Введение

Метастабильные β-титановые сплавы («metastable β» – [Mo]_экв=10–30%), согласно зарубежной классификации, – большой класс титановых сплавов, существенно отличающихся друг от друга по структурно-фазовому составу, комплексу технологических и механических свойств [1], а также особенностям структурно-фазовых превращений, происходящих при охлаждении из однофазной β-области.

Рассматривая более узкий диапазон легирования титановых сплавов на основе β-фазы ([Mo]_экв=14,0–26,5%), в наибольшей степени соответствующий псевдо-β-сплавам согласно отечественной классификации, необходимо отметить, что и для них характерно протекание различных структурно-фазовых превращений (выделение промежуточных βʹ- и ω_ат-фаз, вторичной α-фазы).

В результате выделение в матричной β-структуре частиц вторичных или промежуточных фаз (например, βʹ-фазы) в процессе охлаждения сплава из β-области может заметно влиять на комплекс механических свойств сплава как после гомогенизации, так и при последующем старении.

Таким образом, на уровень механических свойств и однородность структурно-фазового состава полуфабрикатов могут оказывать влияние не только химическая однородность выплавляемых слитков, но и особенности технологии термической обработки деформированных полуфабрикатов и деталей [2].

Известно, что химическая и структурная однородность тесно взаимосвязаны с технологическими параметрами деформационной и термической обработок и оказывают существенное влияние на комплекс механических и эксплуатационных свойств титановых сплавов, в связи с чем проведение исследований в данной области остается актуальной задачей [3, 4].

Работа выполнена в рамках реализации комплексной научной проблемы 9.2. «Материалы на основе титана с регламентированной β-структурой» («Стратегические направления развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года») [5–7].

Материалы и методы

Исследования проведены на опытно-промышленной партии листов толщиной 2,3 мм из псевдо-β-титанового сплава ВТ47, изготовленной в условиях промышленного производства ПАО «Корпорация «ВСМПО-АВИСМА» [8, 9]. Состояние поставки – холодная прокатка с последующим отжигом.

Термическая обработка по экспериментальным режимам проведена в камерной печи сопротивления Nabertherm LH60/40 в воздушной среде с имитацией различных скоростей охлаждения, соответствующих вакуумным печам сопротивления типа Вега-8 и Вега-2М.

Образцы для металлографических исследований изготовлены по стандартной методике, для травления использован раствор на водной основе с добавлением плавиковой и азотной кислот (2,5 мл HF+5 мл HNO₃+92,5 мл H₂O).

Методом оптической микроскопии (ОМ) по ПИ1.2.785–2009 на металлографическом микроскопе Olympus GX51 с цифровым приемником изображения проведены исследования микроструктуры образца. Исследование тонкой структуры осуществлено методом растровой электронной микроскопии (РЭМ) по ГОСТ Р ИСО 22309–2015 на установке Zeiss EVO MA 10 (фирма Carl Zeiss).

Измерение твердости по Роквеллу (HRC) проведено по ГОСТ 9013–59 на двух образцах на каждый экспериментальный режим термической обработки в объеме 30 отпечатков на каждом образце.

Результаты и обсуждение

Как отмечено в первой части данной статьи, в сплавах типа Timet LCB – [Mo]_экв=19,7% (здесь и далее [Mo]_экв рассчитан по формуле, % (по массе): [Mo]_экв=1,0 Mo+0,67 V+0,44 W+0,28 Nb+0,22 Ta+2,9 Fe+1,6 Cr+1,25 Ni+1,7 Mn+1,7 Co) при охлаждении из однофазной β-области возможна не только фиксация метастабильной β-фазы, но и выделение атермической ω_ат-фазы. Более высокую в сравнении с другими псевдо-β-титановыми сплавами твердость сплава Timet LCB можно объяснить не только с позиции высокой степени стабилизации и легирования β-фазы, но и наличием в структуре сплава частиц атермической ω_ат-фазы [10]. Следует отметить, что, в отличие от изотермической фазы, наличие в структуре сплава Timet LCB атермической ω_ат-фазы подтверждается и обнаруживается не всеми исследователями, что, вероятно, связано с параметрами термической обработки.

Как следует из диаграммы фазовых превращений (рис. 1), образование ω_ат-фазы происходит при охлаждении ниже температуры начала превращения β→ω_ат, значение которой зависит от химического состава сплава и для сплава Timet LCB находится в диапазоне значений от 345 до 390 °С. Таким образом, путем переноса материала при закалке непосредственно в печь, нагретую до температуры изотермической обработки (ω_н≤T≤ω_солв), возможна фиксация однофазной β-структуры и реализация фазового превращения по схеме β→β+ω_изо→β+α, т. е. без образования ω_ат-фазы [10].

Рис. 1. Псевдобинарная схематическая фазовая диаграмма для сплавов, легированных
по аналогии со сплавом Timet LCB состава Ti–1,5Al+β-стабилизаторы (Mo, Fe) [10]:

ω_солв – кривая ω-солвус, ограничивающая область стабильности изотермической ω-фазы;
ω_н – кривая начала выделения атермической ω_ат-фазы, формирующейся по сдвиговому механизму; T_A и T_B – температуры, выбранные авторами работы [10] для описания протекающих структурно-фазовых превращений

Частицы ω_ат-фазы в основном достаточно однородно распределены в структуре псевдо-β-титановых сплавов и являются, как и βʹ-фаза, центрами зарождения частиц вторичной α-фазы.

Проведенными исследованиями псевдо-β-титанового сплава Timetal 21S ([Mo]_экв=15,8%) показано, что гомогенизация при температурах ˃Т_п.п (температура полиморфного превращения), но ниже температуры растворения силицидов приводит к фиксации метастабильной β-фазы, атермической ω_ат-фазы и силицидов (наличие которых в структуре сплава обусловлено химическим составом сплава – добавками кремния) при быстром охлаждении и дополнительного выделения частиц вторичной α-фазы при охлаждении со скоростью 5 °С/мин. При этом плотность выделения частиц вторичной α-фазы преимущественно зависит от полноты протекания процесса рекристаллизации в отдельно взятых зернах. Следует также отметить, что кинетика процесса рекристаллизации в процессе гомогенизации в значительной степени взаимосвязана не только с температурно-временны́ми параметрами термической обработки, но и с объемом предшествующей деформации.

Существенное влияние на характер формирования зародышей новой фазы и на их последующий рост оказывают дефекты кристаллического строения (точечные – вакансии; линейные – дислокации и их скопления), которые за счет искажения кристаллической решетки и создания полей упругих напряжений способствуют образованию в прилежащих микрообъемах химических микронеоднородностей.

Наибольшее значение в зарождении частиц новой фазы при распаде метастабильной β-фазы имеют скопления дислокаций высокой плотности, сформированные в результате пластической деформации. На них возможно образование термодинамически стабильных сегрегаций атомов компонентов, состав и размеры которых достаточны для образования зародыша α-фазы [11]. В закаленном состоянии количество дефектов кристаллического строения существенно меньше, но заметное влияние на их плотность и процессы зарождения на них частиц новой фазы может оказывать также скорость охлаждения.

Как отмечено ранее, в нерекристаллизованных зернах развитая субструктура приводит к увеличению мест предпочтительного зарождения частиц вторичной α-фазы и существенному ускорению кинетики их выделения [12]. Для таких зерен характерна повышенная плотность дефектов кристаллического строения, что проявляется при последующем старении появлением отдельных зерен или групп зерен с аномально большим количеством выделений вторичной α-фазы (рис. 2) [13].

Рис. 2. Микроструктура сплава Timetal 21S после гомогенизации при 900 °С в течение 6 ч
и последующего охлаждения со скоростью 5 °С/мин [12]:

а – неоднородная рекристаллизация (деформированный полуфабрикат); б – однородная
рекристаллизация (лист)

Как известно, в рекристаллизованных и полигонизованных структурах процессы распада метастабильных фаз проходят с существенными отличиями, в особенности при температурах изотермической выдержки, для которых в большей степени характерен гетерогенный механизм зарождения частиц вторичной α-фазы. Большое число субграниц, что характерно для структуры титановых сплавов после возврата и полигонизации, уже на ранних стадиях изотермической выдержки являются предпочтительными местами зарождения частиц вторичной α-фазы и способствуют образованию более однородной и гомогенной по своей морфологии структуре. При этом частицы α-фазы, образовавшиеся на малоугловых субграницах, могут иметь разнонаправленный характер и не лимитированы ориентационным соотношением вектора Бюргерса дислокационных скоплений, образованных холодной прокаткой [14].

Известно, что образование структурных дефектов в виде зон, свободных от выделений (ЗСВ), в той или иной степени характерно для многих псевдо-β-титановых сплавов и оказывает негативное влияние на комплекс механических и эксплуатационных свойств (пластичность, характеристики сопротивления усталости) [15, 16]. Склонность сплавов с однофазной β-структурой к образованию ЗСВ при упрочняющей термической обработке во многом зависит от технологических параметров старения – температуры и времени выдержки [17]. Формирование ЗСВ обусловлено преимущественно гетерогенным механизмом выделения частиц вторичной α-фазы в условиях замедленного протекания структурно-фазовых превращений в высоколегированных сплавах с рекристаллизованной крупнозернистой β-структурой и малой плотностью дефектов кристаллического строения.

С учетом вышеприведенных особенностей формирования ЗСВ можно ожидать, что достаточно медленное охлаждение с температуры гомогенизации, в процессе которого возможно расслоение β-фазы с выделением βʹ-фазы, позволит хотя бы частично снизить склонность сплава к образованию ЗСВ и их относительную долю в структуре сплава.

Проведенный анализ особенностей химического состава, структурно-фазовых превращений и технологии термомеханической обработки показал, что на структуру и свойства метастабильных псевдо-β-титановых сплавов при охлаждении с температуры гомогенизации может оказывать влияние достаточно большое количество факторов.

Несмотря на то, что свойством «самозакаливаемости» обладает большинство титановых сплавов данного класса и в закаленном состоянии структура сплава представлена преимущественно β-фазой, последующие процессы старения могут протекать с существенными отличиями как по кинетике структурно-фазовых превращений, так и морфологии выделяющихся структурных составляющих, а также топологии их распределения по объему материала.

Как отмечено в работах по исследованию сплава ВТ47, охлаждение садки с температуры закалки (˃Т_п.п) со скоростью не менее v^{740–400 °C}=8–10 °С/мин позволяет зафиксировать однофазную β-структуру со средним размером зерна ~40 мкм без следов выделения частиц α-фазы [18]. Для данного сплава характерно наличие в структуре незначительного количества частиц оксида иттрия. Однако исследования расслоения метастабильной β-фазы, полноты протекания рекристаллизации и степени влияния скорости охлаждения на свойства сплава ВТ47 после старения до настоящего времени не проводились.

Таким образом, c практической точки зрения исследования, направленные на установление степени влияния скорости охлаждения на свойства и структуру нового псевдо-β-титанового сплава ВТ47 в термически упрочненном состоянии, являются несомненно важными.

В данной статье приведены результаты первичных исследований сплава ВТ47, цель которых – установление влияния скоростей охлаждения, соответствующих диапазону скорости от охлаждения в воде до охлаждения в вакуумной печи, на особенности зарождения частиц вторичной α-фазы, структурно-фазовый состав и твердость при последующем старении.

В вакуумных печах среднего размера (объем рабочего пространства от 50 до 500 л) могут обрабатывать штампованные из листов заготовки и детали небольшого размера в условиях конструкторских бюро и предприятий авиастроительного комплекса. При условии ускоренного охлаждения садки в среде очищенного аргона близкие значения скорости охлаждения могут быть получены и на более крупном технологическом оборудовании с увеличенной массой садки.

В данной работе термическая обработка образцов из сплава ВТ47 проведена по следующим экспериментальным режимам:

1 – закалка при 740 °С, выдержка 40 мин, охлаждение до комнатной температуры с различными скоростями – в воде (v≈7000 °С/мин), на воздухе (v≈600 °С/мин), имитация охлаждения в вакуумных печах Вега-2М (v^{740–400 °C}=17,0 °С/мин) и Вега-8 (v^{740–400 °C}=3,8 °С/мин);

2 – проведены изотермические выдержки (старение) при температуре 560 °С в течение 0,5; 2; 8 и 16 ч после каждого из режимов закалки.

Загрузку образцов осуществляли в разогретую до температуры выдержки печь.

Результаты исследования твердости образцов из сплава ВТ47 представлены на рис. 3. Анализ данных показывает, что характер изменения значений твердости от длительности изотермической выдержки не имеет выраженной зависимости от скорости охлаждения при закалке. Небольшие отличия наблюдаются для наиболее низкой скорости охлаждения (v^{740–400 °C}=3,8 °С/мин) в вакуумной печи Вега-8 и проявляются во всем интервале длительности выдержек и составляют ~1 ед., что незначительно превышает погрешность измерения с учетом округления и влияния различных факторов на результат измерений.

Рис. 3. Средние значения твердости по Роквеллу (HRC) сплава ВТ47 после закалки
с различной скоростью охлаждения и последующей изотермической выдержки при 560 °С
в течение 0,5–16 ч

Металлографические исследования, проведенные методами качественной оптической и растровой электронной микроскопии, также не выявили существенных отличий в типе структуры сплава в зависимости от скорости охлаждения после изотермических выдержек (рис. 4).

Рис. 4. Микроструктура (а, б – ×1000; в, г – ×5000) сплава ВТ47 после закалки с различной скоростью охлаждения (v) и последующей изотермической выдержки при 560 °С в течение 16 ч при охлаждении в воде (а – ОМ; в – РЭМ) и с v^{740–400 °C}=3,8 °С/мин (б – ОМ; г – РЭМ)

В структуре экспериментальных образцов при небольшой длительности изотермической выдержки отмечено наличие отдельных зерен или групп зерен с аномально большим количеством выделений вторичной α-фазы (рис. 5).

Рис. 5. Микроструктура (а – ×1000; б – ×5000) сплава ВТ47 после закалки и последующей изотермической выдержки при 560 °С в течение 2 ч (РЭМ) при охлаждении на воздухе (а)
и в воде (б)

После 2 ч изотермической выдержки для полностью рекристаллизованных зерен характерно незначительное количество выделений вторичной α-фазы пластинчатой морфологии в виде «оторочки» по границам исходных β-зерен; выделений пластинчатой морфологии, располагающихся в приграничных объемах и преимущественно направленных перпендикулярно к границам, а также внутризеренных частиц так называемой «звездообразной» морфологии (widmanstättenstarmorphology) [19, 20]. В то время как для зерен, не прошедших полностью процесс рекристаллизации, характерно большое количество внутризеренных выделений вторичной α-фазы.

На промежуточных этапах изотермической выдержки (при 0,5 ч) выявлена некоторая зависимость от скорости охлаждения количества «аномальных» зерен и объемной доли выделений частиц вторичной α-фазы внутри них (рис. 6).

Рис. 6. Микроструктура (ОМ, ×500) сплава ВТ47 после закалки с различной скоростью охлаждения (v) и последующей изотермической выдержки при 560 °С в течение 0,5 ч при охлаждении на воздухе (а) и с v^{740–400 °C}=3,8 °С/мин (б)

Вероятно, снижение скорости охлаждения за счет более полного развития процесса распада метастабильной β-фазы на фазы β и βʹ позволяет на начальных этапах дополнительно стимулировать и ускорять протекание структурно-фазовых превращений в не полностью рекристаллизованных зернах. При дальнейшем увеличении длительности изотермической выдержки скорость охлаждения уже не оказывает существенного влияния на объем вторичных выделений α-фазы в «аномальных» зернах.

Тем не менее для обеспечения повышенной структурной однородности, требуемого уровня механических и эксплуатационных свойств при сохранении технологичности и пластичности необходимо усовершенствование режима гомогенизации, обеспечивающего протекание полной рекристаллизации при сохранении небольшого размера первичного β-зерна.

В результате проведенного анализа данных научно-технических источников и практических исследований нового псевдо-β-титанового сплава ВТ47 следует, что для успешного внедрения нового материала чрезвычайно важными являются научные работы, направленные на углубленный анализ и исследования в области режимов термической обработки, характерных для условий реального производства. Наиболее полное понимание аспектов структурно-фазовых превращений и особенностей их влияния на комплекс технологических, механических и эксплуатационных свойств позволит с высокой точностью и воспроизводимостью управлять свойствами конструкционных материалов.

Заключения

Металлографические исследования показали, что гомогенизация образцов из сплава ВТ47 с последующим охлаждением с различной скоростью и изотермической выдержкой приводит к образованию большого объема частиц α-фазы пластинчатой морфологии, располагающихся как внутри β-зерен, так и вблизи их границ.

По результатам проведенных исследований показано, что сплав ВТ47 является структурно нечувствительным при охлаждении с температуры гомогенизации со скоростью более v^{740–400 °C}=3,8 °С/мин.

Установлено, что охлаждение сплава ВТ47 после гомогенизации в низкотемпературной β-области в интервале скоростей от «в воду» до v^{740–400 °C}=3,8 °С/мин практически не оказывает влияния на значения и характер изменения твердости при последующих изотермических выдержках (старении) при температуре 560 °С в течение 0,5–16 ч.

На начальных этапах изотермической выдержки для структуры сплава характерно наличие отдельных зерен или групп зерен с аномально большим количеством выделений вторичной α-фазы.