (тип 2),

- 4 поры образованы 2 атомами Тл, 3 атомами А1 и 1 атомом ЫЬ (тип 3).

Показано, что пропорциональное увеличение периодов «а» и «Ь» и

сохранение ромбичности на постоянном уровне обусловлено упорядоченным расположением водорода преимущественно в октапорах, образованных максимальным количеством атомов титана (типа 1), располагающихся вдоль направлений [100], [010].

Оценено влияние водорода на изменение удельных объемов ячеек фаз (объемы элементарных ячеек, приходящихся на 1 атом): согласно расчетам, в закаленном сплаве 1 удельный объем ячейки Р-фазы на 2 % больше, чем О-фазы, введение водорода увеличивает эту разницу до 3,5 % в сплавах 2 и 3. Наблюдаемая разница удельных объемов О- и р-фаз, обусловленная введением водорода, близка по величине к аналогичному значению в сталях при а*-+у-полиморфном превращении (объемный эффект составляет порядка 4%). Исходя из этого, введение водорода может инициировать фазовую перекристаллизацию и, как следствие, открывать возможности управления зеренной структурой исследуемых сплавов при помощи термообработки.

Методом ДСК были проанализированы процессы, протекающие при непрерывном нагреве закаленных сплавов (рисунок 1). На термограмме нагрева сплава 1 наблюдаются экзоэффект в температурном интервале 700...875°С и эндоэффекты в интервалах 880...1000°С, Ю10...1070°С и 1140...1170°С, которые, исходя из анализа литературных данных и собственных исследований, связаны, соответственно, с Р—>0-, обратными О—>р- и сх2—превращениями, и переходом исходно упорядоченного р-твердого раствора сплава в неупорядоченное состояние (переход типа В2-+А2).

ДСК, мкВ/мг 0,04 п

Р^О

I

о-р

В2—>А2

0,00 -

-°'04 - сплав 3

Я30=С

-0,28 -

-0,24 -

-0,08 г«——

-0,12 - сплав 2

-0,20 - сплав 1

-0,16 -

-0,32

950 °С

400 500 600 700 800 900 1000 1100 1200 Температура, "С

•'нок 1. Термограммы непрерывного нагрева закаленных сплавов

На термограммах нагрева сплавов с водородом (сплавы 2 и 3) видно, что интенсивность экзоэффекта, связанного с р—>0-превращением, существенно увеличивается и он сдвигается в область более низких температур (675...820°С). Кроме того, в температурном интервале, отвечающем обратному О—»р-превраидению. наблюдается асимметричный эндоэффект с перегибом вблизи температуры нагрева под закалку 900°С. Наблюдаемая асимметрия связана с растворением О-фазы двух разных тапов: сначала растворяется О-фаза, сформированная в ходе р—Ю-превращения при рассматриваемом непрерывном нагреве закаленного сплава, затем происходит растворение О-фазы, сформированной при нагреве под закалку. Эндоэффект, отвечающий разупорядочению сплава, на термограммах нагрева сплавов 2 и 3 сдвигается в область более низких температур (температура минимума 1130°С) по сравнению со сплавом 1.

Была рассчитана энтальпия р—Ю-превращения, которая возрастает с увеличением содержания водорода с 4,8 Дж/г в сплаве 1 до 30,8 Дж/г в сплаве 3, очевидно, из-за увеличения объемной доли продуктов распада в наводороженных сплавах вследствие фиксации при закалке большей объемной доли метастабильного р-твердого раствора.

На основании полученных данных и данных о температурах эксплуатации сплава для исследования процессов старения была выбрана температура 700°С. Для оценки термической стабильности закаленных сплавов была выбрана температура старения 600°С, при которой процессы распада на термограммах практически не фиксируются, но она является близкой к области возможных температур эксплуатации.

В четвертой главе исследовано формирование структуры и фазового состава закаленных с 900°С сплавов с водородом и без него при старении, а также оценено влияние температурно-временных параметров старения на физико-механические характеристики сплавов с различным содержанием водорода.

Фазовый состав сплавов 1, 2 и 3, состаренных при различных температурах, приведен в таблице 1.

Таблица!

Фазовый состав сплавов после закалки и различных режимов старения

Тст, °С время Сплав 1 Сплав 2 Сплав 3

0 (закалка) а2+ О+р о+р о+р

600 1 а2+0+р о+р о+р

2 а2+ О+р о о+р

4 О+р 0 о+р

700 1 а2+0+р о+р о+р

2 о+р о+р о+р

4 о+р о+р о+р

Показано, что увеличение температуры старения способствует переходу сплава 1 из трехфазного состояния в двухфазное за более короткое время, а сплав 3 сохраняет двухфазную структуру при всех исследованных температурно-временных режимах старения, изменяется лишь соотношение объемных долей фаз. Отмечено, что сплавы 1 и 3 не переходят в однофазное состояние ни при каких из исследованных температурно-временных режимах старения, поскольку, очевидно, температура (Р+О)—Ю-превращения лежит

14

ниже 600°С. Установлено, что в сплаве 2 при температуре старения 600°С возможен полный распад Р-фазы и фиксация однофазного О-состояния.

Были изучены причины различия в формировании фазового состава водородсодержащих сплавов 2 и 3 при температуре старения 600°С. Показано, что введение водорода в исследуемый сплав аналогично дополнительному легированию ниобием, поэтому сплавы 2 и 3 могут быть ассоциированы со сплавами состава И-22А1-30ЫЬ и Т1-22А1-34ЫЬ, соответственно. На псевдобинарных диаграммах фазового состояния область существования однофазного О-состояния на диаграмме имеет куполообразную форму с максимумом, приходящимся на концентрацию ниобия порядка 30 %. Исходя из этого, сплав 2 попадает в этот интервал и под купол О-фазы, а сплав 3 выходит за его пределы. Полученные в настоящем исследовании данные РСФА позволяют предположить, что температура перехода исследуемого сплава без водорода в однофазное О-состояние находится вблизи температуры 600°С, но несколько ниже, поэтому после старения при 600°С сплав 1 переходит в двухфазное (0+Р)-состояние; в сплаве 2 эта температура составляет порядка 600°С, поэтому после старения при этой температуре сплав 2 находится в однофазном О-состоянии. Таким образом, можно заключить, что именно разница в концентрации водорода в сплавах 2 и 3 оказывает существенное влияние на их фазовый состав после старения при 600°С.

По данным РСФА были рассчитаны удельные объемы ячеек О-фазы в состаренных сплавах. Установлено, что в сплаве 1 в ходе старения при обеих температурах наблюдается незначительное увеличение удельного объема ячейки О-фазы, связанное с увеличением растворимости ниобия в ней при температурах старения по сравнению с температурой закалки. В водородсодержащих сплавах 2 и 3, наоборот, при старении происходит уменьшение удельного объема ячейки О-фазы по сравнению с закаленным состоянием. Основной причиной этого является уменьшение растворимости водорода в О-фазе при температурах старения по сравнению с температурой закалки.

Методом ПЭМ были исследованы процессы распада метастабилыюго р-твердого раствора и протекание а2-+0-превращения в сплаве 1. Обнаружено, что в ходе старения при температуре 600°С в структуре сплава 1 формируется особый тип взаимного расположения пластин О-фазы: зигзагообразные ансамбли (фермы). Образуясь, фермы пластин О-фазы взаимодействуют с пластинами а2-фазы, приводя к изменению их внутренней структуры: в теле а2-пластин появляются дефекты упаковки (ДУ), расположенные через равные расстояния. Для понижения энергии ДУ в них начинается самопроизвольный приток ниобия, в результате чего внутри пластины а2-фазы возникают обогащенные (в ДУ) и обедненные (вне ДУ) ниобием области. В определенный момент концентрация ниобия в ДУ достигает критической и в этой области происходит смена типа решетки с упорядоченной ГПУ на орторомбическую с образованием зародыша О-фазы. Таким образом, исходная а2-пластина «разбивается» на конгломерат последовательно чередующихся доменов О- и а2- фаз. Далее в области, остававшиеся а2-фазой, начинается приток ниобия из р-фазы, вновь происходит образование зародыша О-фазы его рост. Развитие процесса приводит к исчезновению доменов а2-фазы и трансформации исходной а2-пластины в пакет пластин О-фазы. Для описанных процессов была предложена схема протекания а2-»0- превращения (рисунок 2).

В ходе старения сплавов 2 и 3 при температуре 600°С распад р-фазы происходит более интенсивно, при этом по сравнению со сплавом 1 в наводороженных сплавах изменяется морфология выделений О-фазы: как было указано выше, исследуемый сплав склонен к образованию ферм О-фазы, введение водорода меняет тип ферм с зигзагообразного на пакетный, состоящий из одинаковых параллельных пластин. Увеличение времени старения приводит к усложнению внутренней структуры пластин О-фазы, в результате чего происходит трансформация их субструктуры в полидоменную1, с образованием так называемого «полисинтетического

1 В данном случае под понятием «домен» подразумеваются области кристалла с однородной атомно-кристаллической структурой, закономерным образом повернутые относительно друг друга.

двойника» с разориентацией доменов на угол порядка 120°. Повышение температуры старения до 700°С приводит к повторной смене типа ферм О-фазы с пакетного на зигзагообразный, внутренняя структура пластин остается сложной полидоменной.

Рисунок 2. Структурные изменения и схема протекания аг—>0-превращения при старении

Было оценено влияние различных режимов старения на изменение физико-механических свойств сплавов (таблица 2). При обеих температурах старения прирост твердости в сплаве 1 по сравнению с закаленным состоянием незначителен, во-первых, из-за исчезновения из структуры а2-фазы, во-вторых, вследствие относительно небольшой объемной доли р-фазы, фиксируемой при закалке и способной обеспечить достаточное упрочнение сплава при старении. Прирост твердости водородсодержащих сплавов 2 и 3 гораздо выше вследствие большей объемной доли р-фазы, обеспечивающей при распаде эффективное упрочнение. Кроме того,

отмечено, что тип организации пластин в ферме также влияет на твердость сплава: в ходе старения при 600°С образуются более компактные фермы пакетного типа и сплавы имеет большую твердость, чем при старении при 700°С, когда образуются более массивные фермы зигзагообразного типа.

Таблица 2

Физико-механические характеристики сплавов после старения в течение 4 часов при различных температурах

Тст, °С 600 700 600 700

Сплав Твердость, МПа Модуль упругости, ГПа

Сплав 1 4550 4600 90 74

Сплав 2 5000 4550 92 106

Сплав 3 5350 4750 107 107

В сплаве 1 после старения наблюдается понижение модуля упругости, что связано с исчезновением высокомодульной а2-фазы из структуры и переходом сплава из трехфазного в двухфазное состояние. В состаренных сплавах 2 и 3 наблюдается заметный рост модуля упругости, связанный с большим количеством продуктов распада - выделений более высокомодульной О-фазы, чем матричный (3-твердый раствор.

В пятой главе проведено изучение влияния водорода на деформируемость исследуемого сплава осадкой при температуре 900°С и формирование его фазового и структурного состояния. На рисунке 3 приведены фотографии осаженных образцов.

а б в

Рисунок 3. Осаженные образцы с различным содержанием водорода:

а - сплав 1 (е=40%), б - сплав 3 (£=60%), в - сплав 4 (е=75%) 18

В ходе осадки сплава 1 произошло его растрескивание, в то время как растрескивания образцов из сплавов 2, 3 и 4 не наблюдается, что свидетельствует об увеличении пластичности этих сплавов и является следствием реализации эффекта водородного пластифицирования. Этот эффект сохраняется при увеличении степени деформации до 75%.

На диаграмме деформации для всех сплавов характерен пик напряжений, за которым следует разупрочнение, по достижению степени деформации 50% деформирующие усилия сплавов с водородом и без него становятся близкими. Было оценено максимальное удельное усилие для всех сплавов и установлено, что с увеличением содержания водорода в сплаве удельное усилие осадки уменьшается на величину порядка 25% с 430 МГГа для сплава 1 до 320 МПа для сплава 4.

Структура деформированных сплавов представлена равномерно распределенными в р-матрице фрагментами пластин О-фазы, раздробленных в ходе деформации и сфероидизировавшихся в течение охлаждения после нее. На ПЭМ-изображениях наблюдаются отдельные рекристаллизованные Р-зерна, сформировавшиеся в результате процесса фазовой перекристаллизации при охлаждении с температуры деформации. В деформированных сплавах 2, 3 и 4 присутствие водорода приводит к активизации процессов рекристаллизации р-фазы и сфероидизации частиц О-фазы. Твердость и модуль упругости деформированных сплавов с водородом повышаются по сравнению с наводороженным состоянием, что связано с частичным распадом р-фазы во время охлаждения с температур деформации.

В шестой главе исследована скорость и кинетика разводороживания в различных средах (проточный водород, вакуум) деформированных и недеформированных сплавов при температурах, использованных в работе при упрочняющей термической обработке. Также изучено формирование фазового и структурного состояния деформированных сплавов и конечного комплекса физико-механических характеристик после разводороживания.

Установлено, что при разводороживании недеформированных сплавов в атмосфере проточного аргона при температуре 900°С, соответствующей температуре закалки, для всех сплавов характерен инкубационный период

19

длительностью около 2 минут, после которого выход водорода активно происходит в течение 4...6 минут (в течение этого времени успевает выделиться от 93 до 98% всего водорода, содержащегося в сплавах). Рассчитана скорость выхода водорода из сплавов при температуре 900°С в атмосфере проточного аргона: 0,8 ат. %/мин для сплава 2; 1,15 ат. %/мин для сплава 3;' 1,7 ат. %/мий для сплава 4. Показано, что с повышением концентрации водорода в сплаве скорость разводороживания увеличивается. Полученные данные следует учитывать при проведении высокотемпературной обработки наводороженных сплавов.

Оценена скорость разводороживания исследуемых сплавов на воздухе при прогреве перед деформацией. После нагрева на температуру 900°С, выдержки в течение 30 минут и охлаждения на воздухе сплавы 2, 3 и 4 теряют порядка 1,54, 2,96 и 5,37 ат. % водорода, а в сплаве 1 концентрация водорода повышается до 0,012 ат. % за счет поглощения из атмосферы.

Разводороживающий отжиг сплавов, деформированных осадкой при 900°С, проводился в атмосфере проточного аргона в течение 4 часов при температурах 600 и 700°С для совмещения операций разводороживания и старения.

Была проанализирована скорость разводороживания деформированных сплавов и кинетика выхода водорода при различных температурах (рисунок 4). Установлено, что более активно разводороживание происходит при температуре 700°С, уменьшение температуры отжига до 600°С в несколько раз сокращает скорость выхода водорода из сплава и увеличивает время выдержки до полного разводороживания.

Было оценено остаточное содержание водорода в деформированных сплавах после разводороживания в течение 4 часов в различных атмосферах при различных температурах. После разводороживания в атмосфере проточного аргона при температуре 700°С в сплавах 2 и 4 содержится 0,004 и 0,003 вес. % водорода, а после разводороживания при температуре 600°С -0,024 и 0,020 вес. %, соответственно. При разводороживании в вакууме при температуре 600°С в сплаве 2 остаточное содержание водорода составляет 0,012 вес. %. Полученные конечные концентрации водорода не превышают

20

допустимых концентраций для конструкционных двухфазных титановых сплавов.

Бремя, мин

Рисунок 4. Степень разводороживания сплавов в зависимости от времени выдержки при различных температурах

После разводороживания при температуре 600°С сплаве 1 фиксируется двухфазное состояние, а в сплавах 2 и 4 - однофазное О-состояние. Структура сплавов 2 и 4 представлена фрагментами первичных пластин О-фазы, раздробленных в ходе деформации и сфероидизировавшихся в ходе охлаждения с температур деформации, и дисперсными вторичными пластинами О-фазы, сформировавшимися в ходе отжига, совмещенного со старением. В структуре сплава 1 между выделениями О-фазы наблюдаются тонкие прослойки р-фазы.

В отожженных при температуре 700°С сплавах 1, 2 и 4 фиксируется двухфазное (0+Р)-состояние. В структуре всех сплавов наблюдаются тонкие прослойки р-фазы и отмечается рост как размеров сфероидизированных частиц, так и вторичных пластин О-фазы по сравнению с температурой разводороживания 600°С.

Определены физико-механические характеристики разводороженных деформированных сплавов. Твердость сплава 1 после отжига при обеих исследованных температурах составляет 5000 МПа. Твердость водородсодержащих сплавов 2 и 4 после отжига при температуре 600°С составляет 5000 и 5300 МПа, соответственно; увеличение температуры отжига до 700°С приводит к перестариванию и понижению твердости обоих сплавов до 4600 МПа. При этом разводороживающий отжиг деформированных сплавов как с водородом, так и без него обеспечивает получение близких значений модуля упругости (порядка 112...118 ГПа) при обеих температурах.

По результатам исследования предложен режим ТВО исследуемого сплава, обеспечивающий снижение усилий при горячей деформации и формирование высокого комплекса физико-механических свойств после разводороживания, включающий следующие операции: наводороживающий отжиг с введением в сплав до 12 ат. % водорода, деформация при 900°С с последующим охлаждением на воздухе, разводороживание в проточном аргоне (вакууме) при 600°С в течение 4 часов.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

В результате проведенных исследований получены следующие результаты:

1. В закаленных сплавах обнаружено обусловленное водородом увеличение разницы удельных объемов элементарных ячеек р- и О-фаз до 3,5 %, что может способствовать фазовой перекристаллизации и, как следствие, открывает возможности управления структурой исследуемого сплава методами термической обработки.

2. Установлены стадийность и температурные интервалы фазовых превращений при непрерывном нагреве исследуемых сплавов. Показано, что введение водорода смещает р—»О- и обратное ему О—>Р- превращение в область более низких температур по сравнению со сплавом без водорода. Рассчитана энтальпия р—Ю -превращения: для сплава 1 она составляет 4,8 Дж/г, для сплава 2-24 Дж/г, для сплава 3-30,8 Дж/г.

3. Обнаружено, что в ходе старения сплава без водорода при температурах 600 и 700°С формируется особый тип взаимного расположения вторичных пластин О-фазы - зигзагообразные фермы. Взаимодействие этих ферм с пластинами аг-фазы оказывает влияние на их внутреннюю структуру, инициируя а2-»0-превращение. Предложена схема протекания а2—»0-превращения. Установлено, что введение водорода способствует смене типа ферм с зигзагообразного на пакетный, состоящий из одинаковых параллельных пластин. Старение сплавов с водородом при температуре 700°С инициирует трансформацию субструктуры О-пластин в полидоменную, с образованием так называемого «полисинтетического двойника» с разориентацией доменов на угол порядка 120°.

4. Установлено, что введение водорода способствует увеличению объемной доли р-фазы в структуре сплава и снижению деформирующих усилий при 900°С на величину порядка 25 % при увеличении содержания водорода в сплаве до 12 ат. %. Показана возможность реализации эффекта водородного пластифицирования в исследуемом сплаве. Обнаружено, что в ходе охлаждения сплавов с температур деформации происходит частичный распад Р-фазы с образованием мелкодисперсных частиц О-фазы, что в конечном итоге приводит к увеличению твердости и модуля упругости деформированных сплавов.

5. Исследована кинетика разводороживания исследуемых сплавов при температурах закалки и деформации. Показано, что с повышением концентрации водорода в сплаве скорость разводороживания увеличивается. Рассчитана скорость разводороживания сплавов в атмосфере проточного аргона при температуре 900°С: для сплава 2 скорость выхода водорода составляет 0,8 ат. °/о/мин, для сплава 3 - 1,15 ат. %/мин, для сплава 4 - 1,7 ат. %/мин. Показано, что разводороживающий отжиг деформированных сплавов при температуре 600°С в течение 4 часов позволяет сформировать как равновесный фазовый состав, так и однородную структуру и высокие значения твердости и модуля упругости (-5000 МПа и —115 ГПа, соответственно).

6. Предложен режим ТВО сплава на основе орторомбического алюминида титана, обеспечивающий снижение усилий при горячей деформации и формирование высокого комплекса физико-механических свойств, состоящий из следующих операций: наводороживающий отжиг с введением в сплав до 12 ат. % водорода, деформация при 900°С с последующим охлаждением на воздухе, разводороживание в проточном аргоне (вакууме) при 600°С в течение 4 часов.

Основное содержание диссертации опубликовано в рецензируемых научных журналах, рекомендованных ВАК:

1. Илларионов, А.Г. Влияние водорода на формирование структуры и фазового состава в сплаве на основе Ti2AlNb / А.Г. Илларионов, C.B. Гриб, A.A. Попов, С.Л. Демаков, М.С. Карабаналов, О,Г. Хаджиева, O.A. Елкина // Физика металлов и металловедение. -2010. Т. 109. - №2. - С. 154-164.

2. Хаджиева, О.Г. Влияние водорода на процессы структурообразования и деформируемость сплава на основе орторомбического алюминида титана / О.Г. Хаджиева, А.Г. Илларионов, A.A. Попов // Титан. - 2012. - №4. -С. 19-24.

3. Хаджиева, О.Г. Влияние водорода на структуру закаленного сплава на основе орторомбического алюминида титана и фазовые превращения при последующем нагреве / О.Г. Хаджиева, А.Г. Илларионов, A.A. Попов, C.B. Гриб // Физика металлов и металловедение. - 2013. Т. 114. - №6. -С. 577-582.

4. Хаджиева, О.Г. Влияние старения на структуру и свойства закаленного сплава на основе орторомбического алюминида титана (TiîAlNb) / О.Г. Хаджиева, А.Г. Илларионов, A.A. Попов // Физика металлов и металловедение. - 2014. Т. 115. - №1. (в печати).

Подписано в печать 30.10.2013 г. Объем-1п.л. Тираж-100 экз. 3аказ№373 Ризография НИЧ УрФУ 620002, Екатеринбург, ул. Мира, 19 24

ФГАОУ ВПО «Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина»

На правах рукописи

04201452697

Хаджиева Ольга Георгиевна

ПРОЦЕССЫ ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ СПЛАВА НА ОСНОВЕ ОРТОРОМБИЧЕСКОГО АЛЮМИНИДА ТИТАНА ПРИ ТЕРМОВОДОРОДНОЙ ОБРАБОТКЕ

Специальность 05.16.01 -«Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов»

ДИССЕРТАЦИЯ

на соискание ученой степени кандидата технических наук

Научный руководитель профессор, д.т.н. Попов А.А.

Екатеринбург - 2013

ОГЛАВЛЕНИЕ

ВВЕДЕНИЕ....................................................................................................................................4

1. АНАЛИТИЧЕСКИЙ ОБЗОР

1.1 Общая характеристика интерметаллидных сплавов на основе алюминидов титана ...6

1.2 Влияние легирующих элементов, фазового состава и структуры на физические и механические свойства сплавов на основе интерметаллида Т^АШЬ................................12

1.3 Фазовые превращения в закаленных сплавах на основе интерметаллида Т^АПЧЬ при старении....................................................................................................................................18

1.4 Взаимодействие алюминидов титана с водородом........................................................22

1.5 Термомеханическая обработка интерметаллидных титановых сплавов и влияние водорода на процессы деформации алюминидов титана....................................................27

1.6 Постановка задачи исследования.....................................................................................30

2. МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА

2.1 Исследуемый материал.....................................................................................................33

2.2 Схемы обработки...............................................................................................................33

2.3 Методика исследования....................................................................................................35

3. ИССЛЕДОВАНИЕ ФАЗОВЫХ И СТРУКТУРНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ В ВОДОРОДСОДЕРЖАЩИХ СПЛАВАХ НА ОСНОВЕ ОРТОРОМБИЧЕСКОГО АЛЮМИНИДА ТИТАНА ПРИ ЗАКАЛКЕ И ПОСЛЕДУЮЩЕМ НАГРЕВЕ

3.1 Влияние температуры нагрева под закалку на формирование фазового состава и структуры сплава на основе орторомбического алюминида титана..................................38

3.2 Влияние наводороживающего отжига на фазовый состав, структуру и свойства сплава на основе орторомбического алюминида титана.....................................................43

3.3 Влияние водорода на формирование фазового состава и структуры сплава при закалке......................................................................................................................................46

3.4 Влияние водорода на протекание превращений при непрерывном нагреве закаленных сплавов.................................................................................................................53

3.5 Выводы по главе................................................................................................................58

4. ВЛИЯНИЕ ВОДОРОДА И ПАРАМЕТРОВ СТАРЕНИЯ НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА ЗАКАЛЕННОГО СПЛАВА НА ОСНОВЕ ОРТОРОМБИЧЕСКОГО АЛЮМИНИДА ТИТАНА Т12А1№>

4.1 Влияние параметров старения на эволюцию структуры и изменение фазового

состава закаленного сплава на основе орторомбического алюминида титана Т12А1ЫЬ...59

4.2 Влияние водорода на структуру и свойства закаленного сплава на основе Ti2AlNb при старении............................................................................................................................71

4.3 Влияние водорода на физико-механические характеристики сплава при старении. .81

4.4 Выводы по главе................................................................................................................83

5. ВЛИЯНИЕ ВОДОРОДА НА ПРОЦЕССЫ СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЯ И ДЕФОРМИРУЕМОСТЬ СПЛАВА НА ОСНОВЕ ОРТОРОМБИЧЕСКОГО АЛЮМИНИДА ТИТАНА

5.1 Влияние водорода на деформируемость осадкой сплава на основе орторомбического алюминида титана Ti2AlNb.....................................................................................................85

5.2 Влияние водорода на структуру и свойства водородсодержащего сплава на основе Ti2AlNb при деформации........................................................................................................90

5.3 Выводы по главе................................................................................................................95

6. СТРУКТУРНЫЕ И ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ, ПРОТЕКАЮЩИЕ ПРИ РАЗВОДОРОЖИВАНИИ СПЛАВА НА ОСНОВЕ ОРТОРОМБИЧЕСКОГО АЛЮМИНИДА ТИТАНА

6.1 Разводороживание при непрерывном нагреве и изотермической выдержке сплава на основе интерметаллида Ti2AlNb............................................................................................96

6.2 Исследование кинетики выхода водорода из деформированного сплава на основе Ti2AlNb при принудительном разводороживании.............................................................101

6.3 Структура и свойства деформированного водородсодержащего интерметаллидного сплава на основе Ti2AlNb после принудительного разводороживания...........................107

6.4 Выводы по главе..............................................................................................................112

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ....................................................................................................................114

БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК......................................................................................116

ПРИЛОЖЕНИЕ 1......................................................................................................................125

ПРИЛОЖЕНИЕ 2......................................................................................................................126

ПРИЛОЖЕНИЕ 3......................................................................................................................127

ПРИЛОЖЕНИЕ 4......................................................................................................................128

ПРИЛОЖЕНИЕ 5......................................................................................................................129

ПРИЛОЖЕНИЕ 6......................................................................................................................129

ПРИЛОЖЕНИЕ 7......................................................................................................................130

ПРИЛОЖЕНИЕ 8......................................................................................................................132

ПРИЛОЖЕНИЕ 9......................................................................................................................133

ПРИЛОЖЕНИЕ 10....................................................................................................................134

ПРИЛОЖЕНИЕ 11....................................................................................................................135

3

ВВЕДЕНИЕ

Титановые сплавы на основе орторомбического алюминида титана Ti2AlNb СО-фазы) находят широкое применение в авиакосмической технике благодаря высокой удельной прочности, жаропрочности и жаростойкости. С помощью различных видов упрочняющей термической обработки путем управления механизмом и кинетикой фазовых превращений и структурообразования в этих сплавах можно получить высокий уровень механических и специальных свойств. Несмотря на большой объем исследований, посвященных рассмотрению фазовых превращений в сплавах на основе О-фазы, малоизученным остается ряд вопросов, касающихся температурных интервалов и стадийности превращений, реализующихся в зависимости от режимов термической обработки. Особый интерес представляет протекание аг—Ю-превращения при старении сплавов на основе О-фазы, поскольку до сих пор нет единого мнения относительно механизма его реализации: протекает ли оно с образованием промежуточных фаз или без него, и что является движущей силой процесса.

Получение деформированных полуфабрикатов из сплавов на основе орторомбического алюминида титана затруднено, поскольку они обладают малой пластичностью даже при сравнительно высоких температурах. Для повышения технологической пластичности перспективной является термоводородная обработка (ТВО), в ходе которой в качестве временного легирующего элемента в сплав вводят ß-стабилизатор водород, который выводится на заключительных этапах термической обработки. К настоящему времени под руководством академика A.A. Ильина разработаны научные основы ТВО и показана её высокая эффективность в управлении структурой и повышении механических, эксплуатационных и технологических свойств литых и деформированных титановых сплавов разных классов.

Однако исследований по влиянию водорода на температурные интервалы существования фаз, их стабильность при старении, а также на физико-механические свойства и характеристики деформируемости сплавов на основе интерметаллида Ti2AlNb практически не проводилось. Остаются так же малоизученными процессы, протекающие при разводороживании сплавов, и их влияние на формирование конечной структуры и комплекса свойств.

Комплексное исследование вышеперечисленных проблем позволит разработать новые режимы термоводородной обработки сплавов на основе О-фазы для повышения их технологической пластичности и усовершенствовать существующие режимы

упрочняющей термической обработки полуфабрикатов для получения высоких физико-механических характеристик.

1. АНАЛИТИЧЕСКИЙ ОБЗОР

1.1 Общая характеристика интерметаллидиых сплавов на основе алюминидов титана

Титановые сплавы являются важнейшими конструкционными материалами в авиа-, ракето- и кораблестроении. Однако рабочая температура традиционных двухфазных титановых сплавов достаточна низкая и не превышает 550°С [1]. Повышение рабочей температуры титановых сплавов только методами термической обработки невозможно, поскольку возникают проблемы, связанные со стабильностью материала в условиях длительной эксплуатации при повышенных температурах. В связи с этим особое внимание уделяется высокожаропрочным титановым сплавам на основе интерметаллидов.

В отличие от традиционных сплавов, интерметаллиды имеют фиксированное соотношение между компонентами и характеризуются упорядоченным расположением атомов в решетке. Как правило, интерметаллиды обладают высокой твёрдостью и высокой химической стойкостью и почти всегда имеют более высокую температуру плавления, чем исходные металлы. Интерметаллидные соединения титана являются легкими, стойкими к окислению и жаропрочными, что в свою очередь определило их использование в авиации для изготовления лопаток турбореактивных двигателей. Однако образование интерметаллида сопровождается понижением симметрии его кристаллической решетки по сравнению с симметрией решеток исходных металлов, что накладывает ограничения на возможные механизмы деформации решетки интерметаллида. Эти ограничения приводят к повышению прочности, но понижению пластичности и ударной вязкости, в связи с чем получение деформированных полуфабрикатов из интерметаллидов представляет сложную технологическую задачу.

Интерметаллидные соединения Т1 и А1 (алюминиды титана) обладают низкой плотностью, высоким модулем упругости и высокой жаропрочностью, что делает их привлекательными конструкционными материалами. Исследование алюминидов титана началось в середине 1950-х годов [2] и продолжается по сегодняшний день. На бинарной диаграмме фазового равновесия Т1-А1 [3] присутствуют области существования интерметаллидиых фаз Т13А1 (аг-фаза), Т1А1 (у-фаза), Т1А1з, наиболее изучены из которых 11зА1 и Т1А1. Сплавы на основе этих интерметаллидов имеют высокие характеристики жаропрочности, но обладают пониженной пластичностью при низкой температуре, особенно в двухфазном состоянии. Низкая пластичность и хрупкость алюминидов титана долгое время препятствовала их использованию в качестве конструкционных материалов.

6

Легирование алюминидов титана, в частности ниобием, позволяет увеличить их пластичность и ударную вязкость за счет формирования новых фаз, таких как неупорядоченная р-фаза (структурный тип А2), упорядоченная р-фаза (структурный тип В2) и упорядоченная по трем элементам орторомбическая фаза на основе интерметаллида Ti2AlNb (О-фаза).

Atomic Percent Aluminum

О 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100

1800 1700 1600

1500:

О 14О0

■й

gj 1 зоо

"I 12001

cL iioo Е

аз ЮЙ0 900 800

700L

6001 500

0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100

Ti Weight Percent Aluminum Al

Рисунок 1.1. Бинарная диаграмма фазового равновесия Ti-Al [3]

Для получения интерметаллида Ti2AlNb (О-фазы), обладающего большей технологической пластичностью, сплавы на основе аг-фазы легируются большим количеством Nb [4, 5]. О-фаза формируется при концентрациях Nb выше, чем предел его растворимости в Т1зА1, который при температурах ниже 900°С составляет 9... 12 ат. % [6, 7]. Таким образом, количество Nb в сплавах на основе О-фазы может варьироваться в интервале 12,5...27 ат. %. К настоящему моменту для сплавов, содержащих 20...30 ат. % А1 и 15...30% Nb, были построены диаграммы фазового равновесия и изотермические разрезы, а также проведены исследования их структуры и свойств [6-28]. В результате исследований было показано, что оптимальный комплекс свойств может быть получен для сплавов состава Ti-(22-23)AI-(25-26)Nb.

Несмотря на широкий диапазон варьирования содержания легирующих элементов, периоды решетки О-фазы остаются практически неизменными (таблица 1.1).

Таблица 1.1

Параметры решеток фаз в сплавах на основе О-фазы, нм [29, 30]

Т1-22А1-271ЧЬ Т1-26А1-221ч[Ь Т1-23А1-22ЫЬ

а = 0,611 а = 0,609 а = 0,610

О Ь = 0,965 Ь = 0,967 Ь = 0,965

с = 0,470 с = 0,468 с = 0,470

Наиболее часто используемые в литературе квазибинарные диаграммы приведены на рисунке 1.2. Из рисунка видно, что температура О-сплавов в однофазное [3-состояние лежит в интервале 1050...1150°С.

а

Рисунок 1.2. Квазибинарные диаграммы состояния Т1-хА1-ТЧЬ [26]

т. °с

1100. ....

а + р / /

Ы /

(х + а-)!;

■ ООО 900 800 700

..............

(ь +13(|

сь + р/(30+ О / ft. + О

«л

1 а, + О

(} + О

Ч-

о

Ti-22%A1 10

20 30 40 Nb, at. (/с

1200 a+pCB2)

ТО

гх-кх,,

1100 -

Р<В2)

Ш

в пега

0С3+В2

О 1000

о

800 -

700 -

а. 1

< 1Г

ТГ

@а2 & В2 г / / с

• oi Оо2 Ш

А Э phase

H 2 phase

© 1 phase Ч+02

JLF

t2+01 01 • • •

OI+B2 В

М+02+В2

0I+02

О О О

02+В2

о о о о

02

J_

о о о о

X

50

П-27.5А1

10 20 Atomic percent niobium в

Рисунок 1.2 (продолжение). Квазибинарные диаграммы состояния Ti-xAI-Nb [27, 28]

Присутствующие на диаграммах фазы имеют следующие характеристики [31, 32]:

- неупорядоченная р-фаза (обозначается Р) - твердый раствор на основе титана с ОЦК- структурой, структурный тип А2 (вольфрама), пространственная группа симметрии (ПГС) - 1шЗш;

упорядоченная р-фаза (обозначается В2 или Ро) - упорядоченный твердый раствор на основе титана с ОЦК- решеткой, в центре элементарной ячейки которой располагаются либо атомы ниобия, либо атомы алюминия. Атомы титана располагаются вершинах ячейки, образуя свою подрешетку. Структурный тип В2 (СбС1), ПГС- РтЗш, период кристаллической решетки ар = 0,324 нм;

- упорядоченная аг-фаза - интерметаллид ИзА1 с упорядоченной гексагональной решеткой, в узлах которой атомы алюминия расположены закономерным образом. Структурный тип 00,9, ПГС- Рбз/шшс, периоды кристаллической решетки а = 0,579 нм, с = 0,467 нм;

- упорядоченная О-фаза - интерметаллид ТЬАГЫЬ с орторомбической решеткой, характеризующейся упорядоченным расположением атомов всех трех элементов, входящих в состав фазы. ПГС - Сшсш, периоды кристаллической решетки а=0,608 нм, Ь=0,950 нм, с=0,467 нм.

Кристаллические решетки описанных фаз представлены на рисунке 1.3 [33]

О-фаза может образовываться как непосредственно из ро-фазы, так и аг-фазы в результате протекания упорядочения по трем элементам - титану, алюминию и ниобию [17, 18, 34]. При этом относительно второго случая в литературе нет единого мнения относительно механизма его протекания. Одним из возможных механизмов может быть диффузионный: в сплавах на основе аг-фазы, содержащих более 12 ат.% N1), О-фаза образуется в областях, обогащенных ТЧЬ. Эти области формируются в результате выталкивания 1ЧЬ из аг-фазы при медленном охлаждении или при старении. В ряде работ [35, 36] решетка О- фазы рассматривается как псевдогексагональная, имеющая искажения из-за пересыщения ниобием.

Часть исследователей считает, образование О-фазы в ходе аг—»О-превращения происходит с образованием промежуточных метастабильных фаз [35-38].

pG phase

О phase

{0001} ii2 phase

Рисунок 1.3. Схематическое изображение элементарных ячеек (3-, аг- и О- фаз [33]: в решетке а2-фазы атомы Тл - серые, атомы А1 - белые; в решетке О-фазы атомы Тл - серые, атомы А1 - черные, атомы N1) - белые

Помимо вышеописанных фаз при термической обработке О-сплавов в них возможно образование метастабильной со-упорядоченной фазы. Эта фаза представляет собой интерметаллид Т^АЬТЧЬ с гексагональной решеткой (структурный тип В82). Периоды кристаллической решетки упорядоченной со-фазы а = 0,458 нм, с = 0,552 нм. Известно, что титановые сплавы, не содержащие алюминия, охрупчиваются, испытывая Р—»ю-превращение в интервале температур 400...700°С [39].

1.2 Влияние легирующих элементов, фазового состава и структуры на физические и механические свойства сплавов на основе интерметаллида ИгАИЧЬ

Сплавы на основе О-фазы дополнительно легируют такими элементами, как XV, V, Мо, Ъх и 81.

Мо, V и являются Р-стабилизаторами, причем их Р-стабилизирующая способность гораздо сильнее, чем №г. согласно данным работы [25], введение в сплав на основе О-фазы 1 ат.% Мо, V/ или V эквивалентно введению 4,25, 3,36 и 1,58 ат. % N1), соответственно.

Введение в сплав Мо значительно повышает прочность при комнатной и повышенной температурах, что связано с его малой диффузионной подвижностью. Распределение V в сплаве более равномерное, чем распределение Мо, в связи с чем более целесообразно легирование двумя р-элементами (V и Мо), так как при снижении содержания Мо уменьшается неравномерность его распределения в сплаве [23].

Введение Ъх повышает жаропрочность сплава, поскольку Ъх имеет высокую температуру плавления, и, следовательно, понижает диффузионную подвижность атомов. Также Zr обеспечивает небольшое твердорастворное упрочнение титана и повышает термическую стабильность сплава, увеличивает предел ползучести, понижает склонность к хладноломкости [23, 24].

Добавка 81, не превышающая предела его растворимости в сплаве, также повышает жаростойкость и жаропрочность. В послед