Введение

Интерметаллидные сплавы на основе гамма-алюминида титана (γ-TiAl) представляют собой легкие жаропрочные материалы для высокотемпературного применения ‒ например, в деталях авиационных двигателей, таких как лопатки турбины низкого давления, способные выдерживать рабочие температуры до 700–800 °C, которые ограничены температурой хрупко-вязкого перехода [1–3].

Разрабатываемые в настоящее время TiAl-сплавы обеспечивают сбалансированное сочетание высокого предела ползучести и достаточной пластичности как при комнатной, так и при эксплуатационных температурах. Однако гамма-сплавы подвержены нестабильности микроструктуры при длительных термических воздействиях и ползучести, что негативно сказывается на их механических свойствах. Оптимальное сочетание кратковременных и длительных механических свойств гамма-сплавов может достигаться за счет мелкозернистой структуры ламельного типа с размером внутризеренных пластинчатых колоний <100 мкм [4–7].

Одним из наиболее традиционных путей формирования требуемого типа структурного состояния является термомеханическая обработка (ТМО). Кроме того, для гамма-сплавов, полученных методами литья или аддитивных технологий, необходимо проведение постобработки, которая в большинстве случаев заключается в комбинации горячего изостатического прессования (ГИП) и термической обработки (ТО), технологические схемы которых изменяются в зависимости от системы легирования [8–12]. Однако влияние режимов вышеперечисленных видов обработки на свойства интерметаллидных сплавов многокомпонентных систем Ti–Al–Cr–Nb и Ti–Al–V–Nb–Cr–РЗЭ (редкоземельные элементы) изучено не в полной мере. Так, в научно-технической литературе опубликованных систематизированных данных недостаточно для осуществления рационального выбора технологических параметров высокотемпературных обработок (ТМО, ГИП, ТО) применительно к TiAl-сплавам первого и второго поколений, которые содержат алюминий в количестве до 47‒51 % (атомн.) и кристаллизуются по перитектической реакции L + β → α, а также третьего и последующих поколений, затвердевающих через β-фазу, с пониженным содержанием алюминия ‒ до ~44 % (атомн.), в том числе с модифицирующими добавками РЗЭ [13–16].

Процессы структурообразования в металлических сплавах при высокотемпературных выдержках, которые сопровождают технологические стадии получения и обработки материала, определяются механизмом и кинетикой распада нестабильных или метастабильных фаз в изотермических условиях. Для описания качественных изменений фазового состава и кинетики фазовых превращений используют два вида специальных диаграмм – диаграммы превращений при непрерывном охлаждении (Continuous–Cooling–Transformation ‒ CCT-диаграммы) и диаграммы изотермических превращений «температура–время–фазовый состав» (Temperature–Time–Transformation ‒ TTT-диаграммы). Последние являются предпочтительными для описания превращений при изотермических выдержках. Такие диаграммы изображаются в координатах «температура (T)–время (t)» с логарифмической временнóй шкалой [17, 18].

Цель данной работы – исследование кинетики и построение диаграмм изотермических фазовых превращений в жаропрочных интерметаллидных TiAl-сплавах разных классов в состоянии после селективного электронно-лучевого синтеза.

Работа выполнена в рамках реализации комплексной научной проблемы 7.1. «Интерметаллидные сплавы на основе титана» («Стратегические направления развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года») [19–22] и относится к направлению Н1 – «Переход к передовым цифровым, интеллектуальным производственным технологиям, роботизированным системам, новым материалам и способам конструирования, создание систем обработки больших объемов данных, машинного обучения и искусственного интеллекта» Стратегии научно-технологического развития Российской Федерации. Исследования проведены при финансовой поддержке Российского научного фонда: проект «Получение и исследование легких жаропрочных сплавов на основе интерметаллидов гамма-TiAl и орто-Ti2AlNb, синтезированных по аддитивной технологии полного цикла методом селективного электронно-лучевого сплавления» (грант № 24-19-00717).

Материалы и методы

Экспериментальные исследования кинетики эволюции структуры проведены на двух TiAl-сплавах. Объектами исследований являлись:

‒ новый отечественный интерметаллидный бета-затвердевающий гамма-сплав номинального состава Ti–44,5Al–2V–1Nb–2Cr–0,1Gd в % (атомн.) (Ti–31,0Al–2,5V–2,5Nb–2,5Cr–0,4Gd в % (по массе)), разработанный в НИЦ «Курчатовский институт» ‒ ВИАМ [23];

‒ зарубежный интерметаллидный перитектический гамма-сплав Ti-4822 номинального состава Ti–48Al–2Cr–2Nb в % (атомн.) (Ti–33,5Al–2,7Cr–4,8Nb в % (по массе)), разработанный в США фирмой General Electric Co (GE) [24].

Для выплавки слитков использована комбинированная технологическая схема, включающая вакуумно-дуговой переплав (ВДП) с расходуемым электродом и вакуумно-индукционный переплав (ВИП) на плавильно-заливочной установке с «холодным» тиглем, с заливкой расплава в стальной кокиль с внутренним диаметром 73 мм. Слитки двойного переплава (ВДП + ВИП) вновь подвергали вакуумно-дуговому переплаву для получения шихтовых цилиндрических заготовок (электрод Æ80 мм) тройного переплава ВДП + ВИП + ВДП [25], из которых методом бестигельной газовой атомизации на установке вакуумной индукционной плавки и гранулирования получали металлопорошковую композицию (МПК). Извлеченный из приемного бункера атомайзера порошок подвергали сепарации для удаления скрапа и частиц порошка с размером >160 мкм; фракцию <10 мкм отделяли на газодинамическом классификаторе. Методом сухого просеивания в ситовом анализаторе получали целевую фракцию МПК с размером частиц 40–100 мкм, которая использовалась для синтеза образцов методом селективного электронно-лучевого сплавления – СЭЛС.

Этим методом по ранее разработанным режимам [26, 27] синтезированы заготовки образцов размером ~(11×11×40) мм. Ориентация синтеза вертикальная Z/90°, т. е. образцы выращивали перпендикулярно платформе построения (принятые условные обозначения приведены в соответствии с ГОСТ Р 59929‒2021 «Аддитивные технологии. Данные об образцах для испытаний, изготовленных с применением аддитивных технологических процессов. Общие требования» (введен с 01.01.2022 г.)).

Более подробное описание технологических процессов и оборудования для заготовительного производства исходных слитков, шихтовых заготовок (электродов) и МПК приведено в работах [28–31].

Исследования проведены на темплетах размером 11×11×20 мм, вырезанных поперек направления построения Z/90° методом электроискровой эрозии из синтезированных заготовок. Образцы подвергали изотермическим выдержкам в печи с воздушной атмосферой в течение 15, 30, 60, 120 и 240 мин при различных температурах, имитирующих температурно-временны́е условия потенциально применимых обработок (ТМО, ГИП, ТО), с последующей закалкой в холодной воде.

Анализ химического состава синтезированных заготовок образцов проведен спектральным методом на рентгенофлуоресцентном спектрометре и атомно-эмиссионном спектрометре с индуктивно связанной плазмой. Концентрации примесей (C, S, O, N, H) определены методом вакуум-экстракции.

Рентгеноструктурный анализ (РСА) [32] для определения фазового состава проводили на дифрактометре с вертикальным гониометром в Cu K_α-излучении при температуре 20 °C в интервале углов дифракции 2θ = 20‒80 градусов с шагом 0,01 градуса. Экспериментальные дифрактограммы обрабатывали с использованием встроенного программного обеспечения и базы данных порошковой дифракции JCPDS-PDF-2:

– для γ-TiAl (L1₀):                        № 01-074-4580, № 01-081-9785;

– для α₂-Ti₃Al (D0₁₉):                    № 00-052-0859;

– для α-Ti (A3):                             № 00-044-1294;

– для β-Ti (A2) и β₀ (B2):             № 00-044-1288.

Пробоподготовку для РСА осуществляли стандартными металлографическими методами механического шлифования/полирования в сочетании с финишной электролитической полировкой и последующим травлением полученных микрошлифов в реагенте состава, % (объемн.): 25 HF + 75 HNO₃.

Моделирование квазибинарных политермических разрезов для исследуемых многокомпонентных систем Ti–(35‒50)Al–2V–1Nb–2Cr и Ti–(35‒50)Al–2Cr–2Nb в % (атомн.) проведено с помощью специализированного программного комплекса.

Работа выполнена с использованием оборудования ЦКП «Климатические испытания» НИЦ «Курчатовский институт» – ВИАМ.

Результаты и обсуждение

Гамма-сплавами называют сплавы системы Ti–Al, фазовый состав которых представлен как одной γ-фазой, так и двухфазной смесью γ + α₂ [1, 2, 33]. Основу гамма-сплавов составляет интерметаллидное соединение – алюминид титана эквиатомного состава (TiAl). Интерметаллид TiAl имеет упорядоченную гранецентрированную тетрагонально-искаженную структуру L1₀ по классификации Strukturbericht. В системе Ti–Al концентрационная область гомогенности γ-фазы на основе TiAl при комнатной температуре довольно велика и находится в диапазоне от 50 до 66 % (атомн.). Помимо
γ-TiAl, в двухфазных и многофазных гамма-сплавах присутствует α₂-фаза на основе другого интерметаллида – Ti₃Al (D0₁₉), а также β-фаза, у которой кубическая объемноцентрированная структура часто бывает упорядочена по типу B2 (β₀-фаза).

Для построения диаграмм изотермических превращений (TTT-диаграмм) в лабораторных печах проводят изотермические выдержки при интересующих температурах в течение различного времени экспозиции. Затем возможны два варианта проведения обработки:

– в печах с воздушной атмосферой ‒ закалка образцов после выдержек с определенным (дискретным) шагом и далее – исследование структуры и фазового состава методами металлографического и рентгеноструктурного анализов;

– в вакуумных печах ‒ после выдержек образцы исследуют insitu с помощью высокотемпературной рентгенографии (при соответствующих температурах).

В последнем случае, несмотря на преимущество, заключающееся в непосредственном определении фазового состава при определенных температурах, очень сложно реализовать исследование для небольших по продолжительности экспозиций (от нескольких минут до 1 ч), что связано с временны́ми затратами на нагрев образцов в высокотемпературной рентгеновской камере. Поэтому в данной работе изотермические выдержки проведены в соответствии с первым вариантом.

Анализ полученных изображений микроструктуры закаленных образцов позволяет изучить распад γ-фазы при температуре 1300 °С (α + γ → α), но для основных фазовых превращений, которые протекают в выбранных температурных интервалах, связанных с разупорядочением упорядоченных фаз, а именно:

α₂(D0₁₉) → α(A3); β₀(B2) → β(A2),

металлографический анализ практически не дает полезной информации. Поэтому основным методом качественного и количественного анализа фазового состава остается РСА.

Температурные интервалы проведения эксперимента определены по результатам анализа политермических разрезов для соответствующих систем легирования исследуемых гамма-сплавов (рис. 1). Так, для бета-затвердевающего сплава состава (в % (атомн.)) Ti–44,5Al–2V–1Nb–2Cr–0,1Gd температурный интервал составил 1000‒1300 °С, а для перитектического сплава состава (в % (атомн.)) Ti–48Al–2Cr–2Nb: 900‒1200 °С. Все образцы предварительно подвергали гомогенизирующему отжигу при температуре 900 °С.

Рис. 1. Смоделированные политермические разрезы для многокомпонентных систем
Ti–хAl–2V–1Nb–2Cr (а) и Ti–хAl–2Cr–2Nb (б) в диапазоне концентраций х = 35‒50 % (атомн.) Al с нанесенными фигуративными линиями исследуемых TiAl-сплавов с номинальным содержанием 44,5 (а) и 48,0 % (атомн.) Al (б). Условные обозначения критических точек (температур, °С): T_γ – температура перехода (α)/(α+γ); T_E – температура эвтектоидного превращения α ↔ α₂ + γ + β; T_Laves – температура выделения фаз(ы) Лавеса

Номинальный и усредненный фактический составы (композиции) синтезированных образцов из исследуемых TiAl-сплавов приведены в табл. 1.

Таблица 1

Химический состав синтезированных образцов из исследуемых TiAl-сплавов после СЭЛС

В табл. 2 приведены результаты РСА для исследованных образцов после изотермической выдержки в выбранных интервалах температур и последующей закалки.

Таблица 2

Качественный фазовый состав закаленных синтезированных образцов

из исследуемых TiAl-сплавов различных составов (в % (атомн.)) при температуре 20 °C после изотермических выдержек

По результатам проведенных исследований построены диаграммы изотермических превращений (TTT-диаграммы) для двух TiAl-сплавов составов, % (атомн.):
Ti–44,5Al–2V–1Nb–2Cr–0,1Gd (рис. 2, a) и Ti–48Al–2Cr–2Nb (рис. 2, б) в синтезированном состоянии (после СЭЛС).

Рис. 2. Обобщенные TTT-диаграммы для TiAl-сплавов составов, % (атомн.): Ti–44,5Al–2V–
–1Nb–2Cr–0,1Gd (a) и Ti–48Al–2Cr–2Nb (б) в синтезированном состоянии (после СЭЛС)

Построенные ТТТ-диаграммы являются эффективным и простым способом для оценки кинетики фазовых превращений в исследуемых сплавах в процессе изотермической экспозиции при температурах [α + γ]- и [α₂ + γ + (β)]-областей.

Заключения

В бета-затвердевающем TiAl-сплаве состава Ti–44,5Al–2V–1Nb–2Cr–0,1Gd (в % (атомн.)), имеющем при комнатной температуре равновесный фазовый состав (α₂ + γ + β₀), разупорядочение β₀(B2) → β(A2) завершается более чем за 45 мин при температуре 1000 °С, за 15–30 мин ‒ при температуре 1100 °С и практически сразу ‒ при температурах 1200 и 1300 °С. Начальные процессы разупорядочения α₂(D0₁₉) → α(A3) инициируются после выдержек более 30 и 15 мин при температурах 1200 и 1300 °С соответственно. Фаза(ы) Лавеса (типа C14, Ti(Cr, Al)₂), спрогнозированные моделированием, в исследуемом TiAl-сплаве не обнаружены.

В перитектическом TiAl-сплаве состава Ti–48Al–2Cr–2Nb (в % (атомн.)) процессы разупорядочения β₀(B2) → β(A2) и одновременно растворения фаз(ы) Лавеса типа (TiNb)Cr₂ [34, 35] завершаются менее чем за 60–80 мин при температуре 900 °С, за 30–60 мин ‒ при температуре 1000 °С, менее чем за 30 мин ‒ при температуре 1100°С и практически сразу ‒ при температуре 1200 °С. Разупорядочение α₂(D0₁₉) → α(A3) наблюдается после выдержек при температурах 1000 и 1100 °С в течение более 120 и 60 мин соответственно. При температуре 1200 °С в процессе изотермической выдержки до ~(60–90) мин происходит изменение соотношения объемных долей α₂- и γ-фаз без изменения качественного фазового состава, а при увеличении времени выдержки до 120 мин и более – растворение β-фазы.

Экспериментальные результаты имеют ряд отличий от результатов термодинамического моделирования по температурам фазовых превращений. По-видимому, это можно объяснить тем, что энергия межатомных связей в неупорядоченных растворных фазах (L, β, α) ниже, и поэтому превращения с этими фазами происходят легче (не требуются большие степени переохлаждения/перегрева) в отличие от упорядоченных фаз (α₂, g, β₀), для распада которых требуются более высокие энергии и повышенные температуры ‒ эти закономерности довольно сложно учесть в любой математической модели, включая алгоритм CALPHAD (CALculation of PHAse Diagrams).

Благодарности

Авторы выражают благодарность П.Н. Медведеву и П.Л. Журавлевой (НИЦ «Курчатовский институт» ‒ ВИАМ, г. Москва) за помощь в проведении исследований методом РСА.

Исследование выполнено за счет гранта Российского научного фонда № 24-19-00717, https://rscf.ru/project/24-19-00717/.