CC BY
15
ЮБИЛЕИ КАФЕДР МАТИ
УДК 669.295:621.793
УПРАВЛЕНИЕ СТРУКТУРОЙ И СВОЙСТВАМИ ПОЛУФАБРИКАТОВ ИЗ АЛЮМИНИДА ТИТАНА МЕТОДАМИ ВОДОРОДНОЙ ОБРАБОТКИ*
С.В. Скворцова, докт. техн. наук (e-mail: skwortsova@implants.ru), А.А. Ильин, академик РАН, А.М. Мамонов, докт. техн., наук, В.А. Пожога, аспирант, О.З. Умарова, аспирант (МАТИ-РГТУим. К.Э. Циолковского)
Рассмотрена возможность управления процессом структурообразования в опытном жаропрочном титановом сплаве на основе алюминида титана с помощью термоводородной обработки. Показано, что, не смотря на небольшое содержание в сплаве объемной доли р-фазы (менее 10 %), его насыщение водородом до 0,6 % мас. и последующий двухступенчатый вакуумный отжиг позволяют сформировать бимодальную структуру а2-фазы. Установлено, что различное соотношение объемных долей и размеров структурных составляющих определяется температурой второй ступени вакуумного отжига. Определена оптимальная бимодальная структура, обладающая повышенным комплексом механических свойств.
Ключевые слова: жаропрочный сплав, алюминид титана, бимодальная структура, водород, термоводородная обработка, механические свойства.
Control of Structure and Properties of Semi-Finished Titanium Aluminide-Based Alloy Products by Means of Hydrogen Treatment Techniques. S.V. Skvortsova, A.A. Ilyin, A.M. Mamonov, V.A. Pozhoga, O.Z. Umarova.
The opportunity of structure formation process control in experimental high-temperature titanium aluminide-based titanium alloy by means of thermohydrogen treatment is discussed. It is shown that in spite of the fact that the alloy has small volume fraction of р-phase (not more than 10 %), its saturation with hydrogen up to 0,6 weight % and subsequent two stage vacuum annealing allow development of bimodal structure of a2-phase. It is found that a temperature of the second vacuum annealing stage determines different ratios of volume fractions and sizes of structural constituents. The optimum bimodal structure having higher mechanical properties has been found.
Key words: high-temperature alloy, titanium aluminide, bimodal structure, hydrogen, thermohydrogen treatment, mechanical properties.
Введение
Развитие авиационно-космической техники и энергетического машиностроения требует увеличения тяговесовых характе-
* Работа выполнена при финансовой поддержке Министерства образования и науки Российской Федерации в рамках федеральной целевой программы «Исследования и разработки по приоритетным направлениям развития научно-технологического комплекса России на 2007-2013 гг.», ГК № 14.513.11.0003.
ристик газотурбинных двигателей и установок. Решение данного вопроса идет различными путями, например, совершенствованием их конструкции, а также применением новых материалов, обладающих меньшей плотностью, взамен жаропрочных сталей и никелевых сплавов. Наиболее перспективными материалами в этом отношении являются сплавы на основе алюминидов титана [1-3]. По удельным характеристикам жаропрочности и жаростойкости эти материалы
-Ф-
-Ф-
-Ф-
-Ф-
ЮБИЛЕИ КАФЕДР МАТИ
превосходят лучшие промышленные жаропрочные титановые сплавы и могут успешно конкурировать со сталями и никелевыми сплавами при температурах до 700-750 °С [4]. Однако низкая технологичность при горячей обработке давлением и недостаточная пластичность при нормальной температуре сплавов на основе алюминидов титана не только затрудняют, но и в ряде случаев исключают возможность изготовления из них некоторых видов полуфабрикатов и изделий традиционными способами термомеханической обработки.
Анализ публикаций как зарубежных, так и российских авторов, позволяет сделать вывод о том, что в настоящее время основные усилия направлены на разработку и исследование у- и О-сплавов. При этом перспективность использования сплавов на основе ин-терметаллида ИзД! (а^-сплавов), особенно малолегированных, ставится под сомнение. Это в большей степени связано с тем, что такие сплавы обладают низкой технологической пластичностью и традиционные технологии изготовления из них деформированных полуфабрикатов подразумевают использование сложного энергоемкого оборудования. Кроме того, традиционные технологии не позволяют получать в таких сплавах широкого спектра структур и соответственно изменять комплекс механических свойств, что обусловлено небольшим содержанием в них р-фазы. Как было показано ранее [5-9], для титановых сплавов существует технология, которая позволяет получать даже для малолегированных сплавов широкий спектр структур, а соответственно и механических свойств. Эта технология основана на обратимом легировании водородом и носит название термоводородной обработки [10]. Водород в титановых сплавах может быть использован и для повышения технологи-
ческой пластичности труднодеформируемых сплавов. Данный вид обработки получил название водородного пластифицирования [10]. В работе [11] показано, что дополнительное введение в сплав на основе алюминида титана ИзД!, содержащего всего 3 % мас. ЫЬ, водорода позволяет на 150-200 °С снизить температуру деформации за счет увеличения в структуре количества р-фазы.
Данная статья является продолжением исследований, результаты которых опубликованы в работе [11]. В ней будет показано, как с помощью термоводородной обработки можно управлять структурным состоянием сплава на основе алюминида титана ИзД! и комплексом его механических свойств.
Материалы и методы исследования
Исследования проводили на опытном жаропрочном титановом сплаве, полученном методом вакуумной индукционной плавки в печи с секционным водоохлаждаемым тиглем, химический состав которого приведен в табл. 1. Слиток диаметром 70 мм осаживали при температуре 1250 °С до толщины 40 мм, затем наводороживали и прокатывали в интервале температур 950-850 °С до толщины 18 мм. Из полученных заготовок вырезали образцы для проведения структурных исследований и механических испытаний.
Наводороживание заготовок осуществляли в установке Сивертса при температуре 900 °С.
Вакуумный отжиг проводили в печи модели «ВЕГА-3М». Время выдержки при дегазации выбирали таким образом, чтобы конечное содержание водорода не превышало 0,006 %*.
* Здесь и далее содержание водорода и других легирующих элементов указано в % мас.
Таблица 1 Химический состав опытного сплава
Легирующие элементы, % мас. Примеси, % мас.
И Д! V ЫЬ 2г Ре N С Н О
Осн. 13,7 3,04 3,24 0,56 0,15 0,01 0,01 0,006 0,12
ЮБИЛЕИ КАФЕДР МАТИ
Концентрацию водорода после вакуумного отжига определяли спектральным методом на спектрографе ИСП-51 с приставкой МОРС-1/2048/РС1.
Металлографические исследования проводили с помощью оптического микроскопа AXIO Observer.Alm (Karl Zeiss Jena, Германия) при увеличениях до 1000 крат. Полученные изображения анализировали с помощью программного комплекса NEXSYS ImageExpert Pro3. Рентгеноструктурный анализ проводили на дифрактометре модели ДРОН-7 в фильтрованном Ка-медном излучении.
Кратковременные механические испытания на растяжение при нормальной температуре проводили согласно ГОСТ 1497 на испытательной машине TIRAtest 2300. Механические испытания на кратковременную прочность при температуре 700 °С проводили в соответствии с ГОСТ 9651 на испытательной машине 1231У-10, а на длительную прочность - в соответствии с ГОСТ 10145 на испытательной машине ZST2/3VIET.
Результаты экспериментов и их обсуждение
Для жаропрочных титановых сплавов особый интерес представляют структуры бимодального типа, которые позволяют достичь наилучшего сочетания важнейших для данной группы сплавов свойств: длительной прочности, сопротивления ползучести, вязкости разрушения, сопротивления усталости и др.
Для опытного сплава, содержащего небольшое количество ß-стабилизирующих элементов (см. табл. 1), а следовательно, и малую объемную долю ß-фазы, создание бимодальных структур с различным соотношением объемных долей и размеров структурных составляющих а^-фазы без использования обратимого легирования водородом представляет значительную трудность.
Изменять количество ß-фазы в титановых сплавах возможно различными технологическими методами. Одним из наиболее распространенных способов является изменение температуры нагрева под закалку: с повышением температуры нагрева происходит уменьшение количества первичной а(а2)-фазы.
Однако этот способ не может быть использован для массивных заготовок вследствие низкой прокаливаемости титановых сплавов. Другим способом может быть временное легирование сплава водородом. Водород, являясь р-стабилизатором, также позволяет увеличить в структуре количество р-фазы, причем, изменяя его содержание, можно при одной и той же температуре получать разное количество р-фазы. Кроме того, водород, как и другие р-стабилизирующие элементы замещения, понижает критическую скорость охлаждения и, следовательно, увеличивает прокаливаемость .
В работе [11] было показано, что дополнительное введение в сплав водорода позволяет повысить его пластичность на технологической стадии и осуществить последние этапы прокатки при температуре 850 °С, причем скорость охлаждения на воздухе с температуры нагрева под прокатку значительно выше критической скорости для наводороженного сплава.
На первом этапе работы было определено количество первичной а^-фазы, получаемой в структуре после прокатки заготовок из опытного сплава,дополнительно легированных 0,45 и 0,6 % Н. В заготовке, содержащей 0,45 % Н, после охлаждения с температуры 850 °С на воздухе в структуре фиксируется около 70 % первичной а2-фазы, а заготовке, содержащей 0,6 % Н - не более 50 % (рис. 1).
Для дальнейших исследований были выбраны заготовки из опытного сплава, содержащие 0,6 % Н, так как в них было получено большее количество метастабильной р-фазы.
Формирование структуры при вакуумном отжиге в первую очередь определяется его
&J. vr~
Рис. 1. Микроструктура заготовок из опытного сплава с содержанием водорода 0,45 % (а), и 0,6 % (б) после прокатки при 850 °С и охлаждения на воздухе до комнатной температурыы!
-Ф-
-Ф-
-Ф-
ЮБИЛЕИ КАФЕДР МАТИ
РщШш
>■ PJmmiki ь
'A * л 1 ? о 4V». • :
<> t '^Ж:1^
Лис. ,2. Микроструктура опытного сплава, предварительно наводороженного до 0,6 %, после прокатки при 850 °С и одноступенчатого вакуумного отжига при 900 С (а) и двухступенчатого вакуумного отжига при температуре 550и 800 С (б), 850 С (в) и 900 С (г)
температурой. Наиболее эффективный вакуумный отжиг проводится при температурах порядка 800-900 °С, но при этих температурах процесс роста первичной а2-фазы преобладает над процессами ее зарождения. В результате формируется структура, содержащая глобулярные частицы первичной а2-фазы (рис. 2, а).
Формирование бимодальной структуры при распаде метастабильной р-фазы должно происходить при условии, когда процессы зарождения вторичной а2-фазы будут преобладать над процессами роста первичной. Это возможно только при низкотемпературной обработке, т. е. при предварительном старении, которое также может быть осуществлено в вакуумной печи. При этом температура старения не должна превышать 600 °С для того, чтобы избежать интенсивной дегазации, которая может привести к формированию неоднородной структуры или росту первичной фазы.
Проведенные исследования показали, что минимальной устойчивостью водородосо-держащая р-фаза обладает при температуре 550 °С. Поэтому для формирования различных типов бимодальной структуры были выбраны следующие температуры и продолжи-
тельность вакуумного старения и отжига: 550 °С, 2 ч с последующим нагревом до 800, 850 или 900 °С и изотермической выдержкой 6, 5 или 4 ч соответственно.
Двухступенчатый вакуумный отжиг приводит к формированию структур бимодального типа. Они представлены первичной а2-фазой полиэдрической формы и мелкодисперсной вторичной а(а2)-фазой в р-матрице. Размеры первичной а2-фазы и соотношение первичной и вторичной а2-фаз зависят от температуры вакуумного отжига (рис. 2, б-г).
Анализ полученных структур показал, что средний размер зерен первичной а2-фазы после вакуумного отжига при температуре 800 °С минимален и составляет не более 3 мкм (рис. 2, б). При повышении температуры вакуумного отжига до 850 и 900 °С он возрастает до 4 и 5,5 мкм соответственно (рис. 2, в, г). Очевидное увеличение интенсивности роста а2-частиц при переходе температуры вакуумного отжига от 850 к 900 °С связано, по-видимому, с тем, что при более высоких температурах р ^ а(а2)-превращение при дегазации развивается предпочтительно путем перемещения а2/р-границы (т. е. роста первичной а2-фазы и поглощения вторичной а2-фазы).
Объемная доля первичной а2-фазы также возрастает с увеличением температуры вакуумного отжига. Так, при температуре 800 °С она составляет 45-50 %, при 850 °С - около 55-60 %, а при 900 °С - 70-75 %. Одноступенчатый вакуумный отжиг при температуре 900 °С формирует структуру с равноосной рекристал-лизованной а2-фазой и прослойками р-фазы. Объемная доля а2-фазы составляет около 90 %.
На следующем этапе работы было исследовано влияние параметров структуры на механические свойства опытного сплава при нормальной и повышенной температурах. Результаты испытаний на растяжение и ударную вязкость при нормальной температуре приведены в табл. 2.
Прочностные характеристики образцов с бимодальной структурой выше, чем у образцов с равноосной, при этом максимальные предел прочности и предел текучести достигаются у сплава, содержащего около 60 % первичной а2-фазы размером 4-4,5 мкм. С увеличением количества и размера первичной
а
"Ф
ЮБИЛЕИ КАФЕДР МАТИ
"Ф"
Таблица 2 Механические свойства опытного сплава с различной структурой при нормальной температуре
Режим предварительной обработки Температура вакуумного отжига, °С Тип структуры, количество первичной а2-фазы, % ств, МПа ст02, МПа 8, % V, % кси, МДж/м2
НО при 900 °С до 0,6 %, прокатка при 850 °С 550+800 550+850 550+900 900 Бимодальная, 50 Бимодальная, 60 Бимодальная, 75 Равноосная а2, 90 1210 1320 1250 1190 1150 1210 1160 1100 1,6 3,2 3,2 3,8 2,0 4,5 4,5 5,0 0,07 0,12 0,15 0,15
а2-фазы прочностные характеристики снижаются. Снижение прочностных характеристик происходит и при уменьшении количества первичной а2-фазы и ее размеров. Одновременно при этой структуре сплава наблюдается и минимальная пластичность: образцы разрушались на стадии равномерного удлинения и увеличения нагрузки, т. е. пределы прочности были «кажущимися». По-видимому, преобладающая доля супердисперсной а(а2) + р-структуры, представленной мелкими пластинами вторичной а(а2)-фазы и тонкими р-прослойками, практически подавляет дислокационные механизмы пластической деформации при нормальной температуре.
С другой стороны, когда структура сплава представлена преимущественно первичной а2-фазой, прочность и пластичность сплава зависят только от сопротивления пластической деформации этой структурной составляющей. При этом достигаются максимальные значения относительных удлинения и сужения при нормальной температуре - соответственно 3,8 и 5 %.
Наилучшее сочетание прочностных и пластических характеристик достигается в сплаве с бимодальной структурой, содержащей около 60 % первичной а2-фазы размером 4-4,5 мкм и смесью вторичной а(а2)-фазы и р-прослоек. По-видимому, именно такая структура обеспечивает реализацию дислокационных механизмов во всех структурных составляющих.
Результаты определения ударной вязкости показали те же тенденции и хорошо коррелируют с характеристиками пластичности при растяжении. Однако абсолютные величины КСи очень малы, что подтверждает высокую чувствительность сплава к концентрации напряжений при динамическом нагружении (см. табл. 2).
Механические свойства опытного сплава при растяжении и температуре 700 °С изучали на образцах с бимодальной структурой, содержащей 60 и 75 % первичной а2-фазы размером от 4 до 5,5 мкм, и со структурой, представленной 90 % равноосной первичной а2- и р-фазами. Результаты испытаний приведены в табл. 3.
Таблица 3 Механические свойства опытного сплава при температуре 700 °С
Режим предварительной обработки Температура вакуумного отжига, °С Тип структуры, количество первичной а2-фазы, % ств, МПа ст02, МПа 8, % V, %
НО при 900 °С до 0,6 %, прокатка при 850 °С 550+850 550+900 900 Бимодальная, 60 Бимодальная, 75 Равноосная, 90 850 820 800 770 720 710 30,0 34,5 37,8 39.1 40.2 42,5
-Ф-
ЮБИЛЕИ КАФЕДР МАТИ
Анализ этих результатов показывает, что при всех полученных в результате термоводородной обработки структурных состояниях достигаются достаточно высокие показатели как прочности, так и пластичности. Наилучшее сочетание прочностных и пластических характеристик имеет сплав с бимодальной структурой, представленной 55-65 % первичной а2-фазы размером около 4-5 мкм и смесью вторичной а(а2)- и р-фаз. Именно образцы с такой структурой обеспечили дли-
тельную прочность 109 ч при температуре 700 °С и напряжении 400 МПа.
Таким образом, в работе показано, что использование обратимого легирования водородом позволяет создать в жаропрочном сплаве, содержащем малую объемную долю р-фазы, бимодальные структуры с различным соотношением объемных долей и размеров структурных составляющих а2-фазы, обладающих повышенным комплексом механических свойств.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРА
1. Djanarthany S., Viala J.-C., Bouix J. An overview of monolithic titanium aluminides based on Ti3Al and TiAl // Materials chemistry and Physics, 2001. № 72. Р. 301-319.
2. HengQiang Ye. Recent developments in Ti3Al and TiAl intermetallics research in China // Material Science and Engineering. 1999. A263. Р. 289-295.
3. Nocovnaya N., Izotova A., Alexeev E., Ivanov V. Opportunities of incresr of mechanical properties of deformed semifinished products from Ti-Al-Nb system alloys // Ti 2011: Proceedings of the 12th world Conference of titanium. 2011. V. 2. Р. 1383-1386.
4. Ночовная Н.А., Иванов В.И. Перспективы применения жаропрочных материалов на основе алю-минидов титана // Труды международной конференции по титану: Титан - 2006 в СНГ. 2006. С. 39-43.
5. Скворцова С.В., Ильин А.А., Гуртовая Г.В., Лукина Е.А., Поляков О.А. Фазовые и структурные превращения, происходящие в титановом сплаве ВТ20Л под действием водорода // Металлы. 2005. № 2. С. 45-53.
6. Ильин А.А., Скворцова С.В., Мамонов А.М., Коллеров М.Ю. Влияние водорода на фазовые и структурные превращения в титановых сплавах разных классов // Физико-химическая механика материалов. 2006. Т. 42. № 3. С. 33-39.
7. Ильин А.А., Скворцова С.В., Мамонов А.М., Коллеров М.Ю. Фазовые и структурные превращения в титановых сплавах разных классов под действием водорода // Титан. 2007. № 1. С. 32-37.
8. Ильин А.А., Скворцова С.В., Мамонов А.М. Управление структурой титановых сплавов методом термоводородной обработки // Физико-химическая механика материалов. 2008. Т. 44. № 3. С. 28-34.
9. Скворцова С.В., Панин П.В., Ночовная Н.А., Грушин И.А., Митропольская Н.Г. Влияние водорода на фазовые и структурные превращения в титановом сплаве ВТ6 // Технология легких сплавов. 2011. № 4. С.35-40.
10. Водородная технология титановых сплавов / А.А. Ильин, Б.А. Колачев, В.К. Носов, А.М. Мамонов. Под общ. ред. А.А. Ильина. - М.: МИСИС, 2002. - 392 с.
11. Мамонов А.М., Скворцова С.В., Овчинников А.В., Спектор В.С., Гвоздева О.Н., Пожога В.А. Использование водородных технологий при производстве деформированных полуфабрикатов из сплава на основе алюминида титана с повышенным комплексом механических свойств// Титан. 2013. № 2. С. 18-22.
