Введение

Деформируемые сплавы на основе орторомбического алюминида титана Ti₂AlNb, также известные как орто-сплавы, благодаря высоким удельным прочностным характеристикам, жаропрочности и жаростойкости являются в настоящее время наиболее перспективным классом материалов для изготовления деталей современных авиационных двигателей, максимальная рабочая температура которых находится в диапазоне от 600 до 700°С [1–4]. В первую очередь данные материалы предназначены для замены жаропрочных сплавов на основе никеля, обладающих значительно большей плотностью (до 8,3 г/см³). Снижение массы деталей благодаря использованию интерметаллидных титановых орто-сплавов позволит повысить мощность, экономичность и ресурс эксплуатации двигателей.

Деформируемые интерметаллидные титановые сплавы марок ВИТ1 и ВТИ-4, созданные специалистами ФГУП «ВИАМ» [5, 6], находят применение в двигателях современной разработки; активно ведется доработка промышленных технологий производства из них различных деталей и узлов [7–9]. Однако проблема обеспечения гарантированного уровня пластичности при изготовлении крупногабаритных полуфабрикатов на промышленном оборудовании сохраняется ввиду отсутствия на предприятиях изотермических условий деформации.

Микроструктура деформируемых орто-сплавов характеризуется тремя фазами: О (Ti₂AlNb), α₂ (Ti₃Al) и β/B2. Упорядоченные интерметаллидные фазы О и α₂ обладают крайненизкой пластичностью; β-фаза, присутствие которой обусловлено высоким содержанием β-стабилизаторов (в первую очередь Nb), выступает в роли пластичной матрицы. Микроструктура орто-сплавов может варьироваться в широком диапазоне в зависимости от способов деформационной и термической обработки. Для работы при высоких температурах важно сформировать термически стабильную однородную структуру: равноосную, пластинчатую или бимодальную [2]. Уровень механических характеристик титановых орто-сплавов напрямую зависит от морфологии структуры [2, 10]. Изменяя температурно-временны́е параметры термической обработки, можно управлять уровнем пластичности, прочности и жаропрочности.

В работе изучено влияние закалки с температур, соответствующих существованию различных фазовых областей, на структурно-фазовое состояние и твердость штамповки из сплава ВТИ-4. Работа выполнена в рамках реализациикомплексного научного направления 7.1. «Интерметаллидные сплавы на основе титана» («Стратегические направления развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года») [11–13].

Материалы и методы

Исследования проводили на деформированной заготовке (штамповке) диаметром 250 мм и толщиной 45 мм из интерметаллидного титанового сплава марки ВТИ-4 (рис. 1). Химический состав сплава приведен в табл. 1. Слиток, предназначенный для деформационной обработки, был изготовлен трехкратным вакуумно-дуговым переплавом с расходуемым электродом. Деформированная заготовка была получена всесторонними перековами слитка с постепенным понижением температуры деформации, осадкой и штамповкой в изотермических условиях.

Рис. 1. Внешний вид штамповки из сплава ВТИ-4

Таблица 1

Химический состав штамповки из сплава ВТИ-4

После деформационной обработки из штамповки вырезаны образцы размером 20×15×15 мм, которые подвергали закалке в диапазоне температур от 900 до 1100°С с разной длительностью выдержки и скоростью охлаждения.

Структуру образцов исследовали методом оптической микроскопии с использованием инвертированного металлографического микроскопа Olympus GX51 и программного комплекса для анализа изображений SIAMS-700. Подготовку шлифов осуществляли по стандартным методикам.

Измерение твердости образцов по Роквеллу проводили на универсальном твердомере Qness Q150R с использованием нагрузки 1500 Н. Значения твердости определяли по 5 отпечаткам.

Результаты и обсуждение

Эксплуатационные характеристики деталей из титановых и интерметаллидных титановых сплавов зависят от технологии деформационной обработки, которая влияет на равномерность проработки материала, формирует вид макроструктуры и фактически предопределяет характер структурно-фазового состояния полуфабриката. Так, измельчение крупнозернистой литой или деформированной структуры возможно только в процессе горячей обработки материала давлением путем всесторонней ковки в различных фазовых областях, промежуточных подогревов при температурах, обеспечивающих прохождение рекристаллизации, а также благодаря использованию фигурных и рифленых бойков [14, 15]. Однако структура материала, формирующаяся в процессе лишь одной деформационной обработки, является нестабильной и, как правило, не обеспечивает требуемый уровень механических характеристик. Поэтому рациональный выбор режима термической обработки – не менее важный этап при проведении исследований, поскольку он обеспечивает формирование определенной морфологии и параметров микроструктуры в полуфабрикате, что в конечном счете определяет комплекс служебных характеристик детали.

Следует отметить, что деформируемые интерметаллидные титановые орто-сплавы являются структурно-чувствительным классом материалов, поэтому, варьируя параметры термической обработки, посредством порой даже незначительного изменения морфологии микроструктуры, можно управлять уровнем пластичности и жаропрочности, а также рядом других характеристик материала [16, 17]. Таким образом, и в настоящее время проблема выбора термической обработки для конкретного вида полуфабриката из сплава заданного химического состава не теряет своей актуальности.

Упрочняющая термическая обработка интерметаллидных титановых орто-сплавов, как правило, является двухступенчатой и состоит из закалки и старения. Поскольку вторая ступень термообработки достаточно продолжительна, то на первом этапе данной работы стояла задача провести «экспресс-оценку», проанализировав влияние первой ступени (закалки) с различных температур, длительности выдержки и скорости охлаждения на структуру и твердость, что не требует проведения трудоемких операций по изготовлению образцов и привлечению разрывных испытательных машин.

Для выбора температур закалки образцов из сплава ВТИ-4, соответствующих диапазонам существования различных фазовых областей, проанализирована диаграмма состояния Ti–Al–Nb. Усредненный химический состав исследуемой штамповки из сплава ВТИ-4 приведен в табл. 1.

С целью уточнения положения на диаграмме состояния исследуемого сплава, легированного не только алюминием (Al) и ниобием (Nb), но и другими элементами, выступающими в роли α- и β-стабилизаторов и влияющими на границы существования фазовых областей, использовали традиционные для титановых сплавов эквиваленты [Al]_eq и [Mo]_eq. Эквивалент α-стабилизаторов и нейтральных упрочнителей, введенный Розенбергом [18], описывается следующим соотношением, % (по массе):

[Al]_eq=%Al+%Sn/3+%Zr/6+10%O.                                     (1)

Уровень легирования элементами, стабилизирующими b-фазу, для титановых сплавов рассчитывается через эквивалент по молибдену [19, 20]:

[Mo]_eq=%Mo+%Nb/3,3+%Ta/4+%W/2+%V/1,4+%Cr/0,6+%Mn/0,6+

+%Fe/0,4++%Co/0,9+%Ni/0,8.                                           (2)

Данный эквивалент вычисляется из значений критических концентраций, свыше которых фиксируется β-фаза: 15V; 36Nb; 45Ta; 6,5 Cr; 11 Mo; 22W; 6,5 Mn; 4,5 Fe; 9,5 Co; 8,5 Ni (% (по массе)). Поскольку при работе с интерметаллидными титановыми орто-сплавами основной вклад в стабилизацию β-фазы вносит именно ниобий, то для косвенной оценки влияния других легирующих элементов расчет для исследуемого сплава выполнен относительно Nb, исходя из установленных значений критических концентраций:

%Nb+%Mo/0,31+%Ta/1,25+%W/0,61+%V/0,42+%Cr/0,18+

+%Mn/0,18+%Fe/0,13+%Co/0,26+%Ni/0,24.                         (3)

Эквиваленты [Al]_eq и  рассчитанные по формулам (1) и (3), представлены в табл. 2.

Таблица 2

Эквиваленты α-стабилизаторов и нейтральных упрочнителей [Al]_eq

и β-стабилизаторов  рассчитанные относительно ниобия

Содержание элементов, % (по массе)/% (атомн.)
[Al]eq
11,60/23,50	44,35/26,10

Ввиду отсутствия в научно-технической литературе квазибинарного разреза равновесной диаграммы состояния Ti–Al–Nb для содержания алюминия 23,5% (атомн.), анализ диапазонов существования фазовых областей сплава ВТИ-4 проводили по политермическому разрез Ti–23Al–Nb (% (атомн.)), который представлен на рис. 2.

Рис. 2. Политермический разрез Ti–23Al–Nb (% (атомн.)) системы Ti–Al–Nb

Для оценки влияния закалки, осуществляемой из разных фазовых областей, на изменение структурного состояния и твердости материала выбраны несколько режимов, представленных в табл. 3.

Таблица 3

Параметры закалки образцов из сплава ВТИ-4

Микроструктура штамповки из сплава ВТИ-4 в исходном деформированном состоянии представлена частицами О-фазы в виде отдельных глобулей и их конгломерата, которые расположены в матрице (β+О) (рис. 3). Наблюдаются также мелкодисперсные частицы α₂-фазы, равномерно распределенные по сечению.

Рис. 3. Микроструктура (а – ×500; б – ×1500) штамповки из сплава ВТИ-4 в исходном деформированном состоянии

При закалке с температур 1100 и 1050°С микроструктура сплава ВТИ-4 представлена дисперсными выделениями вторичной α₂-фазы в теле и по границам зерен первичной β-фазы (рис. 4). Следует отметить, что наличие при температуре 1100°С α₂-фазы не соответствует фазовой области на диаграмме состояния (рис. 2). Для уточнения полученных результатов необходимо дополнительное проведение дифференциального термического анализа с целью точного определения температур фазовых превращений. При температуре 1050°С количество α₂-фазы возрастает, что обусловлено положением сплава ВТИ-4 на диаграмме состояния (рис. 2) и подтверждается правилом отрезков. Скорость охлаждения и длительность выдержки влияют на количество α₂-фазы незначительно. Только при закалке с 1050°С в воде фиксируется большее ее количество.

При закалке с температуры 1000°С, которая находится вблизи границы перехода из двухфазной (β+α₂)-области в трехфазную (β+α₂+О)-область, при охлаждении в воде в структуре фиксируются дисперсные выделения вторичной α₂-фазы в теле и по границам зерен первичной β-фазы. Охлаждение на воздухе способствует прохождению диффузионных процессов и приводит к увеличению объемной доли и размера дисперсных выделений α₂-фазы внутри первичной β-фазы. Увеличение времени выдержки при заданной температуре приводит к частичному растворению α₂-фазы и выделению из них О-частиц.

Закалка с 950°С формирует структуру, представленную глобулярными частицами О- и α₂-фазы в β-матрице, размер которых при уменьшении скорости охлаждения увеличивается. Повышение длительности выдержки также приводит к укрупнению О-частиц.

При понижении температуры закалки до 900°С размер и объемная доля глобулей О-фазы возрастает. Уменьшение скорости охлаждения приводит к формированию частиц О-фазы, которые принимают вид вытянутых скругленных пластин с различной ориентировкой. Количество мелкодисперсных частиц α₂-фазы при понижении температуры закалки с 950 до 900°С практически не изменяется.

После проведения закалок по режимам, приведенным в табл. 3, на образцах измерена твердость по Роквеллу HRC. Результаты измерений представлены на рис. 5. Твердость материала в исходном деформированном состоянии находится на уровне 41,82 HRC.

Рис. 4. Микроструктура (ОМ) штамповки из сплава ВТИ-4 после закалки по различным режимам

Рис. 5. Твердость HRC образцов штамповки из сплава ВТИ-4 в зависимости от температуры нагрева, времени выдержки и условий охлаждения: выдержка в течение 20 мин, охлаждение в воде (♦) и на воздухе (■); выдержка в течение 60 мин, охлаждение на воздухе (Δ)

Анализ полученных результатов показал, что максимальное значение твердости соответствует исходному деформированному состоянию, что объясняется высоким уровнем деформационного наклепа. Однако в данном состоянии структура материала является нестабильной. Проведение термической обработки приводит к снижению уровня остаточных напряжений и обеспечивает уменьшение значений твердости. Минимальные значения твердости (HRС=33,46–34,85) получены в температурном интервале нагрева 1050–1100°С, которые соответствуют двухфазной (β+α₂)-области, причем повышение содержания α₂-фазы приводит к росту уровня твердости. Снижение температуры нагрева ≤1000°С приводит к росту значений твердости, что обусловлено присутствием при данных температурах в структуре материала упорядоченной О-фазы и уменьшением объемного содержания пластичной β-фазы. Изменение длительности выдержки и скорости охлаждения при данных температурах на значения твердости существенно не влияют.

Таким образом, установлено, что при проведении первой ступени термической обработки интерметаллидного титанового орто-сплава ВТИ-4 нагрев под закалку целесообразно осуществлять в диапазоне температур от 900 до 1000°С, поскольку формирующееся структурно-фазовое состояние материала обеспечивает достижение наибольших значений твердости, что положительно скажется и на прочностных характеристиках. Обладая информацией о структуре материала после закалки, можно спрогнозировать, какой вид она примет после проведения второй ступени термической обработки – старения (пластинчатая или бимодальная), и таким образом управлять комплексом механических характеристик.

Заключения

1. Для косвенной оценки общего вклада элементов, стабилизирующих β-фазу, предложено выполнять расчет относительно ниобия (Nb), исходя из установленных ранее значений их критических концентраций:

%Nb+%Mo/0,31+%Ta/1,25+%W/0,61+%V/0,42+%Cr/0,18+
+%Mn/0,18+%Fe/0,13+%Co/0,26+%Ni/0,24.

2. Исследовано влияние температуры, времени выдержки и скорости охлаждения при проведении закалки на структуру образцов из сплава ВТИ-4. Установлено, что закалка с температур 1100 и 1050°С формирует микроструктуру, представленную дисперсными выделениями вторичной α₂-фазы в теле и по границам зерен первичной β-фазы. При закалке с температур от 1000 до 900°С в сплаве фиксируется трехфазное состояние, представленное зернами первичной β-фазы, мелкодисперсными частицами α₂-фазы и глобулями О-фазы. С понижением температуры и скорости охлаждения объемная доля глобулей О-фазы возрастает, они принимают вид вытянутых скругленных пластин с различной ориентировкой.

3. Изучено влияние параметров закалки и характера микроструктуры на твердость штамповки из сплава ВТИ-4. Минимальные значения твердости характерны для микроструктуры, представленной фазами β и α₂. Нагрев под закалку в диапазоне температур от 900 до 1000°С приводит к росту значений твердости, что обусловлено формированием в структуре материала упорядоченной О-фазы и уменьшением объемного содержания пластичной β-фазы.

4. Установлено, что закалку интерметаллидного титанового орто-сплава ВТИ-4 целесообразно осуществлять при температурах от 900 до 1000°С, поскольку структурно-фазовое состояние материала, формирующееся в данном температурном диапазоне, обеспечивает достижение наибольших значений твердости. Дополнительное проведение старения обеспечит формирование бимодальной структуры с различным объемным содержанием глобулей.