CC BY
79
ЛИТЕРАТУРА
1. Gao Yong, Stolken J.S., Kumar Mukul, Ritchie R.O. High-Cycle Fatigue of Nickel-Base Superalloy Rene 104 (ME3): Interaction of Microstructurally Small Crack with Grain Boundaries of Known Character //Asta Mater. 2007. dio: 10.1016.
2. Gabb Timothy P., Gayda John, Telesman Jack, Kantzos Peter T. Thermal and Mechanical Property Characterization of the Advanced Disc Alloy LSHR //NASA/TM. 2005. 213645. June.
3. Rice D., Kantzos P., Hann B., Neumann J., Helmink R. P/M Alloy 10 - A 700°C Capable Nickel-Based Superalloy for Turbine Disk Applications. In: Superalloys 2008 //TMS. 2008. Р.139-147.
4. Hardy M.C., Zirbel B., Shen G., Shankar R. Developing Damage Tolerance and Creep Resistance in a High Strength Nickel Alloy for Disc Applications. In: Superalloys 2004 //TMS. 2004. Р. 83-90.
5. Besty J. Bond, Kennedy Richard L. Evaluation of Allvac® 718PLUS™ Alloy in the Cold Worked and Heat Treated Condition. In: Superalloys 718, 625, 706 and Derivatives //TMS. 2005. Р. 203-211.
6. Ломберг Б.С., Овсепян С.В., Бабурина Е.В. Расчет жаропрочности сложнолегиро-ванных никелевых сплавов с помощью уравнений системы неполяризованных ионных радиусов (СНИР) //МиТОМ. 1995. №6. С. 9-11.
УДК 669.295:669.018.44
О.С. Кашапов, Т.В. Павлова, Н.А. Ночовная
ВЛИЯНИЕ РЕЖИМОВ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА ЖАРОПРОЧНОГО ТИТАНОВОГО СПЛАВА ДЛЯ ЛОПАТОК КВД
Рассматриваются основные факторы, определяющие свойства жаропрочных титановых сплавов псевдо-а-класса на примере сплава ВТ41М для лопаток КВД. Показано, что выбор оптимальной композиции сплава в сочетании с режимами термомеханической обработки обеспечивают наиболее эффективное сочетание твердорастворного и дисперсионного упрочнения. Установлена роль интерметаллидных фаз Ti3Al и Ti5Si3, выделяющихся при старении, на механические свойства, ударную вязкость и длительную прочность при 600°С сплава ВТ41М в отожженном и термоупрочненном состояниях. Приведены свойства прутковой лопаточной заготовки из сплава ВТ41М, в сравнении с аналогами - сплавами ВТ18У и IMI834.
Ключевые слова: жаропрочные титановые сплавы, термическая обработка, механические свойства, микроструктура, интерметаллиды, силициды, длительная прочность.
Жаропрочные титановые сплавы псевдо-а-класса последнего поколения являются сложными многокомпонентными системами, основу которых составляет а-твердый раствор титана, упрочненный интерметаллидными соединениями алюминия и кремния. Для большинства зарубежных сплавов температура старения лежит в пре-
делах от 550 до 625°С, дальнейшее повышение температуры старения приводит к снижению уровня жаропрочных свойств [1, 2]. Относительно низкая температура старения позволяет наиболее эффективно использовать дисперсионное упрочнение силицидами и сохранять кремний в твердом растворе а- и Р-фаз [3]. По этому принципу построены практически все зарубежные жаропрочные титановые сплавы, где высокий уровень свойств при рабочих температурах обеспечивается главным образом за счет легирования кремнием в сочетании с пластинчатой микроструктурой. Исключение составляет сплав 1М1 834, температура старения которого составляет 700°С. Старению предшествует термомеханическая обработка и последующая закалка с температур верхней части (а+Р)-области. Сплав применяется с микродуплексной микроструктурой, а высокая жаропрочность обеспечивается сочетанием твердорастворного и дисперсионного упрочнения благодаря введению кремния и выделению а2-фазы [4].
В настоящее время наиболее жаропрочным серийным отечественным сплавом, применяемым для изготовления деталей ротора КВД, является сплав ВТ18У системы Т1-А1-2г-8п-Мо-ЫЪ-81. Термическая обработка полуфабрикатов проводится по режиму одноступенчатого отжига при температуре 930°С. Сплав был введен в эксплуатацию к середине 70-х годов ХХ века и на тот момент превосходил зарубежные аналоги, однако ситуация изменилась с разработкой за рубежом жаропрочных сплавов последнего поколения. По уровню механических свойств, жаропрочности и термической стабильности сплав уступает своему ближайшему зарубежному аналогу - 1М1 834. Существенным недостатком сплава является невозможность обеспечения требований ТУ для прутков с микродуплексной микроструктурой, поэтому на моторные заводы пруток поставляется с Р-превращенной микроструктурой. По действующим в отрасли нормативным документам, штамповка лопаток осуществляется в (а+Р)-области и в итоге, на готовых лопатках наблюдается значительная разнозернистость, муар и линии интенсивного течения металла, что приводит к увеличению брака. Кроме того, высокое содержание алюминия в сплаве и грубая микроструктура исходной лопаточной заготовки значительно снижают технологическую пластичность при горячей деформации. Ввиду вышесказанного, исследования перспективных композиций новых сплавов и совершенствование технологии получения полуфабрикатов были продолжены. Данная работа посвящена исследованию влияния режимов термической обработки на свойства прутковой лопаточной заготовки из сплава ВТ41М - модификации опытно-промышленного сплава ВТ41 применительно к лопаткам КВД.
Прутки были изготовлены на ОАО «Корпорация ВСМПО АВИСМА» из промышленного слитка 0475 мм, ковкой слитка в Р-области и прокаткой заготовок в (а+Р)-области. Диаметр механически обработанных прутков 18 мм. Микроструктура прутка в горячекатаном состоянии - глобулярно-пластинчатая, объем первичной а-фазы в продольном и поперечном сечениях находится в пределах 15-40%. Температура полного полиморфного превращения (Гпп), определенная металлографически, составила 1025°С. Химический состав исследуемой плавки был скорректирован с учетом требований, предъявляемых к лопаткам КВД. По сравнению с дисковой шихтовкой, в металле исследуемой плавки было снижено содержание Р-стабилизаторов, в том числе кремния, а также изменено соотношение а-стабилизаторов и циркония. Средний фактический химический состав плавки (слитка) приведен в табл. 1. Макро- и микроструктура катаного прутка ВТ41М в сравнении с серийным прутком ВТ18У в состоянии поставки приведена на рис. 1.
Таблица 1
Химический состав исследуемой плавки_
Содержание легирующих элементов, % (по массе) Примеси, %
Т1 A1 8п Хх Мо № С Бе 02
Основа 6,4 4,0 3,6 1,2 0,9 0,3 0,27 0,03 0,07 0,1
а) б)
Рис. 1. Структура серийного прутка из сплава ВТ18У (а) и опытно-промышленного прутка из сплава ВТ41М (б) после термомеханической обработки на ОАО «ВСМПО» (отжиг на второй ступени)
Термическую обработку прутка проводили в муфельной печи сопротивления с перепадом температуры в пределах рабочей зоны не более ±5°С. Охлаждение заготовок осуществлялось на воздухе.
При предварительном исследовании фазового состава сплава методом рентгено-структурного фазового анализа установлено, что температура растворения силицидов составляет ~980°С, что соответствует Тп.п-45°С. Исследования фазового состава материала после двухступенчатого отжига показали, что следы а2-фазы обнаруживаются при температурах старения выше 550°С, поэтому дисперсионное упрочнение при старении при температуре до 550°С определяется силицидами, а максимального эффекта от дисперсионного твердения следует ожидать после отжига при температурах более 980°С. Для выявления роли силицидов и а2-фазы в повышении жаропрочности сплава было проведено исследование механических свойств прутка после трехступенчатого отжига.
Механические свойства и длительную прочность при 600°С определяли на образцах с диаметром рабочей части 5 мм (ГОСТ 1497, ГОСТ 9651, ГОСТ 10145). Дополнительно оценивалась удельная работа разрушения на образцах с и-образным концентратором (ГОСТ 9454).
Свойства прутка исследовались после термической обработки по режимам:
- одноступенчатого отжига;
- двухступенчатого отжига в зависимости от температур первой ступени отжига;
- двухступенчатого отжига в зависимости от температур второй ступени отжига;
- трехступенчатого отжига;
- закалки и старения.
Все полученные зависимости механических свойств, ударной вязкости и длительной прочности строились по минимальным значениям, полученным при испытаниях.
При температурах отжига до 930°С микроструктура сплава определяется предшествующей термомеханической обработкой. При температурах отжига свыше 950°С
происходит интенсивная рекристаллизация, приводящая к изменению параметров микроструктуры. Дальнейшее увеличение температуры отжига вызывает снижение доли первичной а-фазы и увеличение пластинчатой составляющей микроструктуры, что приводит к повышению пластичности материала (рис. 2).
75-
-е
I
а"
о и н о
<Ц
55
о
35
15
1
/ 2 1
•ч \( >
V! ч <
о, МПа 1000^
960
920
8801
5, у, %; КСи, Дж/см2 60
840 800
к_________________ --
к -1
1"7Кси 5
00,2
40
20
0
930 950 970 990 930 950 970 990
Температура отжига (1-я ступень), °С Температура отжига (1-я ступень), °С
Рис . 2. Влияние температуры первой ступени отжига (1 - охлаждение на воздухе; 2 -охлаждение в воде) на количество первичной а1-фазы, механические свойства прутка при 20°С из сплава ВТ41М и микроструктуру материала после закалки (выдержка при отжиге: 1 ч при 930 и 995 °С и 2 ч - в остальных случаях)
Изменение микроструктуры после высокотемпературного отжига оказывает заметное влияние на дисперсионное упрочнение после двухступенчатого отжига (рис. 3 и 4), вторая ступень отжига, по существу, является старением. Увеличение доли видманштетто-вой составляющей микроструктуры способствует локализации деформации при испытаниях на растяжение, что приводит к росту прочности и снижению предела текучести при статических испытаниях на растяжение при 20°С.
Максимальная прочность прутка при 600°С (рис. 5) соответствует минимальному количеству первичной а-фазы в микроструктуре сплава (см. рис. 2).
Исследование влияния температуры старения на механические свойства материала, отожженного при температуре 1000°С в течение 1 ч, показало, что с увеличением температуры старения пластичность материала снижается, а наибольшая прочность соответствует температуре старения 620°С (рис. 6). Резкое снижение ударной вязкости при температурах обработки выше 570°С связано с выделением а2-фазы.
а) б) в)
ЖШ
10 мкм
10 мкм
Рис. 3. Микроструктура прутка из сплава ВТ41М после термической обработки (двухступенчатого отжига) по различным режимам:
а - 930°С, 1 ч (воздух)+600°С, 6 ч (воздух); б - 980°С, 2 ч (воздух)+620°С, 6 ч (воздух); в - 1000°С, 1 ч (воздух)+620°С, 6 ч (воздух);
1010
9901 970 9501
930
ав
чж
5 г
а0,2
у.—1—■
40
30
■20
10
0
940 950 960 970 980 990 1000 Температура отжига 1-й ступени, °С
2-я ступенй 930°С, 1 ч + 980°С, 2 ч + 1000°С, 1 ч +
отжига /+600°С, 6 ч +620°С, 6 ч +620°С, 6 ч
Рис. 4. Механические свойства сплава ВТ41М при 20°С (после двухступенчатого отжига) в зависимости от температуры первой ступени отжига
а, МПа
1010
970
930
890
5, у, %; KCU, Дж/см2
^^^^ 1
1 \ Ту^ч ав 1 ^v^T"
N KCU а0,2
i i --— \ '
V '
45
35
25
15
550 570 620 670 720
Температура отжига на 2-й ступени, °С
Рис. 6. Механические свойства прутка из сплава ВТ41М при 20°С в зависимости от температуры отжига на второй ступени (отжиг на 1-й ступени при 1000°С, 1 ч); выдержка на 2-й ступени 6 ч при 550°С и 4 ч -в остальных случаях
а600°, МПа 680 Г
5600°, у500°, %
640
600
560i
5 Г
ав у V-
а0,2
70
-50
30
10
930 940 950 960 970 980 990 1000 Температура отжига 1-й ступени, °С 2-я ступенй 930°С, 1 ч + 980°С, 2 ч + 1000°С, 1 ч +
отжига _|+600°С, 6 ч +620°С, 6 ч +620°С, 6 ч
Рис. 5. Механические свойства сплава ВТ41М при 600°С (после двухступенчатого отжига) в зависимости от температуры отжига на первой ступени
а600°, МПа
680
640
600 560
550 600 650 700
Температура 2-й ступени отжига (старение), °С
Рис. 7. Механические свойства прутка из сплава ВТ41М при 600°С в зависимости от температуры 2-й ступени отжига (старение): отжиг на 1-й ступени при 1000°С, 2 ч; выдержка при старении 6 ч при 550 и 600°С и 4 ч - в остальных случаях
5600°, у600°, % 90
у -^- -J
____ г- " Г- -л ав
5 Х-—1
г- ^
1-70
■50
•30 10
550 620 650
Температура старения, °С
700 10 мкм
Рис. 8. Долговечность сплава ВТ41М при испытаниях на длительную прочность (с=295 МПа) при 600°С в зависимости от температуры отжига на второй ступени (отжиг на 1 -й ступени при 1000°С, 2 ч); выдержка при старении 6 ч при 550°С и 4 ч - в остальных случаях
Несмотря на то что наибольшая прочность прутка при максимальной рабочей температуре (600°С) соответствует температуре старения 700°С, долговечность этих образцов при испытаниях на жаропрочность является минимальной (рис. 7 и 8). Есть основания полагать [5], что повышение высокотемпературной прочности при старении 700°С вызвано увеличением объема а2-фазы в структуре сплава, однако повышение температуры старения вызывает разупрочнение твердого раствора а- и Р-фаз из-за снижения концентрации кремния, который образует «избыточные» интерметаллиды, что приводит к снижению долговечности при длительных испытаниях.
Вышесказанное подтверждается результатами испытаний образцов, прошедших трехступенчатый отжиг (табл. 2).
Таблица 2
Свойства сплава ВТ41М после трехступенчатого отжига_
Режим термической обработки после отжига 1-й ступени: 1000°С, 2 ч (воздух) Предел прочности при 600°C, МПа Длительная прочность при 600°С
Напряжение с, МПа Долговечность т, ч
550°С, 6 ч + 620°С, 4 ч 657 295 79
550°С, 6 ч + 650°С, 2 ч 662 57,5
550°С, 6 ч + 680-700°С, 2 ч 638 72
Таблица 3
Сравнительные свойства сплавов ВТ18У, ВТ41М и 1М1 834
Сплав, Минимальный уровень механических свойств МЦУ (jV=104 цикл): Длительная
термическая обработка 20° > S 600° Термическая стабильность* С max, МПа; при 20/600°С; прочность при 600°С
МПа 20° °в S/V, % (Д=0,1; f=1 Гц) с, МПа т, ч
% МПа
ВТ18У**, 930°С, 1 ч (воздух) 910 10 25 560 - - 845***/- 265 100
ВТ41М:
- двухступенчатый отжиг 1020 18 40 640 1070 14/28 960/550 275 105
(1000°С, 2 ч, воздух + 620°С, 4 ч, воздух) - термоупрочненное состоя- 1120 12 30 715 1020/580 295 275 90 120
ние (1000°С, 2 ч, масло +
+ 700°С, 4 ч, воздух)
1М1 834 (1015°С, 2 ч, масло + 1030 6 15 585 1025 5/8 910/550 300 120
+ 700°С, 2 ч, воздух)
* После испытаний на сопротивление ползучести за 100 ч при 600 °С (окисленный слой снят).
** Гарантированное значение для прутков по ОСТ 1 90006. *** Для штамповок дисков массой до 50 кг.
Основываясь на результатах исследования, можно говорить о том, что оптимальным режимом отжига прутков с микродуплексной микроструктурой является следующий: первая ступень: Гп.п-20...40°С, выдержка 1-2 ч, охлаждение на воздухе; вторая ступень: 590...640°С, выдержка 4-6 ч, охлаждение на воздухе. Жаропрочность материала в отожженном состоянии определяется параметрами микроструктуры и оптимальным сочетанием дисперсионного и твердорастворного упрочнения кремнием.
Увеличением скорости охлаждения с температур вблизи Тп.п при замене охлаждающей среды на масло или воду можно повысить эффективность дисперсионного упрочнения при старении. Закалка также позволяет снизить количество Р-фазы в сплаве [6], поэтому применение термоупрочняющего режима обработки позволяет наиболее эффективно использовать фазу Ti3Al для повышения жаропрочности. В табл. 3 приведены обобщенные сравнительные данные для сплавов ВТ18У, ВТ41М и IMI 834 [1, 7] после термической обработки по оптимальным режимам (Timetal@834, TMC-0164, Titanium metals corporation. USA. 2000).
Приведенные данные свидетельствуют о том, что сплав ВТ41М обеспечивает высокую жаропрочность при мелкозернистой глобулярно-пластинчатой микроструктуре и по комплексу свойств не уступает зарубежному аналогу, превосходя серийный сплав ВТ18У.
В отожженном состоянии благодаря переходу на микродуплексную микроструктуру и наличию относительно большого количества ß-фазы материал прутка обладает высокой пластичностью, которая сохраняется при длительных выдержках при максимальной рабочей температуре (см. также [5]). Дополнительно повысить прочность материала позволяет применение термоупрочняющей термической обработки.
ЛИТЕРАТУРА
1. Materials Properties Handbook: Titanium Alloys. ASM International, USA. 1992. P.439-445.
2. Development and evaluation of high temperature titanium alloy IMI 834. N.F. Neal, IMI Titanium limited, GB. Sixth world conference on titanium, France. 1988. P. 253-258.
3. Хэмонд К., Наттинг Дж. Металловедение жаропрочных и титановых сплавов /Труды международной конференции. Хоулдсворт, 1977.- М.: Металлургия. 1982. C. 89-1G1.
4. Sai K.V. Srinadh, Singh Nidhi, Singh V. Role of Ti3Al/silicides on tensile properties of Timetal 834 at various temperatures: Indian Academy of Sciences. //Mater. Sci. 2GG7. V. 30. №б. C. 595-6GG.
5. Кашапов O.C., Павлова Т.В., Ночовная H.A. Исследование термической стабильности прутка из сплава ВТ41 после различных режимов термической обработки //МиТОМ. 2010. № 8.
6. Слонина О.П., Глазунов CX. Жаропрочные титановые сплавы.- М.: Металлургия. 1976. C. 22G.
7. Baby S., Kowmudi B. Nagaraja, Omprakash C.M., Satyanarayana D.V.V., Balasubra-maniamb K., Kumar V. Creep damage assessment in titanium alloy using a nonlinear ultrasonic technique. //Scripta materialia. 2GG8. V. 59. P. 818-821.
УДК бб9.295
H.A. Ночовная, Д.В. Сиваков
ИССЛЕДОВАНИЕ ВЗАИМОДЕЙСТВИЯ ПОВЕРХНОСТНЫХ СЛОЕВ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ РАЗЛИЧНОГО ФАЗОВОГО СОСТАВА С ЭЛЕКТРОМАГНИТНЫМ ПОЛЕМ
Разработана математическая модель, описывающая зависимость электропроводности твердого раствора титана с кислородом с учетом предельной растворимости кислорода в титане и диффузионного распределения. Произведен расчет уравнения для плоской электромагнитной волны для математической модели титанового сплава. Получена зависимость напряженности магнитного поля в поверхностном слое титана и определено влияние наводимых кольцевых (вихревых) токов на параметры возбуждающей катушки индуктивности для титанового сплава с различным фазовым составом и концентрацией кислорода.
Ключевые слова: титановый сплав, электромагнитное поле, уравнение электромагнитного поля, решение уравнения электромагнитного поля численным методом.
Глубина альфированного (газонасыщенного) слоя (TOC) может быть определена методом измерения микротвердости, рентгеновским методом и металлографическим методом (по изменению микроструктуры поверхностного слоя) [1].
Достаточно надежным является измерение глубины газонасыщенного слоя на титановых сплавах методом микротвердости. За глубину газонасыщенного слоя принимают расстояние от поверхности, при котором повышение твердости из-за растворения кислорода равно ошибке измерения. Измерение микротвердости альфированного
