Закономерности влияния микродобавок редкоземельных элементов на структурно-фазовое состояние и механические характеристики интерметаллидного сплава на основе орторомбического алюминида титана тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.09, кандидат наук Новак Анна Викторовна

• Новак Анна Викторовна
• кандидат наук
• 2019

Оглавление диссертации кандидат наук Новак Анна Викторовна

Введение

Глава 1. Анализ научно-технической информации в области титановых и интерметаллидных титановых сплавов, в том числе легированных редкоземельными элементами

1.1. Классификация сплавов на основе алюминидов титана

1.2. Сплавы на основе орторомбического алюминида титана Т12АШЬ

1.3. Влияние редкоземельных элементов на механические свойства и структуру титановых и интерметаллидных титановых сплавов

1.4. Заключение по анализу научно-технической информации,

постановка цели и задач работы

Глава 2. Объекты и методы исследования

2.1. Объекты исследования

2.2. Методы исследования

Глава 3. Влияние редкоземельных элементов У, С^ 8е на морфологию структуры, фазовый состав и механические характеристики интерметаллидного титанового орто-сплава при выплавке и термомеханической обработке

3.1. Исследование влияния редкоземельных элементов на структурно-фазовое состояние интерметаллидного титанового орто-сплава в литом состоянии

3.2. Исследование влияния редкоземельных элементов на морфологию структуры и механические свойства интерметаллидного титанового орто-сплава после термомеханической обработки

3.3. Выводы по Главе

Глава 4. Влияние параметров деформационной и термической обработки на структурно-фазовое состояние и механические

Стр.

свойства интерметаллидного титанового орто-сплава, легированного гадолинием

4.1. Исследование технологической пластичности интерметаллидного титанового орто-сплава, легированного гадолинием

4.2. Влияние технологических режимов изготовления катаных плит на структурно-фазовое состояние и механические свойства интерметаллидного титанового орто-сплава, легированного гадолинием

4.3. Выводы по Главе

Основные выводы по работе

Список литературы

ОСНОВНЫЕ СОКРАЩЕНИЯ И ОБОЗНАЧЕНИЯ

ГТД - газотурбинный двигатель

КВД - компрессор высокого давления

ТИ - технологическая инструкция

ТУ - технические условия

ТМО - термомеханическая обработка

ОМ - оптическая микроскопия

РЭМ - растровая электронная микроскопия

ОЦК - объемно-центрированная кубическая (решетка)

ТПУ - топологически плотноупакованные (фазы)

ДТА - дифференциальный термический анализ

МИ - методика измерений

ММ - методический материал

ПИ - производственная инструкция

[А1]еЧ - алюминиевый эквивалент

[Мо]еч - молибденовый эквивалент

оВ - предел прочности при растяжении при температуре испытания 1:, °С Сод* - предел текучести при температуре испытания 1:, °С 5 - относительное удлинение у - относительное сужение

оТ - длительная прочность на базе т часов при температуре испытания 1:, °С

РСФА - рентгеноструктурный фазовый анализ

ПЭМ - просвечивающая электронная микроскопия

РСМА - рентгеноспектральный микроанализ

ЭДС - энергодисперсионная спектрометрия

ВВЕДЕНИЕ

Развитие современной авиационной промышленности связано с созданием экономичных и экологичных газотурбинных двигателей с пониженным расходом топлива, повышенными ресурсом работы и надёжностью. Ключевую роль в решении этой задачи играет применение современных лёгких жаропрочных материалов, обладающих высокими эксплуатационными характеристиками. Особые требования предъявляют к жаропрочным сплавам, предназначенным для изготовления лопаток, дисков, направляющих аппаратов и корпусных элементов компрессора и турбины, поскольку эти детали подвергаются высоким тепловым и силовым нагрузкам.

В настоящее время в отечественной промышленности и за рубежом для изготовления деталей КВД широко применяются жаропрочные титановые сплавы ВТ25У и ВТ18У (РФ), Ti6242S (США), 1М1834 (Великобритания), Timetal 1100 (США) с температурой эксплуатации до 550-600 °С. Использование этих сплавов, основанных на твердорастворном и дисперсионном упрочнении металлической матрицы, при более высоких температурах ограничено снижением жаропрочных свойств и повышенным окислением. На сегодняшний день они уже не способны в полной мере обеспечить современные температурные требования конструкторов авиационных изделий.

Наиболее перспективными легкими жаропрочными материалами с температурой эксплуатации выше 600 °С являются сплавы на основе алюминидов титана. Среди интерметаллидных титановых сплавов систем ТьА1 и ТьА1-ЫЬ с точки зрения наилучшей технологичности и пластичности, высоких характеристик прочности, жаропрочности и жаростойкости большой интерес представляют деформируемые сплавы, основой которых является орторомбическая фаза Т^АШЪ (также известные, как орто-сплавы).

Однако при изготовлении крупногабаритных полуфабрикатов из орто-сплавов на промышленном оборудовании, при невозможности реализации изотермических условий деформации, существует проблема низкой технологичности и обеспечения гарантированного уровня конструкционной пластичности. Для успешного внедрения данных материалов в конструкцию современных авиационных двигателей необходимо повышение вышеуказанных характеристик с одновременным обеспечением высоких прочностных и жаропрочных свойств.

Одним из наиболее эффективных способов решения этой проблемы является микролегирование интерметаллидных титановых орто-сплавов редкоземельными элементами (РЗЭ). Микродобавки РЗЭ рафинируют сплав за счет уменьшения содержания вредных примесей внедрения, отрицательно влияющих на технологичность материала, вступая в реакцию с кислородом и азотом. Введение РЗЭ позволяет улучшить однородность макро- и микроструктуры, уменьшить размер структурных составляющих, поскольку способствует замедлению диффузионных процессов на границах фаз в процессе термомеханической обработки [1, 2].

Однако до настоящего времени влияние РЗЭ на структурно-фазовое состояние и эксплуатационные характеристики орто-сплавов изучено недостаточно.

Исходя из вышесказанного, целью данной работы является разработка состава и технологии термомеханической обработки нового интерметаллидного титанового орто-сплава, обеспечивающей высокий уровень пластических и жаропрочных характеристик, на основе установленных закономерностей влияния редкоземельных элементов (РЗЭ) на структурно-фазовое состояние и механические свойства материала.

Для достижения намеченной цели при выполнении работы стояли следующие задачи:

1. Исследовать влияние микродобавок редкоземельных элементов на морфологию структуры, фазовый состав и механические свойства при выплавке и термомеханической обработке нового интерметаллидного титанового орто-сплава (далее - орто-сплава) и выбрать наиболее эффективный элемент.

2. Исследовать технологическую пластичность нового орто-сплава, легированного выбранным редкоземельным элементом.

3. Исследовать структуру, фазовый состав и уровень механических характеристик нового орто-сплава, легированного редкоземельным элементом, в зависимости от параметров деформационной и термической обработки.

4. Разработать на основе установленных закономерностей технологию изготовления деформированных полуфабрикатов из нового орто-сплава, легированного редкоземельным элементом, обеспечивающую повышенный уровень пластических и жаропрочных характеристик по сравнению со сплавами-аналогами.

Научная новизна работы заключается в следующем:

1. Установлено, что редкоземельные элементы У, Оё и Sc при введении в орто-сплав Т - 22,4А1 - 23,6№> - 0,97г - 1,82(У+Ыо+Та) - 0,15W - 0^ (атомн. %) выделяются в виде тугоплавких оксидов У203, 0ё203 и Sc2O3, что обеспечивает формирование более мелкозернистой однородной макроструктуры в слитках; размер первичных зерен Р-фазы уменьшается при введении РЗЭ в 5 раз.

2. Установлено, что введение Y, Gd, Sc приводит к уменьшению размера первичных зерен р/В2-фазы (с 40 до 8-20 мкм) и повышению дисперсности вторичной пластинчатой О-фазы в микроструктуре орто-сплава, формирующейся в процессе термомеханической обработки.

3. Установлена температурная область (от 980 до 1020 °С) выделения мелкодисперсных частиц а2-фазы по границам зерен первичной р/В2-фазы в результате растворения приграничной оторочки пластинчатой О-фазы, что приводит к достижению повышенных пластических и прочностных

характеристик (520 = 8,4 %, аВ20 =1155 МПа, аВ700 = 930 МПа) орто-сплава, легированного гадолинием.

Практическая значимость работы

1. Установлено, что максимальная дисперсность вторичной пластинчатой О-фазы, выделяющейся в р/В2-матрице в процессе термомеханической обработки, и наиболее высокий уровень прочностных, пластических и жаропрочных характеристик (аВ20 =1175 МПа, 520 = 6,7 %, аВ700 = 9 1 5 МПа, а100650 = 3 5 5 МПа) нового орто-сплава достигаются при введении Оё.

2. Установлено, что формирование бимодальной структуры с регламентированным содержанием глобулярной О-фазы на уровне 3 % обеспечивает существенное повышение пластических характеристик орто-сплава, легированного Оё, с одновременным достижением высокой жаропрочности: 520 = 7,0%, а70°В = 950 МПа, а700Ю0 = 300 МПа.

3. Разработанная технология изготовления деформированных полуфабрикатов (лопаточных заготовок) из нового орто-сплава, легированного гадолинием, внедрена в производство ФГУП «ВИАМ». Выпущена технологическая инструкция ТИ

4. Разработанный в ходе выполнения работы состав орто-сплава Т1 - 22,4А1 - 23,6№> - 0,97г - 1,82(У+Мо+Та) - 0,15W - 0,481 - 0,11 Оё (атомн. %) защищен патентом РФ на изобретение 2592657 «Жаропрочный сплав на основе титана и изделие, выполненное из него».

5. Определены основные эксплуатационные характеристики деформированных полуфабрикатов (лопаточных заготовок), изготовленных в соответствии с ТИ 1.595-8-787-2015. Разработаны технические условия ТУ 1-595-8-1557-2015 на поставку деформированных полуфабрикатов (лопаточных заготовок) из орто-сплава, легированного гадолинием.

Положения, выносимые на защиту:

1. Структура, фазовый состав и механические свойства орто-сплава Т1 - 22,4А1 - 23,6№> - 0,97г - 1,82(У+Мо+Та) - 0,15W - 0,481 (атомн. %) в литом

состоянии и после термомеханической обработки при его легировании микродобавками редкоземельных элементов У, Оё, Sc.

2. Температуры фазовых превращений в композициях орто-сплава, содержащих У, Оё и Sc.

3. Состав орто-сплава, легированного гадолинием (атомн. %):

Ti - 22,4А1 - 23,6ЫЬ - 0,97г - 1,82(У+Ыо+Та) - 0,15W - 0,4Si - 0,110ё.

4. Зависимость характера упрочнения орто-сплава, легированного гадолинием, от температуры, скорости и степени деформации.

5. Зависимость морфологии структуры и механических характеристик орто-сплава, легированного гадолинием, от технологических параметров деформационной и термической обработки.

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Закономерности влияния микродобавок редкоземельных элементов на структурно-фазовое состояние и механические характеристики интерметаллидного сплава на основе орторомбического алюминида титана»

Апробация работы

Результаты работы докладывались и обсуждались на следующих конференциях:

1. Доклад «Эффективность применения микродобавок редкоземельных элементов для повышения механических характеристик интерметаллидных титановых сплавов» на международной конференции «Титан-2015 в СНГ» (г. Усть-Каменогорск, Казахстан, 27-30 мая 2015 г.).

2. Доклад «Эффективность применения микродобавок редкоземельных элементов для повышения механических характеристик интерметаллидного титанового сплава» на всероссийской научно-технической конференции «Проблемы производства слитков и полуфабрикатов из сложнолегированных и интерметаллидных титановых сплавов» (г. Москва, 30 октября 2015 г.).

3. Доклад «Изменение морфологии структуры и механических свойств интерметаллидного сплава ВИТ5 при варьировании параметров деформационной и термической обработок» на международной конференции «Титан-2016 в СНГ» (г. Санкт-Петербург, 29-31 мая 2016 г.).

4. Доклад «Исследование влияния деформационной обработки на структуру и механические свойства интерметаллидного титанового сплава ВИТ5» на научно-технической конференции «Климовские чтения - 2017.

Перспективные направления развития авиадвигателестроения» (г. Санкт-Петербург, 20 октября 2017 г.).

5. Доклад «Влияние технологических параметров обработки на морфологию структуры и механические свойства интерметаллидного титанового орто-сплава» на всероссийской научно-технической конференции «Фундаментальные и прикладные исследования в области деформируемых и литейных интерметаллидных сплавов на основе титана и никеля» (г. Москва, 30 октября 2018 г.).

Достоверность полученных в работе результатов обеспечена большим объемом проведенных исследований с использованием современного высокоточного оборудования, применением взаимодополняющих методов исследований и испытаний, а также апробацией результатов работы.

Личный вклад автора состоит в выполнении всех этапов диссертационного исследования: в формировании плана комплексных исследований; анализе научно-технической литературы и проведении патентного поиска; разработке состава нового интерметаллидного титанового орто-сплава с оформлением заявки на изобретение; выборе параметров и технологическом сопровождении деформационной и термической обработки; проведении металлографического анализа; обработке и анализе полученного объема экспериментальных данных, включая подготовку научных статей и выступление с докладами на научных конференциях; разработке необходимой технологической документации.

Публикации. По теме диссертации опубликовано 9 работ, в том числе 4 статьи в журналах из перечня ВАК РФ, 1 статья в издании, индексируемом базами Web of Science и Scopus, 1 патент на изобретение, 3 доклада в сборниках трудов конференций.

ГЛАВА 1. АНАЛИЗ НАУЧНО-ТЕХНИЧЕСКОЙ ИНФОРМАЦИИ В ОБЛАСТИ ТИТАНОВЫХ И ИНТЕРМЕТАЛЛИДНЫХ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ, В ТОМ ЧИСЛЕ ЛЕГИРОВАННЫХ РЕДКОЗЕМЕЛЬНЫМИ

ЭЛЕМЕНТАМИ

Расширение глобальной экономической сети, резкий рост уровня жизни и мобильности человечества приводит к постоянно возрастающему потреблению энергии и вреда, наносимого окружающей среде. В связи с этим при разработке экономичных и экологичных современных изделий, в частности перспективных двигателей авиационного назначения, на первом плане стоят вопросы повышения энергоэффективности и надежности, снижения шума и эмиссии таких вредных веществ, как С02 и КОх [3].

Решение данных задач может быть реализовано не только за счет усовершенствования конструкторских решений при проектировании отдельных узлов, но и путем изменения материального облика двигателя, подразумевающего применение новых лёгких жаропрочных материалов с повышенным уровнем эксплуатационных характеристик, а также разработку и внедрение полного технологического цикла их переработки.

В роли лёгких жаропрочных материалов, применяемых для изготовления ответственных деталей ГТД, до недавнего времени выступали псевдо-а- и (а+Р)-титановые сплавы типа ВТ25У, ВТ18У (РФ), 1М1 834 (Великобритания) Ti6242S и Timetal 1100 (США) с рабочей температурой до 550-600 °С и плотностью на уровне 4,5-4,6 г/см3. Однако использование этих сплавов при температурах выше 600 °С ограничено резким снижением жаропрочных свойств и повышенным окислением, обусловленным деградацией структуры [4]. Поэтому, начиная с 80-х гг. прошлого века, внимание большого круга материаловедов многих стран мира направлено на изучение нового класса жаропрочных материалов - сплавов на основе интерметаллидов системы Т^А1 (Рисунок 1.1), расширяющих диапазон применения титановых сплавов.

Ведущие зарубежные компании, такие как General Electric, Rolls-Royce, MTU Aero Engines, Access, GfE и др., проводят интенсивные исследования в области алюминидов титана и их внедрения в перспективные изделия авиакосмической техники. Сообщается, что использование алюминидов титана позволяет снизить вес изделий до 40 %, стоимость и трудоемкость - на 30%, а также существенно увеличить надежность деталей и узлов конструкций [5-8]. Перспективность интерметаллидных титановых сплавов обусловлена уникальным сочетанием их физических и эксплуатационных свойств, принципиально недостижимым в традиционных жаропрочных сплавах с твердорастворным и/или дисперсионным упрочнением [8-11].

Рисунок 1.1. Диаграмма состояния двойной системы Ti-Al [12]

Алюминиды титана и сплавы на их основе сохраняют высокую прочность при повышенных температурах, их модуль упругости менее интенсивно снижается с ростом температуры, чем у титановых сплавов на неинтерметаллидной основе. Коэффициент самодиффузии в алюминидах на

несколько порядков меньше, чем в сплавах с неупорядоченными твердыми растворами на основе а- и Р-модификаций титана при сопоставимых температурах, что обеспечивает повышенное сопротивление ползучести [6]. Обладая сравнительно низкой плотностью (за счет высокого содержания А1), алюминиды титана имеют серьезные преимущества по удельной прочности над традиционными титановыми и «тяжелыми» (с плотностью до 8,55 г/см3) никелевыми сплавами. Помимо этого, алюминиды титана обладают повышенным сопротивлением окислению за счет формирования на их поверхности плотной окисной пленки, состоящей из А1203, ТЮ2 и АШЮ4, которая препятствует диффузии кислорода [13, 14].

1.1 Классификация сплавов на основе алюминидов титана Сплавы на основе интерметаллидов системы Т - А1 (Рисунок 1.1) могут быть классифицированы в соответствии с типом основной интерметаллидной фазы сплава следующим образом - рабочая температура, р - плотность):

• сплавы на основе фазы а2-Т^А1 (альфа-2- и супер-альфа-2-сплавы, ^ = 600-650 °С; р = 4,6-5,0 г/см3);

• сплавы на основе фазы у-^А1 (гамма-сплавы, 1р = 750-825 °С; р = 3,9-4,2 г/см3);

• сплавы на основе фазы О-Т^АШЬ (орто-сплавы, 1р = 650-700°С; р = 5,1-5,4 г/см3).

Сплавы на основе алюминида Т^А1 типа альфа-2 (Ть24А1-11КЬ, Ti-25A1-8NЬ-2Mo-2Ta) и супер-альфа-2 (ВТИ-1, Ть25А1-10№>-3У-1Мо) содержат до 25 атомн.% А1, 13 атомн.% ЫЪ и 5 атомн.% других легирующих элементов (Мо, V, 7г, Та). В основе сплавов лежит упорядоченная фаза а2 с гексагональной плотноупакованной кристаллической решеткой типа Э019 (пространственная группа Р63/ттс), близкой к решетке а-фазы, но отличающейся от нее упорядоченным расположением атомов титана и алюминия (Рисунок 1.2). Параметры решетки а2-фазы: а=0,5729 нм, с=0,4574 нм, с/а=0,798 [15]. Область гомогенности алюминида Т^А1 при

комнатной температуре находится в пределах от 22 до 35 атомн.% Л1, а температура разупорядочения до а-фазы в зависимости от химического состава составляет 1090-1180°С [16, 17].

ОТ! [0001 ]а #А1

[1120]«

Рисунок 1.2. Кристаллическая решётка интерметаллида Т13Л1 (а2-фаза) [18]

Сплавы данной группы подвергают термической обработке, с помощью которой достигается оптимальное структурное состояние (как правило, структура корзиночного плетения или бимодальная, состоящая из первичных равноосных частиц а2-фазы и тонкопластинчатых вторичных выделений), что обеспечивает наилучшее сочетание механических свойств. Сплавы деформируются в горячем состоянии, но только с малыми скоростями; механические характеристики сильно зависят от морфологии и параметров структуры [19].

Важно отметить, что альфа-2-сплавы необходимо отличать от жаропрочных титановых сплавов с интерметаллидным упрочнением частицами а2-фазы (например, сплавы СТ4, Т1-8111). Краткие сравнительные характеристики физико-механических свойств наиболее распространенных сплавов на основе интерметаллида Т13Л1 приведены в Таблице 1. Данные сплавы ввиду их низкой технологической и конструкционной пластичности, ударной вязкости и вязкости разрушения, не нашли широкого применения.

Таблица 1.

Титановые сплавы на основе интерметаллида Т13Л1 [6]

Сплав (состав в атомн.%) Свойства

Плотность, г/см3 20 ств , МПа 520, % 650 ств , МПа 5650, %

Ti-24Al-11Nb 4,60 650-1150 0,7-10 500-850 20-38,8

Super а2 (Ti-25Al-10Nb-3V- 1Mo) 4,65 700-1350 0,1-6,3 590-950 6,4-14

ВТИ-1 (Ti-25Al-11Nb-0,75Zr-0,75Mo) 4,78 950-1100 1,2-4,1 650-700 -

Гамма-сплавами называют материалы, основу которых составляет интерметаллид Т1Л1, обладающий упорядоченной гранецентрированной тетрагонально-искаженной структурой Ь10 (пространственная группа Р4/ттт), аналогичной сверхструктуре СиЛи, в которой слои, упакованные атомами алюминия, чередуются со слоями, занятыми атомами титана (Рисунок 1.3). Периоды решетки у-фазы: а = 0,3984-0,3949 нм, с = 0,4065-0,4089 нм, соотношение с/а = 1,020-1,035. Периоды решетки и соотношение с/а возрастают с увеличением содержания алюминия. Область гомогенности у-фазы при комнатной температуре довольно велика и простирается от 50 до 66 ат.% Л1 [6]. Упорядоченная структура сохраняется вплоть до температуры плавления (~ 1450 °С) [17, 19].

© Т1 # А1

Рисунок 1.3. Кристаллическая решётка интерметаллида (у-фаза) [13]

На текущий момент гамма-сплавы являются наиболее полно изученными материалами среди других алюминидов титана. Интенсивные исследования в

данной области ведутся учеными всего мира вот уже более сорока лет. Система легирования сплавов на основе TiAl на протяжении истории их развития постоянно усложнялась. Так, сегодня можно выделить пять поколений гамма-сплавов [19]:

❖ нелегированный алюминид титана и сплавы, легированные ванадием, системы Ti-Al-V (Pratt&Whitney);

❖ сплавы системы Ti-Al-Nb-Cr/Mn-B/C/TiB/TiB2 (сплав 48-2-2; General Electric, Howmet Corp.);

❖ сплавы системы Ti-Al-Nb-Х (типа TNB), легированные ниобием в количестве 5-10 атомн. % (GKSS, Plansee);

❖ ß-затвердевающие сплавы типа TNB с модификаторами в виде углерода и/или бора (GKSS, Институт проблем сверхпластичности металлов РАН) и сплавы типа TNM (Ti-Al-Nb-Mo-X);

❖ сплавы TNB, в которых протекает массивное превращение (IRC-Birmingham).

Основными преимуществами алюминида TiAl и сплавов на его основе являются низкая плотность, высокие жаропрочность и жаростойкость, которая определяется преобладанием ковалентного типа связи в интерметаллическом соединении. К недостаткам следует отнести неудовлетворительную пластичность (относительное удлинение при комнатной температуре не превышает 1,5 %) и низкую технологичность при обработке давлением, что определяет приоритет развития технологий точного литья гамма-сплавов. Краткие сравнительные характеристики физико-механических свойств наиболее распространенных сплавов на основе TiAl приведены в Таблице 2.

Таблица 2.

Титановые сплавы на основе интерметаллида TiAl [19]_

Состав сплава в атомн. % (обработка, структура) Коммерческое обозначение, разработчик (страна) Свойства при комнатной температуре Свойства при повышенных температурах

P, 3 г/см Е, ГПа МПа 5, % МПа 5, %

1 2 3 4 5 6 7 8

Ti-48Al-1V-0,1C (литье, пластинчатая) Н.д., Pratt&Whitney (США) 3,90 160 430 0,3 400 (700 °C) 0,7 (700 °C)

_Таблица 2 (продолжение)

1 2 3 4 5 6 7 8

ТЦ46-50)А1-2Сг-2№> (литье, бимодальная) 48-2-2, General Electric (США) 4,20 170 465 0,51,1 440 (800 °C) < 2,5 (800 °C)

Т>46,5А1-2Сг-3№>-0^ (+0,1С+0,280 (поковка) K5/K5SC, US Air Force (США) 4,40 176 450/520 0,9 410/500 (800 °C) 1,7 (800 °C)

ТЦ45-47)А1-2КЬ-2Ыи +0,8 % (объемн.) Т1Б2 (литье, бимодальная) 47XD/45XD, Howmet Corp. (США) < 4,20 170 480 1,21,4 460 (760 °C) 1,5-1,7 (760 °C)

Т1-43,7А1-1-3,2(КЬ,Сг,Ыо)-0,2Б (деформация) TNB/TNM, ИПСМ РАН (РФ); GKSS (Германия) < 4,50 172 620 1,0 н.д. 1,5 (750 °C)

Т1-45,5А1-2У-ШЬ--1Сг/12г-0,20а (литье, пластинчатая) ВИТ7Л, ВИАМ (РФ) < 4,10 180 530 > 1,1 500 (800 °C) > 2,5 (800 °C)

Гамма-сплавы первыми среди алюминидов нашли свое промышленное применение. General Electric в настоящее время является единственной в мире компанией, применившей литые лопатки из сплава 48-2-2 в 6-й и 7-й ступенях ТНД (Рисунок 1.4, а) газотурбинного двигателя нового поколения GEnx-1B для самолета Boeing 787 Dreamliner, который был успешно испытан на крыле летающей лаборатории на базе лайнера Boeing 747 (Рисунок 1.4, б) [18, 20]. Применение гамма-сплава для лопаток двух последних ступеней ТНД позволило снизить вес двигателя более чем на 180 кг, что привело к повышению топливной эффективности [21].

а б

Рисунок 1.4. Литые лопатки ТНД из гамма-сплава 48-2-2 [18]

Сплавы на основе фазы О-Т12АШЪ обладают наибольшей технологической и конструкционной пластичностью по сравнению с а2- и у-сплавами. Открытие интерметаллидного соединения Т12А1ЫЪ произошло в процессе изучения влияния ЫЪ на фазовые превращения и механические характеристики альфа-2-сплавов. Было установлено, что при легировании более 12 атомн. % ЫЪ в структуре а2-сплавов появляется новая упорядоченная О-фаза [22]. На Рисунке 1.5 представлен политермический разрез диаграммы состояния Т -А1 -ЫЪ при содержании алюминия на уровне 25 атомн.% и переменном содержании ниобия [23].

П-25А1 5 10 15 20 25 А1% ЫЬ

Рисунок 1.5. Политермический разрез Т - 25А1 -ЫЪ (атомн. %) равновесной диаграммы состояния Т1-А1-ЫЪ [23]

Интерметаллид Т12А1ЫЪ имеет упорядоченную орторомбическую решетку (пространственная группа Стст) с параметрами а=0,608 нм, Ь=0,950 нм, с=0,467 нм [22], схематичное изображение которой представлено на Рисунке 1.6. Модель решетки орто-фазы была впервые предложена Б. Вапецее [22], а затем получила уточнение посредством нейтронографии в работе [24]. О-фаза фактически представляет собой искаженную решетку алюминида Т13А1, в которой некоторые узлы, занятые атомами титана, замещены атомами ниобия (Рисунок 1.7). Параметры решетки О-фазы зависят от содержания ниобия. Температура перехода от дальнего к ближнему порядку также определяется

легированием: в сплаве Т-25А1-25№> (атомн. %) Тпдб = 921 °С, а в сплаве Т1-22А1-22№ (атомн. %) Тпдб = 875 °С [25].

Рисунок 1.6. Кристаллическая решетка интерметаллида Ti2AlNЪ (О-фаза) [13]

Рисунок 1.7. Решетка Т13А1 (а2-фаза) и Т12АШЪ (О-фаза) [26]

Интерметаллид Т12АШЪ и сплавы на его основе имеют более высокую температуру плавления, большую прочность и пластичность, лучшую теплопроводность, а также наиболее низкий коэффициент термического расширения по сравнению с другими алюминидами (Т13А1, Т1А1) и сплавами на их основе. При температурах 350-700°С темп снижения модуля упругости

орто-сплавов значительно меньше, чем у традиционных псевдо-а-титановых сплавов (Рисунок 1.8).

Температура, °С

Рисунок 1.8. Изменение модуля упругости сплавов на основе алюминидов титана, псевдо-а-титанового (Т1ше1а1 834) и никелевого (1псопе1 718) сплавов в зависимости от температуры [13]

Стоит также отметить, что согласно литературным данным [27, 28] на равновесной диаграмме состояния ^-А1-МЬ при высоком содержании ИЬ Р-фаза присутствует в двух конфигурациях: неупорядоченный твердый раствор с ОЦК-решеткой (Р-фаза) и упорядоченная по двум элементам (А1 и ИЬ) кубическая р0-фаза (или В2) (пространственная группа РтЗт). Температура разупорядочения В2-фазы (В2^Р) зависит от состава (Рисунок 1.5) и может достигать более 1600°С [29]. Упорядоченная В2-фаза - хрупкая по своей природе, однако ее пластичность повышается со снижением степени дальнего порядка. При увеличении содержания ИЬ все большая часть атомов А1 в решетке В2-фазы заменяется атомами МЬ, понижая степень дальнего порядка, что приводит к значительному росту пластичности [30]. Поэтому Р-фаза (в упорядоченном и

40

I

16^ • 1 • 1 ■ 1 - 1 ■ 1 • 1 ■ 1 ■ 1 ■*■ ■ 1 ■_I—

0 200 400 600 800 1000 1200

неупорядоченном состоянии) в орто-сплавах выступает в роли пластичной «матрицы».

1.2 Сплавы на основе орторомбического алюминида титана Т12АШЬ

Наибольший интерес представляют орто-сплавы, находящиеся в пределах легирования ^-(22-25)А1-(25-30)МЬ (атомн. %). По фазовому составу орто-сплавы делятся на двухфазные (О+р/В2) и трехфазные (О+р/В2+а2). Микроструктура может варьироваться в широком диапазоне в зависимости от химического состава, а также технологических параметров деформационной и термической обработки [13, 31-33]. Поскольку данные материалы являются крайне структурно-чувствительными и уровень их механических характеристик напрямую зависит от морфологии структуры [33-39], понимание механизма и причин образования определенных структурных единиц является необходимым для правильного выбора режимов термомеханической обработки сплавов и условий эксплуатации полученных из них изделий. В Таблице 3 представлены физико-механические свойства наиболее распространенных сплавов на основе Т12АШЪ в сравнении с жаропрочными титановыми и никелевыми сплавами, для замены которых они предназначены.

Таблица 3.

Механические характеристики орто-сплавов в сравнении с характеристиками сплавов-аналогов по применению (жаропрочных

титановых и никелевых сплавов)

Марка сплава, полуфабрикат Сравниваемые свойства

ов20, МПа 520, % ов650, МПа 650 °100 , МПа P, 3 кг/м 20/ ов /р •103, м2/с2

1 2 3 4 5 6 7

зарубежные орто-сплавы

Т1-22А1-27]ЧЬ [18, 40] 1120-1145 2,6-2,8 940- 945 н.д. 5500 к 205,9

Т1-22А1-25]ЧЬ [33, 41] пруток кованый 1080-1170 3,5-9,5 820-955 н.д. 5290 204,0221,2

Т1-22А1-25]]Ь--1Мо-0,581 [35] поковка 1137-1149 2,5-4,3 н.д. 300 5340 к 213,8

Таблица 3

продолжение)

1 2 3 4 5 6 7

-(0.2В) [42] пруток 1090 3.5 970 310 н.д. -

орто - сплавы разработки ВИАМ

ВИТ1 [43], поковка(плита) 1150 4,5 925 310 5286 217,6

ВТИ-4 [44], штамповка 1140 5,5 900 300 5180 212,4

ВТИ-4, кольцевая заготовка 1080 3,0 900 310 5180 208,5

жаропрочные титановые сплавы [45]

ВТ18У, поковка (шайба) 910 7,0 600 г-сп оВ = 560 600 О100 = 295 4550 200,0

ВТ25У, поковка (шайба) 1080 8,0 550 о = 785 в 550 о = 450 100 4620 233,8

сплавы на никелевой основе [46]

ЭП708 лист, кольцо 1080-1180 1130 20-30 15 700 785-880 0в = 830 465 8550 132,2

ЭИ437Б, пруток горячекатаный 930-1080 1000 15-20 17,5 700 785-880 0в = 830 590 8200 122,0

ЭИ698ВД, штамповка диска 1100-1130 1115 15-17 16 980-1090 1035 680 8320 134,0

Помимо алюминия и ниобия орто-сплавы могут содержать дополнительные легирующие элементы (Таблица 4). Макролегирование тугоплавкими элементами Mo, W, Ta приводит к расширению области существования Р-фазы, которая выступает в роли пластичной матрицы, и замедлению диффузионных процессов в объеме и на межфазных границах материала, повышая его температуру плавления и ослабляя (но не устраняя) разупрочнение при рабочих температурах. Однако содержание Mo, W, Ta в ограничивается, поскольку они приводят к повышению плотности сплава и увеличивают вероятность образования охрупчивающих топологически плотноупакованных (ТПУ) фаз [47, 48]. Степень легирования данными элементами выбирается с учетом эффективности их Р-стабилизации по

отношению к ниобию (Рисунок 1.9) и сопровождается одновременным уменьшением его содержания.

Таблица 4.

Влияние легирующих элементов на физико-механические свойства орто-сплавов

Элемент Плотность элемента, Л г/см Характер воздействия Источник

7г - 6,506 Повышает сопротивление ползучести без значительного влияния на пластичность и предел текучести [41]

В - 2,340 Образуя бориды Т12В, приводит к измельчению первичных зерен Р-фазы, повышает пластичность при комнатной температуре, твердость и сопротивление ползучести [43]

- 2,330 Улучшает сопротивление ползучести и стойкость к окислению [49]

V Р-стабилизаторы 6,110 Понижает плотность, повышает вязкость, пластичность при комнатной температуре при одновременном повышении жаропрочных характеристик [50]

Мо 10,220 Повышает прочность, вязкость и жаропрочность, негативно сказывается на плотности [24, 51]

Та 16,650 Повышает плотность и предел текучести, а также температуру разупорядочения В2-фазы (В2/р 1хашш) [52]

W 19,250 Повышает жаропрочные характеристики, но негативно сказывается на плотности [50]

Бе 7,874 Повышает предел прочности и текучести, сопротивление ползучести [53]

Ванадий, который также является изоморфным Р-стабилизатором (его эффективность Р-стабилизации близка Та), вводится для повышения

пластичности при комнатной температуре. Благодаря своей низкой плотности он приводит к снижению плотности самого сплава за счет уменьшения содержания ниобия и, как следствие, обеспечивает повышение удельных характеристик. Цирконий, выступая по отношению к титановым и интерметаллидным титановым сплавам нейтральным упрочнителем, обеспечивает твёрдорастворное упрочнение основных фаз, и повышает сопротивление ползучести. Введение кремния направлено на повышение термостабильности структуры за счет формирования силицидов. Микролегирование бором приводит к измельчению первичных зерен Р-фазы и, как следствие, повышению пластичности за счет образования боридов Т^Б.

Рисунок 1.9. Равновесная диаграмма состояния ТьХ [54]

С каждым годом объем исследований в области алюминидов титана возрастает, однако информация о применении орто-сплавов в каком-либо конкретном зарубежном изделии отсутствует (по крайней мере, в открытом доступе). В России же данные материалы находятся на стадии внедрения. Основными разработчиками и исследователями орто-сплавов в России являются: ФГУП «ВИАМ», Институт проблем сверхпластичности металлов

(ИПСМ) РАН, Институт физики металлов УрО РАН, Уральский государственный технический университет. Орто-сплавы ВИТ1 и ВТИ-4, созданные специалистами ФГУП «ВИАМ» в начале 2000-х гг. [55, 56], постепенно находят свое применение в двигателях современной разработки; активно ведется доработка промышленных технологий производства из них полуфабрикатов, деталей и узлов [57-59]. В условиях ПАО «Корпорация ВСМПО-АВИСМА» освоено производство крупногабаритных кольцевых заготовок из сплава ВТИ-4 диаметром до 700 мм, предназначенных для корпусных деталей КВД перспективных ГТД разработки предприятий АО «ОДК» (Рисунок 1.10). Применение орто-сплава ВТИ-4 взамен сплава на никелевой основе марки ЭП708 позволяет снизить массу детали на 40%.

Рисунок 1.10. Кольцевая заготовка из орто-сплава ВТИ-4 диаметром 660 мм,

изготовленная в условиях ПАО «Корпорация ВСМПО-АВИСМА»

Однако при изготовлении крупногабаритных полуфабрикатов в промышленных условиях сохраняется проблема обеспечения гарантированного уровня пластичности, в том числе ввиду отсутствия на предприятиях изотермических условий деформации. В Таблице 3 представлены характеристики штамповок из сплава ВТИ-4 диаметром 300 мм и высотой 45 мм, изготовленных на оборудовании ФГУП «ВИАМ» с применением изотермии, и крупногабаритных кольцевых заготовок из сплава ВТИ-4 диаметром 660 мм с толщиной стенки 35 мм производства ПАО «Корпорация ВСМПО-АВИСМА» (Рисунок 1.10). Уровень пластичности сплава при комнатной температуре с

увеличением габаритных размеров полуфабрикатов снижается практически вдвое (с 5,5 % до 3,0 %).

Для успешного внедрения орто-сплавов и их использования в современных авиационных двигателях необходимо повысить их технологическую и конструкционную пластичность с одновременным обеспечением высоких прочностных и жаропрочных свойств.

Природная хрупкость и низкая пластичность интерметаллидов обусловлена наличием сильной ковалентной связи, которая способствует легкому межзеренному разрушению. Границы зерен имеют упорядоченное строение с большим числом разорванных связей между ближайшими соседями. Из-за большой энергии упорядочения релаксации в расположении атомов на границах зерен не происходит, в результате чего вдоль оси разориентировки имеются «пустоты» в виде узких каналов, которые могут служить зародышами трещин. Кроме того, в интерметаллидах пластическая деформация у вершины трещины затруднена из-за отсутствия разупорядочения, что усиливает хрупкий характер разрушения материала.

Для повышения пластичности интерметаллидных орто-сплавов возможно использование следующих технологических приемов: макролегирование, измельчение структуры, формирование оптимальной морфологии микроструктуры и фиксация оптимального фазового состава в процессе термомеханической обработки, микролегирование.

Макролегирование проводится с целью улучшения всего комплекса эксплуатационных характеристик за счет твердорастворного упрочнения. Повышение пластичности при макролегировании, как было отмечено выше, обусловлено, в первую очередь, стабилизацией Р-фазы, выступающей в сплавах на основе алюминидов титанов в роли вязкой матрицы. Дополнительное макролегирование приводит также к уменьшению ковалентной составляющей связи атомов в интерметаллидных фазах Т12Л1МЬ и Т13Л1, обуславливающей их природную хрупкость, и обеспечивает создание благоприятной дислокационной структуры с более высокой подвижностью дислокаций.

Получение мелкозернистой глобулярной структуры путем термомеханической обработки хотя и обеспечивает максимально возможные значения конструкционной пластичности, но сопровождается существенным падением жаропрочных характеристик, в первую очередь, сопротивления ползучести, что делает такой материал малоэффективным. Поэтому для жаропрочных сплавов наиболее приемлемой считается бимодальная структура и структура корзиночного плетения, которая обеспечивает оптимальный комплекс эксплуатационных свойств.

Формирование регламентированного структурно-фазового состояния материала обеспечивается рациональным выбором технологических параметров деформационной и термической обработки.

Микролегирование используется, в первую очередь, для модификации структуры: за счет образования частиц тугоплавких соединений (оксидов, карбидов, боридов), которые выступают в роли дополнительных центров кристаллизации, происходит измельчение первичных Р-зерен, что благоприятно сказывается на технологической и конструкционной пластичности материала. Кроме того, микролегирование помогает понизить зернограничную хрупкость, свойственную интерметаллидным соединениям, которая обусловлена повышенным содержанием примесей на межзеренных границах. Примесные атомы уменьшают дислокационную подвижность, что затрудняет протекание деформационных процессов. Микродобавки легирующих элементов, образующие с примесными атомами тугоплавкие соединения (например, оксиды), рафинируют межзеренные границы и тем самым способствуют прохождению пластической деформации в элементарных объемах.

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Новак Анна Викторовна, 2019 год

К4 - - -

атомн. %

К1 осн. 22,40 23,60 0,90 1,82 0,15 0,40 0,19 - -

К2 - 0,11 -

КЗ - - 0,37

К4 - - -

Как было отмечено в первой главе, макролегирование тугоплавкими элементами Мо, Та приводит к замедлению диффузионных процессов в объеме и на межфазных границах материала, повышает его температуру плавления, ослабляет (но не устраняет) разупрочнение при рабочих температурах. Однако содержание данных элементов также ограничивается, поскольку они приводят к повышению плотности сплава и увеличивают вероятность образования охрупчивающих топологически плотноупакованных (ТПУ) фаз. Легирование V используют для повышения вязкости и пластичности при комнатной температуре при одновременном повышении жаропрочных характеристик, введение циркония (7г) направлено на увеличение сопротивления ползучести, а кремния (Б1) - на повышение жаропрочности за счет образования силицидов и стабилизации структуры.

Микролегирование редкоземельными элементами Gd, Sc) направлено на измельчение литой структуры, формирование однородной макро- и микроструктуры, уменьшение размера структурных составляющих. Являясь

горофильными элементами и располагаясь на границах раздела фаз, РЗЭ подавляют процессы роста структурных составляющих, в том числе при высокотемпературных выдержках в ходе деформационной и термической обработки. Также они позволяют понизить содержание вредных примесей на межзеренных границах, что облегчает прохождение пластической деформации в элементарных объемах.

Для изучения влияния микродобавок различных редкоземельных элементов на структурообразование в литом материале была осуществлена выплавка слитков вышеупомянутых композиций (Таблица 11). Внешний вид слитков непосредственно после выплавки, без последующей механической обработки, представлен на Рисунке 3.1.

Рисунок 3.1. Внешний вид слитков интерметаллидного титанового орто-сплава

Для оценки качества выплавленных слитков был проведен химический анализ как по основным легирующим элементам, так и по примесям (кислороду). Результаты анализа, представленные в Таблице 12, свидетельствуют о сходимости расчетного шихтового (Таблица 11) и фактически полученного химического состава.

Таблица 12.

Результаты химического анализа слитков с различными РЗЭ

Состав Содержание элементов, мас. %

Основные элементы Примеси

И А1 № 2г V Мо Та У Оё Бе Бе О

К1 осн. 10,80 39,20 1,53 2,49 0,46 0,19 0,29 - - 0,08 0,035

К2 осн. 10,70 39,30 1,52 2,50 0,47 0,20 - 0,28 - 0,07 0,036

К3 осн. 10,80 39,00 1,51 2,47 0,47 0,19 - - 0,28 0,08 0,033

К4 осн. 10,80 39,50 1,52 2,48 0,47 0,18 - - - 0,09 0,038

Примечание - в таблице представлены средние значения

Сравнение макроструктуры слитков различных композиций в поперечном направлении наглядно демонстрирует влияние РЗЭ, в частности гадолиния, на изменение ее морфологии (Рисунок 3.2). Макроструктура слитка композиции К2 (с Оё) представлена более мелкими зернами по сравнению с макроструктурой слитка «базового» сплава К4 и имеет более однородный характер их распределения, отсутствует зона столбчатых кристаллов. Макроструктура слитка К2 (с Оё) (Рисунок 3.2, а) в центральной части соответствует 4 баллу по шкале макроструктур титановых сплавов [95], а макроструктура композиции К4 (без РЗЭ) - 7 баллу (Рисунок 3.2, б).

а) б)

Рисунок 3.2. Макроструктура слитков композиций орто-сплава: а) композиция с Gd, К2; б) композиция без РЗЭ, К4

Фазовый состав полученных слитков определяли методом рентгеноструктурного анализа, по результатам которого было установлено, что в литом состоянии все композиции представлены в- и О-фазами и следовым количеством а2-фазы (Рисунок 3.3). В композициях К1 (с У), К2 (с Оё) и КЗ (со Бе) были обнаружены оксиды редкоземельных элементов Y2O3, 0ё203 и Бе203.

ß-

,11.

. i

Ti2AINb ■ T¡2AINb

_L

AITi3 - Aluminum Titanium

Y2Q3 - Yttrium Oxide

-1-Г-1-!-1—T-I-1-1-1-1-1-г-1—

30 40 50

—r—I-1—г

70

—г—I-1—i—r-

80 90

10

20

60

2-ThetaC)

а) К1 (с Y)

70-

60-

50-

40-

30-

20-

10-

w

Ti2AINb - Ti2AINb

ß-

AITi3 - Aluminum Titanium

i—i—i—i—i—i—i—i i i"—i—r-

20 30

Gd203 - Gadolinium Oxide -i—i—r-1-]—i—i—i—г1-1-!—i—i—i—i—i—i—i—i—i—i—i—i—i i r-40 50 60 70 80 90

2-Theta(°

б) К2 (с Gd)

С

5 К

л н о о

к «

к

о

к

О)

н к

S

40-

30-

20-

I I I

Ti2AINb - Ti2AINb

ß- Ti -Titanium

AITi3 - Aluminum Titanium

I i'—I ' I 1 I 1 I ' I ' I—г1—г—t—I—V

Sc203 - Scandium Oxide

4—'I ' 11 t 'I—I—I 'I ' I' 'i ' I' I '

-1—I—I—I—1—

10 20

"1 I I Г

30

40 50 60

в) КЗ (со Sc)

70

80

90

Л

н

с о

и «

к

с

к

О)

н к

S

У глобое положение 26, град

г) К4 (без РЗЭ)

Рисунок 3.3. Дифракционные спектры исследуемых композиций

С целью уточнения положения на диаграмме состояния Т1-А1-ИЬ композиций исследуемого орто-сплава, в состав которого помимо алюминия А1 и ниобия ИЬ, входят также другие элементы, являющиеся а- и в-стабилизаторами и влияющие на границы существования фазовых областей, было принято решение использовать традиционные для титановых сплавов эквиваленты [А1]еч и [Мо]еч. Эквивалент а-стабилизаторов и нейтральных упрочнителей, введенный Розенбергом [96], описывается следующим соотношением (мас. %):

[А1]еЧ = %А1 + %8п/3 + %7г/6 + 10%0 (1).

Традиционно уровень легирования элементами, стабилизирующими Р-фазу, для титановых сплавов рассчитывается через эквивалент по молибдену [97, 98]:

[Мо^= %Мо + %ИЬ/3,3 + %Та/4 + %'/2 + %V/1,4 + %Сг/0,6 + %Мп/0,6 + + %Бе/0,4 + %Со/0,9 + %№/0,8 (2).

Данный эквивалент вычисляется из значений критических концентраций, свыше которых фиксируется в-фаза: 15 V; 36ИЬ; 45Та; 6,5 Сг; 11 Мо; 22'; 6,5 Мп; 4,5 Бе; 9,5 Со; 8,5 N1 (в мас.%). Поскольку при работе с интерметаллидными титановыми орто-сплавами главную роль среди в-стабилизаторов играет именно ниобий, для косвенной оценки влияния других легирующих элементов расчет для исследуемого сплава был выполнен относительно ИЬ, исходя из установленных значений критических концентраций [99]:

№усл = %ИЬ + %Мо/0,31 + %Та/1,25 + %'/0,61 + %V/0,42 + %Сг/0,18 + + %Мп/0,18 + %Бе/0,13+ %Со/0,26 + %№/0,24 (3).

Для каждой из исследуемых композиций эквиваленты [А1]еч и [ИЬ]ечусл, рассчитанные по формулам (1) и (3), представлены в Таблице 13. При расчете эквивалента [А1]еч содержание кислорода в композициях К1 (с У), К2 (с Оё) и К3 (со Бе) не учитывалось, поскольку за счет присутствия РЗЭ кислород находится в связанном состоянии и выделяется в виде отдельных фаз - оксидов.

Таблица 13.

Эквиваленты а-стабилизаторов и нейтральных упрочнителей [А1]еч и Р-стабилизаторов [КЬ]ечусл, рассчитанный относительно ниобия

Состав [А1]еЧ [КЬ]еЧусл

мас. % / атомн. %

К1 (с У) 11,06/22,84 46,78/28,07

К2 (с Оё) 10,95/22,66 46,83/28,13

К3 (со Бе) 11,05/22,81 46,56/27,9

К4 (без РЗЭ) 11,28/23,3 47,17/28,3

Для анализа диапазонов существования фазовых областей исследуемых композиций орто-сплава был выбран политермический разрез Ть23А1-КЬ (атомн. %) равновесной диаграммы состояния Т1-А1-КЬ, который представлен на Рисунке 3.4. Поскольку для каждой из композиций значения [А1]еч и [КЬ]ечусл близки 23 и 28 атомн.% соответственно, их положение отмечено на Рисунке 3.4 единой красной линией.

Микроструктура композиций орто-сплава с микродобавками различных РЗЭ в литом состоянии представлена зернами первичной Р-фазы с дисперсными выделениями а2-, а2/О- и О-фаз как в матрице, так и по границам зерен, а также оксидами редкоземельных элементов Y2O3, 0ё203, Бе203, наличие которых было выявлено при съемке на растровом электронном микроскопе в отраженных электронах (Рисунок 3.4). Сравнение изображений микроструктуры композиций К1 (с У), К2 (с Оё), К3 (со Бе) (Рисунок 3.5, а, в, д; Рисунок 3.2, а) и «базового» сплава К4 (Рисунок 3.5, ж; Рисунок 3.2, б) наглядно демонстрирует, что введение РЗЭ приводит к уменьшению размера зерен первичной Р-фазы в центральной части слитка в 5 раз: с 2000±50 мкм до 400±30 мкм.

1200 -

1100 -

1000 -

и

о

о- 900 -н

Л Си

(и

| 800 . о Н

700 .

600 . 500

Ть23А1 10 20 30 40 50

_► 1ЧЬ, ат%

Рисунок 3.4. Политермический разрез Т1-23А1-ИЬ (атомн. %) диаграммы состояния Т1-А1-ИЬ [100]

с Y

с Gd

г)

- X - , w > 1

- f'j -

* / . v -' / - ;

__v -4

SC2O3

со Sc

без РЗЭ

ж)

з)

Рисунок 3.5. Микроструктура композиций интерметаллидного титанового орто-сплава: а, в, д, ж - оптическая микроскопия; б, г, е, з - РЭМ

Дополнительно была проанализирована структура образцов, вырезанных из слитков композиций К1 (с У), К2 (с Оё), К3 (со Бе), после термической обработки по режиму: нагрев до температуры 1000 °С, выдержка в течение 1 ч, охлаждение на воздухе. Данная обработка проводилась с целью увеличения скорости диффузии легкоплавких легирующих элементов (в частности, алюминия) и выявления характера дендритной структуры литого материала.

На полученных после термической обработки снимках микроструктуры (Рисунок 3.6) во всех композициях наблюдаются зоны, обогащенные (темные) и обедненные (светлые) дисперсными частицами а2-фазы. Светлые зоны, в которых а2-фаза практически отсутствует, являются осями дендритов, образовавшимися при кристаллизации слитка. При этом, так как в начальный момент кристаллизации из жидкого расплава происходит выделение и рост первых кристаллов в-фазы, обогащенных тугоплавкими элементами, в процессе кристаллизации состав расплава и кристаллов в-фазы обедняется тугоплавкими элементами и обогащается наиболее легкоплавкими элементами, в результате чего междендритные пространства, кристаллизующиеся в последнюю очередь, обогащены легкоплавкими элементами (в нашем случае - алюминием). Междендритные зоны, обогащенные алюминием, являются при охлаждения наиболее благоприятными для выделения а2-фазы (темные зоны на Рисунке 3.6). Следует отметить, что наиболее «тонкие» оси дендритов наблюдаются в структуре сплава, легированного гадолинием (Рисунок 3.6, б).

''Р • ' Щ

-т

О' . 'с,. • >ч . ' 1 -АЙ • 2Я ш

А Д 1 V-■ '■ ; 9 х Ж ф' мШ* ' ч -ЩГ

■с * *

•.

о* . '•••'•С ж ■ &

в

Рисунок 3.6. Микроструктура композиций интерметаллидного титанового орто-сплава с микродобавками различных РЗЭ после термической обработки по режиму 1000 °С, 1 ч, воздух: а) У; б) Оё; в) Бе

3.2. Исследование влияния редкоземельных элементов на морфологию структуры и механические свойства интерметаллидного титанового орто-сплава после термомеханической обработки

Поскольку определяющим фактором при выборе и разработке режимов деформационной и термической обработки является фазовый состав материала, уточнение диапазонов существования фазовых областей, характерных для сплава конкретного состава, - один из важных аспектов материаловедения. Для оценки влияния РЗЭ на изменение температур фазовых превращений в интерметаллидном титановом орто-сплаве был проведен дифференциальный термический анализ исследуемых композиций К1 (с У), К2 (с Оё), КЗ (со Бе) и К4 (без РЗЭ). Кривые дифференциальной сканирующей калориметрии (термограммы) приведены на Рисунке 3.7.

ДСК /(мВт/мг)

200 400 600 800 1000 1200

Температура /°С

Рисунок 3.7. Термограммы исследуемых композиций орто-сплава

Из анализа полученных данных следует, что ход термограмм для всех исследуемых композиций идентичен, а температуры пиков, соответствующие экзотермическим и эндотермическим реакциям, практически совпадают. Таким образом, можно сделать вывод, что введение редкоземельных элементов в интерметаллидный титановый орто-сплав не изменяет последовательность превращений и температурные диапазоны существования фазовых областей.

Анализ термограммы композиции К4 показал, что в диапазоне температур от 600 до 701 °С происходит выделение частиц вторичной О-фазы в матрице р/В2-фазы, обусловленное нагревом образца, который находился в литом метастабильном состоянии, увеличением скорости диффузионных процессов и прохождением частичного старения, что приводит к появлению на термограмме пика, соответствующего экзотермическому эффекту. Выше ~ 870 °С начинается растворение мелкодисперсных частиц О-фазы в матрице р/В2-фазы. Данный процесс приводит к эндотермическому эффекту, пик которого приходится на 914 °С. Далее, вплоть до температуры 1050 °С, происходит выравнивание теплового потока, которое выражается выходом кривой на первоначальный

уровень. Однако в диапазоне от 914 до 1000 °С наблюдается небольшое отклонение хода кривой, также отвечающее эндотермическому эффекту, пик которого приходится на 985 °С и соответствует превращению О^а2. Начиная с температуры 1050 °С происходит растворение а2-фазы в р/В2-фазе, которое продолжается вплоть до 1108 °С, после чего в структуре остается только р/В2-фаза.

Для дополнительного уточнения температур фазовых превращений был проведен металлографический анализ образцов композиции К2 (с Оё), прошедших предварительную деформационную обработку, после серии пробных закалок по режимам, представленным в Таблице 14.

Таблица 14.

Температурно-временные параметры режимов пробных закалок

№ п/п Температура нагрева, °С Время выдержки, ч Среда охлаждения

1 940

2 960

3 980

4 990

5 1000 2 вода

6 1020

7 1040

8 1060

9 1080

10 1110

Для выявления мелкодисперсных структурных составляющих исследование структуры образцов после закалки выполняли на растровом электронном микроскопе при съемке в отраженных электронах, когда контраст полученного изображения зависит от распределения элементов по материалу шлифа (Рисунок 3.8). Дополнительно была изучена тонкая структура образцов методом ПЭМ (Рисунок 3.9). Анализ изображений микроструктуры показал, что начало перехода из двухфазной (р/В2+О)-области в трехфазную (р/В2+О+а2) лежит в диапазоне температур от 920 до 940 °С, что коррелирует с данными ДТА. Глобули О-фазы в диапазоне температур от 920 до 1000 °С претерпевают постепенное превращение

в а2-фазу, которое происходит как за счет диффузионных процессов, так и за счет двойникования, поэтому в структуре образцов они представлены «полосчатыми» О/а2-частицами (Рисунок 3.9). Температура перехода из (р/В2+О+а2)-области в двухфазную (р/В2+а2) составляет 1010±5 °С. Полное растворение частиц а2 в р/В2-матрице соответствует 1110±5 °С.

4

I

* /

а) 940 °С

» * *

ш

+ ф

г

Л

I

0/а2

■ ) <

* -V

• ^ I

\ ♦ /

1 X

Р/В2+0

б)960 °С

г) 990 ос

* ♦

u

;; У' "S--

• -M à*

Gd2O3

a ' i|

д) 1000 °C

е) 1020 °С

з) 1060 ос

ж) 1080 °С

4

В

9

о

о

\ * в/В2

Х500 50|лп 0684 12 60 ВЕС

и) 1110 °С

Рисунок 3.8. Микроструктура образцов после серии пробных закалок; растровая электронная микроскопия, съемка в отраженных электронах

960 °С

Рисунок 3.9. Глобули О/а2, претерпевшие неполное О^а2 превращение

Фазовые области исследуемых композиций приведены в Таблице 15. Стоит отметить, что они имеют не строгую корреляцию с расчетным политермическим разрезом Ti-23Al-Nb (Рисунок 3.6).

Таблица 15.

Температурные диапазоны существования фазовых областей исследуемых

композиций орто-сплава

К1 (с Y) К2 (с Gd) КЗ (с Sc) К4 (без РЗЭ)

Т, °С Фазовый состав Т, °С Фазовый состав Т, °С Фазовый состав Т, °С Фазовый состав

< 915 О+Р/В2 < 920 О+р/В2 < 920 О+р/В2 < 915 О+р/В2

915-1000 О+р/В2+а2 9201010 О+р/В2+а 9201000 О+р/В2+а 9151000 О+р/В2+а

10001110 а2+ р/В2 10101110 а+ р/в2 10001095 а+ р/в2 10001110 а+ р/в2

> 1110 Р/В2 > 1110 Р/В2 > 1095 Р/В2 > 1110 Р/В2

Для исследования влияния микродобавок Y, Gd, Sc на структуру и уровень механических характеристик разрабатываемого интерметаллидного титанового орто-сплава в деформированном состоянии была осуществлена термомеханическая обработка слитков исследуемых композиций орто-сплава,

которая включала в себя всестороннюю ковку с изменением оси деформации в р/Б2- и (Б2+а2)-областях, осадку и горячую прокатку на плиты в (Б2+О+а2)-области. Поскольку, как показано выше, введение РЗЭ не повлияло на диапазоны существования фазовых областей, были выбраны температурно-временные параметры деформационной обработки, применяемые для изготовления полуфабрикатов из орто-сплавов ВТИ-4 и ВИТ1 (не содержащих РЗЭ).

Следует отметить, что интерметаллидные титановые орто-сплавы в литом состоянии крайне чувствительны к большим перепадам температур и, как следствие, к возникновению высоких термических напряжений, поэтому нагрев слитков перед обработкой давлением выполнялся ступенчато, а деформационная обработка на первых этапах проводилась в изотермических условиях. Внешний вид деформированных заготовок после всесторонней ковки представлен на Рисунке 3.10.

Рисунок 3.10. Внешний вид деформированных заготовок после всесторонней ковки

Горячая прокатка исследуемых композиций осуществлялась без применения специальных оболочек и кожухов при температуре 950 °С, вблизи перехода из трехфазной (О+В2+а2)-области в двухфазную (О+Б2), при которой традиционно выполняется завершающая стадия деформационной обработки (в том числе прокатка) полуфабрикатов из интерметаллидных орто-сплавов ВТИ-4 и ВИТ1. При прокатке исследуемых композиций, легированных РЗЭ, заданные

геометрические размеры плит вследствие возникновения высоких усилий деформации не удалось обеспечить. На поверхности плит образовались трещины глубиной до 5 мм (Рисунок 3.11). Наименее технологичной в процессе деформации оказалась композиция К3, легированная Бе.

Рисунок 3.11. Характерные дефекты, выявленные на плитах из композиций орто-сплава, содержащих РЗЭ, после прокатки при температуре 950 °С

Поскольку, как уже отмечалось ранее, при введении РЗЭ температуры и последовательность фазовых превращений в интерметаллидном орто-сплаве не изменяются, возникновение высоких усилий деформации может быть связано с повышением прочности материала и, как следствие, увеличением сопротивления деформации при повышенных температурах, что приводит к необходимости корректировки технологических параметров термомеханической обработки (в частности, прокатки) интерметаллидного орто-сплава при легировании РЗЭ.

Для подтверждения высказанного предположения о повышении высокотемпературной прочности композиций, легированных РЗЭ, были проведены механические испытания образцов в исходном деформированном состоянии и после термической обработки по режиму:

1я ступень: нагрев в (р/В2+О+а2)-области, выдержка в течение 2 часов, охлаждение на воздухе;

2я ступень: нагрев в (р/В2+О)-области, выдержка в течение 12 часов, охлаждение на воздухе.

Режим термической обработки был выбран аналогичным режиму, применяемому для обработки плит из сплава ВИТ1 . Необходимость проведения

термической обработки обусловлена тем, что после деформации структура материала является метастабильной и не обеспечивает требуемый уровень механических характеристик. Для жаропрочных материалов, длительно работающих при повышенных температурах, важно сформировать термически стабильную однородную структуру, что достигается за счет проведения двухступенчатой термообработки, включающей продолжительное старение.

Результаты испытаний композиций К1 (с У), К2 (с Gd), КЗ (со Sc) и К4 (без РЗЭ) приведены в Таблице 16 и на Рисунке 3.12.

Таблица 16.

Результаты механических испытаний исследуемых композиций в исходном

деформированном состоянии и после термической обработки

Состояние « 20 Св , МПа « 20 С0,2 , МПа 520,% У2°,% 700 Св , МПа 5700, % V700, % 650 С100 , МПа т, час

Композиция сплава с Y

исх 1245 1225 1,2 2,45 1135 1,0 2,7 - -

т/о 1125 1050 3,8 6,2 905 6,6 14,5 355 96

Композиция сплава с Gd

исх 1415 1405 1,2 2,9 1145 2,0 7,1 - -

т/о 1175 1085 6,7 10,0 915 8,8 12,5 355 127

Композиция сплава со Sc

исх 1275 - 0,6 2,0 1130 2,2 7,8 - -

т/о 1115 1020 3,6 4,3 920 4,8 14 355 124

Композиция сплава без РЗЭ

исх 1235 - 1,6 2,8 1080 4,8 5,5 - -

т/о 1110 1015 4,3 7,1 860 7,4 9,8 355 24

Анализ результатов механических испытаний показал, что при комнатной температуре прочность и пластичность композиций, содержащих У и Sс, находится

на уровне «базового» сплава (Рисунок 3.12, а, б). Легирование Оё привело к

20

одновременному повышению предела прочности (ав ) на 65 МПа и относительного

20

удлинения (5 ) в 1,5 раза (для материала в термически обработанном состоянии). Введение каждого из вышеуказанных РЗЭ приводит к существенному повышению

прочности и жаропрочности орто-сплава (после термической обработки) при рабочих температурах 650-700 °С (Рисунок 3.12, в, г).

а

б

в

И

ОС ^

I

ш

3

^

о.

ГС)

ГО О.

о ос

О)

о. со

140

120

100

80

60

40

20

0

ст650 = 3 35 МПа

127 124

96

24

К1 (с У) К2 (с (Зс1) КЗ (с 5с) К4 (без РЗЭ)

г

Рисунок 3.12. Механические свойства композиций интерметаллидного титанового орто-сплава при комнатной и повышенной температурах

В процессе деформационной обработки в структуре плит исследуемых композиций (Рисунок 3.13) формируется глобулярная О/а2-фаза, которая выделяется равномерно по всему объему зерен матрицы (Р/В2+О). Наибольший размер глобулей (до 2 мкм) наблюдается в композиции К4 «базового» сплава. Частицы оксидов РЗЭ имеют строчечную форму и вытянуты в направлении прокатки, причем частицы У203 имеют больший размер по сравнению с оксидами Sc и Оё.

73

б) К2 (с аё)

шт

1т,Ш ажфШ 1

. у ' '.-г—* 5

ШшЙг? з С

■вияяршшиа

¡¡¡»Ев .¿^¿Г О 1 * т | г; -г, С_ ^ .

1 1 шу - -Ч',л НБЁВДШЯЙК

шНдешПБ 3 ^ЕШРшШШМК!

10 мкм

в) К3 (со Sc)

г) К4 (без РЗЭ)

Рисунок 3.13. Микроструктура исследуемых композиций орто-сплава после деформационной обработки; растровая электронная микроскопия

После термической обработки структура плит исследуемых композиций орто-сплава (Рисунок 3.14) характеризуется «размыванием» границ зерен

первичной р/В2-фазы за счет выделения мелкодисперсных глобулярных и пластинчатых частиц О-фазы. Композиция К2, легированная Оё, отличается от других составов с РЗЭ более крупными глобулями и наиболее мелкодисперсными пластинами О-фазы. При сравнении изображений микроструктуры «базового» состава (Рисунок 3.14, г) и композиций, содержащих РЗЭ (Рисунок 3.14, а, б, в), отчетливо видно, что введение редкоземельных элементов приводит к измельчению пластинчатых выделений О-фазы, образующихся в процессе термической обработки.

Для более детального анализа влияния РЗЭ на структурное состояние композиций орто-сплава после термической обработки были проведены металлографические исследования на растровом электронном микроскопе (Рисунок 3.15).

а) композиция К1 (с У)

б) композиция К2 (с Gd)

в) композиция КЗ (со Sc)

г) композиция К4 (без РЗЭ)

Рисунок 3.14. Микроструктура исследуемых композиций орто-сплава после термической обработки; оптическая микроскопия

Анализ изображений, полученных на РЭМ, показал, что после термической обработки количество глобулей О/а2-фазы во всех композициях уменьшается, а их размер незначительно возрастает; одновременно в матрице первичной р/В2-фазы выделяются мелкодисперсные разориентированные пластины О-фазы. Размер первичных зерен р/В2-фазы в композиции К4 составляет ~40 мкм (Рисунок 3.15, г). Введение Y, Gd, Sc в сплав приводит к уменьшению первичных зерен р/В2-фазы (до 8-20 мкм в зависимости от композиции) и повышению дисперсности вторичной пластинчатой О-фазы (Рисунок 3.15). В структуре композиций К1 (с У) и КЗ (со Бе) пластинчатая О-фаза дополнительно выделяется по границам р/Б2-зерен в виде «оторочки», в то время как в структуре К2 (с Оё)

такая «оторочка» отсутствует, что объясняет более высокий уровень

20

пластичности при комнатной температуре (5 = 6,7 % для К2 (с Оё); 3,8 и 3,6 % -для К1 (с У) и К3 (со Бе), соответственно).

20kV X2,000 Щш 0609 10 45 SEI

а) Kl (с Y)

Gd203

ÍB/B2+0Í

V

20kV X2,000 10j» 0313 17 45 SEI

б) K2 (с Gd)

20kV X2,000 10|jm 0591 10 45 SEI

в) КЗ (со Sc)

20kV X1,000 10|jm 6135 10 60 SEI

г) К4 (без РЗЭ)

Рисунок 3.15. Микроструктура исследуемых композиций орто-сплава после термической обработки; растровая электронная микроскопия

Проведенные исследования показали, что легирование РЗЭ приводит к измельчению структурных составляющих, выделяющихся в процессе термической обработки, благоприятно сказывается на уровне прочностных и жаропрочных характеристик за счет присутствия в структуре оксидов У2O3, 0ё203 и Sc2O3, а также повышает пластичность орто-сплава (до 6,7 % - при введении Gd).

Исходя из анализа полученных данных, для легирования разрабатываемого интерметаллидного титанового орто-сплава в качестве наиболее эффективного редкоземельного элемента был выбран гадолиний (Оё), обеспечивающего уменьшение размера первичных зерен в литом состоянии в 5 раз, максимальную дисперсность вторичной пластинчатой О-фазы, выделяющейся в р/В2-матрице в

процессе термомеханической обработки, а также достижение наиболее высокого

20

уровня прочностных, пластических и жаропрочных характеристик (ав = 1175 МПа; 520 = 6,7 %; ав700 = 915 МПа; аш650 = 355 МПа).

Таким образом, дальнейшие исследования, представленные в диссертационной работе, проводились на сплаве, расчетный химический состав которого приведен ниже (в атомн. %):

Т - 22,4А1 - 23,6ЫЪ - 0,97г - 1,82(У+Мо+Та) - 0,15' - 0,4Б1 - 0,1Юё.

3.3. Выводы по Главе 3

Исследовано влияние легирования микродобавками редкоземельных элементов У, Оё и Sc на структуру, фазовый состав и механические свойства орто-сплава Т - 22,4А1 - 23,6№> - 0,97г - 1,82(У+Мо+Та) - 0,15W - 0,4Si (атомн. %) в литом состоянии и после термомеханической обработки.

1. По результатам металлографического и рентгеноструктурного фазового анализа установлено, что редкоземельные элементы Y, Gd и Sc выделяются в виде тугоплавких оксидов У203, 0ё203 и Sc203, обеспечивая формирование более мелкозернистой однородной структуры в слитках, с менее выраженной зоной столбчатых кристаллов; размер первичных зерен Р-фазы уменьшается при введении РЗЭ в 5 раз: с 2000±50 мкм до 400±30 мкм.

2. Дифференциальный термический анализ показал, что микролегирование добавками Y, Gd и Sc не изменят последовательность фазовых превращений и температурные диапазоны существования фазовых областей сплава Т - 22,4А1 - 23,6№ - 0,97г - 1,82(У+Мо+Та) - 0,15W - 0,4Si (атомн. %). В результате анализа термограмм (ДСК-кривых) были определены температуры фазовых превращений, которые были подтверждены результатами металлографического анализа образцов после проведения исследований методом пробных закалок.

3. В процессе прокатки, осуществленной вблизи перехода из трехфазной (Р/В2+а2+О)-области в двухфазную (Р/В2+О), для композиций, легированных У, Gd и Sc, не удалось обеспечить заданные геометрические размеры и качество поверхности плит вследствие возникновения высоких усилий деформации, связанного с повышением прочности материала и увеличением сопротивления деформации при повышенных температурах. Наименее технологичной в процессе деформации оказалась композиция, содержащая Sc.

4. Установлено, что микролегирование Y, Gd и Sc приводит к уменьшению размера первичных зерен р/В2-фазы с 40 до 8-20 мкм и повышению дисперсности вторичной пластинчатой О-фазы в микроструктуре орто-сплава, формирующейся в процессе термомеханической обработки.

5. Показано, что введение каждого из вышеуказанных РЗЭ приводит к существенному повышению прочности и жаропрочности орто-сплава при рабочих температурах 650-700 °С. При комнатной температуре прочность и пластичность композиций, содержащих Y и Sc, в деформированном и термически обработанном

состоянии находится на уровне «базового» сплава. Легирование Оё приводит к

20

одновременному повышению предела прочности (ав ) на 65 МПа и относительного

20

удлинения (5 ) в 1,5 раза (для материала в термически обработанном состоянии).

6. На основании полученных данных для легирования разрабатываемого орто-сплава в качестве редкоземельного элемента, оказывающего наиболее эффективное влияние, был выбран гадолиний, обеспечивающий уменьшение размера первичных зерен Р-фазы в литом состоянии в 5 раз, уменьшение структурных составляющих, выделяющихся в процессе термической обработки, а также достижение наиболее высокого уровня прочностных, пластических и жаропрочных характеристик (ав20 = 1175 МПа; 520 = 6,7 %; ав700 = 915 МПа; аю0650 = 3 5 5 МПа).

ГЛАВА 4. ВЛИЯНИЕ ПАРАМЕТРОВ ДЕФОРМАЦИОННОЙ И ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА СТРУКТУРНО-ФАЗОВОЕ СОСТОЯНИЕ И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ИНТЕРМЕТАЛЛИДНОГО ТИТАНОВОГО ОРТО-СПЛАВА, ЛЕГИРОВАННОГО ГАДОЛИНИЕМ

Изготовление деформированных полуфабрикатов из интерметаллидных титановых сплавов на основе орторомбической фазы Т^АШЪ имеет ряд особенностей по сравнению с традиционными титановыми сплавами: чувствительность к термическим напряжениям, высокие жаропрочные свойства и низкая технологическая пластичность, а также сложность механической обработки слитков и полуфабрикатов. Все это делает процесс изготовления полуфабрикатов из орто-сплавов более трудоемким.

Основная цель проведенных в данной главе исследований носит актуальный прикладной характер и заключается в исследовании влияния деформационной и термической обработок на структуру, фазовый состав и механические свойства орто-сплава, легированного гадолинием, для определения режимов термомеханической обработки, наиболее эффективно влияющих на улучшение комплекса эксплуатационных свойств.

Для корректировки технологических параметров деформационной обработки орто-сплава, легированного Оё, проведены исследования реологических характеристик, опробованы две технологические схемы изготовления промежуточных деформированных заготовок (слябов) и прокатка на плиты при различных температурах, после реализации которых была изучена микроструктура и определены механические характеристики материала.

4.1. Исследование технологической пластичности интерметаллидного титанового орто-сплава, легированного гадолинием

Для изучения технологичности интерметаллидного титанового орто -сплава, легированного гадолинием, в процессе деформационной обработки были проведены испытания на сжатие цилиндрических образцов (Рисунок 4.1) в диапазоне температур от 800 до 1100 °С. При более высоких температурах осадку образцов не проводили, поскольку при температурах выше (1115±5) °С, в однофазной р/В2-области, сплав характеризуется высокой технологической пластичностью и его поведение аналогично поведению орто-сплавов, не содержащих РЗЭ. Образцы для проведения исследований вырезались из слитка так, чтобы ось образца совпадала с осью слитка и направлением нагрузки при его первичной осадке в процессе деформационной обработки.

Учитывая технологические особенности гидравлического пресса усилием 1600 тс, применяемого для проведения операций осадки, всесторонней ковки и штамповки интерметаллидных титановых сплавов при изготовлении полуфабрикатов в условиях производства ФГУП «ВИАМ», испытания на

сжатие образцов из орто-сплава, легированного гадолинием, выполнялись при

2 1

скорости относительной деформации 10- с- . Максимальная степень деформации образцов имела фиксированное значение и составила 70 %. Результаты испытаний на сжатие в диапазоне температур от 800 до 1100 °С представлены на Рисунках 4.2 и 4.3. На Рисунке 4.4 приведены кривые упрочнения, которые представляют собой графики зависимости напряжения течения, то есть нагрузки, отнесенной к действительной для данного момента испытаний площади поперечного сечения образца, от деформации. Стоит отметить, что отклонение от прямолинейности диаграмм сжатия и кривых упрочнения на начальных этапах деформации (Рисунок 4.2, 4.4) обусловлено наличием на исследуемых образцах торцевой выточки (Рисунок 4.1), предназначенной для размещения графитового порошка, понижающего силы трения, поэтому при трактовке результатов испытаний данным отклонением можно пренебречь.

а б

Рисунок 4.1. Внешний вид образца до (а) и после (б) испытаний на сжатие

Анализ полученных результатов показал, что интерметаллидный титановый сплав, легированный гадолинием, обладает наиболее высокой технологичностью при температуре 1000 °С - вблизи границы перехода из трехфазной (р/В2+а2+О)-области в двухфазную (р/В2+а2)-область, а также при температуре 1100 °С, соответствующей двухфазной (р/В2+а2)-области (Рисунок 4.2, 4.3).

Деформация,

Рисунок 4.2. Диаграммы сжатия а(е), полученные в ходе испытаний на сжатие образцов из интерметаллидного титанового сплава, легированного гадолинием, в диапазоне температур от 800 до 1100 °С

Температура испытаний.

Рисунок 4.3. Зависимость условного предела текучести интерметаллидного титанового орто-сплава, легированного гадолинием, при сжатии от температуры

При данных температурах по достижении зоны пластического течения (о02 сж1000 = 150 МПа, а0 2 сж1100 = 65 МПа) дальнейшего роста напряжения не наблюдается, и с деформации в 4 и 8 % (для 1100 и 1000 °С, соответственно) начинается зона установившейся деформации (Рисунок 4.4). При температурах испытаний 900, 850 и 800 °С ход кривых упрочнения изменяется: по достижении зоны пластического течения (а0,2 сж900 = 555 МПа, а0,2сж850 = 8 1 0 МПа, а0,2сж800 = 980 МПа) с ростом величины деформации выше 10-14 % сначала происходит существенное падение напряжения, соответствующее зоне разупрочнения, и только по достижении 45-60 % начинается зона установившейся деформации. Такое поведение кривой можно объяснить происходящими при данных температурах процессами: локальным разогревом образца, активацией диффузионных процессов и прохождением динамической рекристаллизации, а также структурными превращениями, в частности, постепенным растворением дисперсных пластин О-фазы в матрице р/В2 с увеличением времени выдержки при проведении испытания.

Деформация, %

Рисунок 4.4. Кривые упрочнения орто-сплава, легированного гадолинием, полученные при испытаниях на сжатие в диапазоне температур 800-1100 °С

Микроструктура образцов после проведения испытаний на сжатие при температурах 850, 900 и 1000 °С представлена на Рисунке 4.5. В зависимости от температуры деформации изменяется морфология и объемная доля выделений О-фазы (Рисунок 4.5). Структура сплава после испытаний на сжатие при 850 и 900 °С представлена пластинчатыми выделениями О-фазы в р/В2-матрице (Рисунок 4.5, б, в), причем повышение температуры на 50 °С приводит к укрупнению пластин. После испытаний при 1000 °С структура сплава характеризуется наличием в р/В2-матрице О-фазы двух морфологий: глобулярной и мелкодисперсной пластинчатой. Глобулярная морфология обусловлена частичным растворением пластин О-фазы, присутствовавших в структуре литого материала (Рисунок 4.5, а), и их сфероидизацией в процессе нагрева и выдержки при температуре испытаний. Выделения О-фазы пластинчатой морфологии образуются в процессе медленного охлаждения образца с печью. Снижение предела текучести на сжатие при повышении температуры с 850 до 1000 °С

(Рисунки 4.2, 4.3) обусловлено растворением пластин О-фазы в матрице р/В2 и уменьшением ее объемной доли.

г