Введение

В настоящее время в отечественной промышленности и за рубежом для деталей двигателей широко применяются жаропрочные титановые сплавы ВТ25У и ВТ18У (РФ), IMI834 (Англия), Ti1100 (США) с температурой эксплуатации до 550–600°С. Однако несмотря на развитие технологий деформационной обработки [1] и разработку новых режимов термической обработки полуфабрикатов [1, 2], использование этих титановых сплавов при высоких температурах ограничено вследствие снижения их жаропрочных свойств (кратковременной прочности, длительной прочности и сопротивления ползучести), повышенного окисления и возможного возникновения «титанового пожара» [3].

Разработка, апробация и организация высокотехнологичного промышленного производства новых материалов с высокими удельными свойствами являются актуальными задачами современного авиационного двигателестроения, которые продиктованы необходимостью реализации крупномасштабных государственных проектов по созданию перспективных образцов авиационной техники. Сформулированные задачи могут быть успешно решены в рамках разработанных в ВИАМ «Стратегических направлений развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года» [4], где особая роль отводится жаропрочным титановым сплавам, в том числе на основе интерметаллидов [4–10].

Среди жаропрочных интерметаллидных титановых сплавов [10, 11] наибольший интерес с точки зрения разработки, освоения и практического применения представляют сплавы на основе соединения Ti₂AlNb (орторомбическая фаза). Основными преимуществами таких сплавов являются хорошие технологические свойства, позволяющие изготавливать из них деформированные полуфабрикаты сложной формы, и высокие эксплуатационные характеристики.

Однако для практического применения жаропрочных интерметаллидных титановых сплавов в изделиях авиакосмической техники необходимо решить ряд вопросов. Условно их можно разделить на две группы:

– технологические – отработка технологии выплавки слитков, изготовления полуфабрикатов [12, 13] и режимов термической обработки [14], обеспечивающих повышение механических свойств;

– материаловедческие – изучение влияния химического состава на структурно-фазовый состав, механические и технологические свойства [15–19].

Для решения вышеуказанных вопросов и повышения уровня механических характеристик титановых сплавов (в особенности, жаропрочности) путем увеличения содержания алюминия, проведена отработка технологических параметров деформации опытного интерметаллидного титанового орто-сплава, содержащего 13% (по массе) алюминия, и исследовано влияние концентрации алюминия на его фазовый состав.

Материалы и методы

Исследования проведены на слитках опытного интерметаллидного орто-сплава на основе соединения Ti₂AlNb (орторомбическая фаза) [20] состава, % (по массе)*: Ti–13Al–40Nb–5(Zr+V+Mo+W)–0,5(Si+C). Технологические особенности получения слитков подробно описаны в работах [12, 13]. Деформацию по схеме изотермической осадки цилиндрических образцов (Ø15 мм, h=20 мм), вырезанных из слитка, проводили по ГОСТ 8817 на гидростатическом одноколонном прессе с усилием 25 тс при температурах 800, 850, 950, 1000, 1050, 1100, 1140 и 1180°С. Заданная степень деформации составляла 3, 50 и 75%, скорость деформации – не более 10 мм/мин.

Микроструктурные исследования проводили на оптическом металлографическом микроскопе Olympus GX51; фотографии микроструктуры обрабатывали с помощью специализированного программного обеспечения SIAMS 700.

Результаты

Для изготовления деформированных полуфабрикатов из опытного интерметаллидного титанового сплава (орто-сплава) с содержанием алюминия 13% (по массе) необходимо определение параметров деформационной обработки. Для этого из центральной зоны выплавленных слитков были изготовлены цилиндрические образцы размером Ø15×20 мм, которые подвергались осадке на прессе с усилием 25 тс с заданной степенью деформации 50 и 75% в интервале температур от 800 до 1180°С.

* Композиция сплава в пересчете на % (атомн.): Ti–25Al–23Nb–3,5(Zr+V+Mo+W)–1,2(Si+C).

Осадку образцов производили в нагретых контейнерах, изготовленных из нержавеющей стали, масса которых значительно превышала массу образцов, поэтому условия осадки можно считать близкими к изотермическим. Продолжительность выдержки при заданной температуре составляла 10 мин, после чего осуществлялась закалка в воде.

Результаты эксперимента по определению допустимых степеней деформации при термомеханической обработке опытного орто-сплава с 13% (по массе) Al приведены в табл. 1 (см. также [19]).

Таблица 1

Результаты технологических проб по определению допустимых степеней деформации

образцов из опытного орто-сплава с 13% (по массе) Al при изотермической осадке

* Выдержка для каждой температуры составляла 10 мин.

По результатам определения допустимой степени деформации образцов установлено, что температура горячей обработки давлением опытного орто-сплава с 13% (по массе) Al, при которой не происходит упрочнения (наклепа), составляет 1000°С, а степень деформации: 75% (рис. 1, а). Снижение температуры деформации приводит к упрочнению материала, и допустимая степень деформации составляет 70% при минимальной температуре 900°С (рис. 1, б). При температуре 850°С осадка на прессе сильно затруднена, и максимальная степень деформации образцов не превышает 68%, при этом на осаженных образцах выявлены поверхностные дефекты в виде трещин (рис. 1, в, г). При понижении температуры до 800°С удельного усилия 1373 МПа (~140 кгс/мм²), развиваемого прессом, оказалось недостаточно, степень деформации не превысила 2–3% (рис. 1, д).

В связи с неудовлетворительными результатами испытаний при температуре 850°С проведены дополнительные исследования влияния продолжительности выдержки и используемой схемы деформации на технологическую пластичность опытного орто-сплава (табл. 2). Установлено, что увеличение продолжительности выдержки в 2 раза (с 10 до 20 мин) и проведение многостадийной осадки с промежуточными подогревами приводят к снижению фактической степени осадки с 68 до 43–59%. Кроме того, на всех образцах, нагретых до температуры 850°С, после осадки также выявлены трещины (рис. 2).

Рис. 1. Внешний вид образцов из опытного орто-сплава с 13% (по массе) Al после изотермической осадки по следующим режимам:

а – при 1000°C, 10 мин, e=75%; б – при 900°C, 10 мин, e=71%; в – при 850°C, 10 мин, e=50%; г –при 850°C, 10 мин, e=68%; д – при 800°C, 10 мин, e=2%

Рис. 2. Внешний вид второй группы образцов из опытного орто-сплава с 13% (по массе) Al после изотермической осадки по следующим режимам:

а – при 850°C, 20 мин, e=43%; б – при 850°C, 20 мин, e=47%+850°C, 10 мин, e=17%; в – при 850°C, 10 мин, e=35%+850°C, 3 мин, e=27%+850°C, 15 мин, e=13,5%

Таблица 2

Результаты влияния продолжительности выдержки и технологической схемы

деформации (многостадийной осадки) на допустимую степень деформации образцов

из опытного орто-сплава с 13% (по массе) Al

В результате проведенного исследования показано, что опытный орто-сплав с повышенным содержанием алюминия (до 13% (по массе)) обладает хорошей технологической пластичностью при сжатии (70%) вплоть до температуры 900°C. Однако с учетом масштабного фактора образцов и слитков, в том числе наличия высокого уровня внутренних напряжений, которые могут привести к появлению трещин, допустимая степень деформации при изготовлении полуфабрикатов должна быть ниже 70%. В связи с этим исследование структуры и фазового состава проводили на образцах, осаженных со степенью деформации 50% (рис. 3).

В микроструктуре всех образцов четко выражены две зоны – интенсивной и затрудненной деформации, формирование которых обусловлено наличием сил трения в зоне контакта поверхностей образцов и стального контейнера, а также охлаждением торцов образцов при контакте с бойками. Для устранения структурной неоднородности в процессе изготовления полуфабрикатов необходимо применение защитных покрытий, обеспечивающих снижение силы трения, и подогрев штампов.

Структура осаженного при температуре 800°С образца, в связи с практически полным отсутствием деформации (3%), однородна по всему сечению (рис. 3, д).

Определение фазового состава опытного титанового орто-сплава с 13% (по массе) Al проводили на образцах после осадки при 800–1180°С со степенью деформации 50%, которые затем подвергали закалке в воде от соответствующих температур деформации. Дополнительно были исследованы образцы, осаженные со степенью деформации 77 (при 1050°C) и 3% (при 800°C), а также закаленные с температур 1220 и 770°C. Результаты качественного фазового рентгеноструктурного анализа образцов, подвергнутых изотермической осадке по различным режимам, приведены в табл. 3. Участки соответствующих дифрактограмм с качественной расшифровкой показаны на рис. 4 и 5.

Таблица 3

Результаты рентгеноструктурного анализа образцов из опытного орто-сплава

с 13% (по массе) Al после изотермической осадки

* В работе приняты следующие условные обозначения: β_A2 – неупорядоченная β-фаза (тип решетки A2 – кубическая объемноцентрированная), β_B2 – обогащенная ниобием β-фаза, упорядоченная по типу B2; β_(А2+В2) – β-фаза, в которой помимо β_А2-фазы присутствуют отдельные кластеры упорядоченной β_В2-фазы.

Рис. 3. Микроструктура образцов из опытного орто-сплава с 13% (по массе) Al после изотермической осадки по следующим режимам:

а –T=1100°C, e=55%; б –T=1000°C, e=53%; в – T=950°C, e=50%; г – T=850°C, e=50%; д – T=800°C, e=3%

Рис. 4. Участки дифрактограмм образцов из опытного орто-сплава с 13% (по массе) Al после осадки со степенью деформации 77% при температуре 1050°С (а), со степенью деформации 50% при температурах 1000 (б) и 950°С (в)

Рис. 5. Участки дифрактограмм образцов из опытного орто-сплава с 13% (по массе) Al после осадки со степенью деформации 50% при температурах 900 (а) и 850°С (б), со степенью деформации 3% при температуре 800°С (в)

По результатам проведенных исследований установлено, что:

– переход из двухфазной (О+β_A2)-области в трехфазную (О+b_А2+α₂)-область осуществляется при температуре ~780°C;

– переход трехфазной (О+β_(А2+В2)+α₂)-области в однофазную область существования высокотемпературной β_(А2+В2)-фазы происходит в интервале температур 950–1000°C и, согласно данным из научно-технической литературы [21, 22], осуществляется через двухфазную (β_(А2+В2)+α₂)-область при температурах ~965 и 985°C соответственно;

– температурная область существования упорядоченной β_В2-фазы, в которой атомы Ti и Nb занимают узлы примитивных кубических подрешеток, образуя сверхструктуру типа B2, составляет 920–1210°C, что подтверждается наличием сверхструктурных рефлексов на соответствующих дифрактограммах (см. рис. 4 и 5).

Полученные результаты качественного фазового анализа наглядно представлены на политермическом разрезе Ti–25Al–Nb, % (атомн.) или Ti–13Al–Nb, % (по массе), на который нанесены уточненные температурные границы существования фазовых областей (сплошные) и упорядочения (пунктирные) для исследуемого опытного орто-сплава с 13% (по массе) Al (рис. 6). Учитывая наличие в сплаве помимо Nb дополнительных β-стабилизаторов, таких как Mo и V, для нанесения значений и построения политермического разреза использовали расчетную формулу. Фигуративная линия опытного орто-сплава на политермическом разрезе соответствует 12,78%[Mo]_экв.

% (по массе).

Рис. 6. Политермический разрез Ti–25Al–Nb, % (атомн.) или Ti–13Al–Nb, % (по массе) с уточненными температурными границами фазовых областей и упорядочением для опытного орто-сплава с 13% (по массе) Al (отмечены красными линиями)

Рис. 7. Изменение фактической (максимальной) степени деформации образцов из опытного орто-сплава с 13% (по массе) Al в зависимости от температуры испытания и фазового состава

Результаты технологических испытаний на изотермическую осадку образцов из опытного титанового орто-сплава с 13% (по массе) Al и рентгеноструктурного фазового анализа обобщены в виде графической зависимости фактической (максимальной) степени деформации образцов от температуры испытаний и фазового состава (рис. 7). Видно, что снижение технологической пластичности при повышении усилий прессования опытного орто-сплава с 13% (по массе) Al при температурах ниже 1000°С вызвано переходом из однофазной β_(А2+В2)-области в двухфазную (β_(А2+В2)+α₂)- и трехфазную (О+β_(А2+В2)+α₂)-область. При этом понижение температуры и увеличение продолжительности выдержки, в том числе при увеличении количества последовательных деформационных переделов с дополнительными подогревами, приводят к более полному распаду пластичной β-фазы с образованием из нее упорядоченных α₂- и О-фаз, которые затрудняют процесс деформации сплава.

Таким образом, для изготовления деформированных полуфабрикатов из опытного орто-сплава с 13% (по массе) Al минимальная температура начала деформации слитков и первых этапов деформации должна соответствовать однофазной β-области и проводиться при температуре выше 1000°С, степень деформации не должна превышать 50% за один технологический переход, что обеспечит отсутствие поверхностных дефектов, а для устранения структурной неоднородности необходимы применение защитных покрытий, обеспечивающих снижение силы трения, и подогрев штампов.

Обсуждение и заключения

Установлено, что температура горячей обработки давлением образцов из опытного титанового орто-сплава с 13% (по массе) Al, при которой не происходит упрочнения (наклепа), составляет 1000°С, а степень деформации 75%.

Определены фазовый состав и температуры фазовых областей (О+β_А2)→(О+β_(А2+В2)+α₂)→(β_(А2+В2)+α₂)→β_(А2+В2) опытного орто-сплава, а также температурная область существования упорядоченной β_В2-фазы, которая составляет 920–1210°C.

Показано, что снижение технологической пластичности (степени деформации) при понижении температуры деформации ниже 1000°С и увеличении продолжительности выдержки вызвано распадом пластичной β-фазы с образованием из нее интерметаллидных α₂- и О-фаз.

Для изготовления деформированных полуфабрикатов минимальная температура начала деформации должна соответствовать однофазной β-области, деформация проводиться при температуре выше 1000°С, а ее степень не должна превышать 50% за один технологический переход, что обеспечит отсутствие поверхностных дефектов.

Для устранения структурной неоднородности в процессе изготовления полуфабрикатов необходимы применение защитных покрытий, обеспечивающих снижение силы трения, и подогрев штампов.

Работа выполнена при финансовой поддержке Министерства образования и науки Российской Федерации в рамках государственной поддержки кооперации российских высших учебных заведений, государственных научных учреждений и организаций, реализующих комплексные проекты по созданию высокотехнологичного производства, утвержденных постановлением Правительства Российской Федерации от 9 апреля 2010 г. №218∙ ГК №02.G25.31.0104.