СТРУКТУРА, ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ДИФФУЗИЯ
УДК 669.295'71'293'282'92:539.32
ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРОВАНИЯ НА ВЫДЕЛЕНИЕ ИНТЕРМЕТАЛЛИДНЫХ ФАЗ В ЖАРОПРОЧНЫХ ТИТАНОВЫХ СПЛАВАХ
© 2015 г. А. А. Попов*, М. О. Ледер**, М. А. Попова*, Н. Г. Россина*, И. В. Нарыгина*
*Уральский федеральный университет им. первого Президента России Б.Н. Ельцина, 620002 Екатеринбург, ул. Мира,19 **Корпорация "ВСМПО-АВИСМА", 624760 Свердловская область, Верхняя Салда, ул. Парковая, 1 e-mail: a.a.popov@urfu.ru, m.a.popova@urfu.ru Поступила в редакцию 27.05.2014 г.
Исследовано влияние варьирования легирующих элементов в пределах марки сплава на процессы выделения третьих фаз. Рассмотрены типы выделяющихся силицидных частиц, а также их влияние на выделение а2-фазы. Показано, что при старении происходит выделение силицидных частиц типа (Ti,Zr)5Si3 (Si), которые в процессе выдержки обогащаются атомами циркония и трансформируются в силициды (Ti,Zr)6Si3 (S2) и (Zr,Ti)2Si (S3).
Ключевые слова: жаропрочные титановые сплавы, интерметаллиды, легирование, старение. DOI: 10.7868/S0015323015030109
ВВЕДЕНИЕ
Известно [1, 2], что для получения хороших служебных свойств псевдо а-сплавы титана после термодеформационной обработки в в-области, желательно подвергать двухступенчатой обработке. На первой ступени сплавы рекомендуется нагревать в двухфазную область до температуры на 120...80°С ниже температуры полиморфного превращения (Тпп), а на второй — подвергать старению. При этом одну из главных ролей в формировании конечного комплекса механических свойств полуфабрикатов играют морфология основных фаз сплава — а и в, формируемых на первой ступени обработки, соотношение их объемных долей и химическая однородность твердых растворов. Кроме того, в сплавах данного класса возможно выделение алюминидов, а также силицидов различных типов [3, 4]. От количества и распределения последних свойства материалов могут существенно
изменяться. В связи с этим в работе исследовали влияние легирования на выделение интерметал-лидных фаз при различных режимах термической обработки.
МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ
Материалом исследования служили опытные сплавы системы Ti—Al—Sn—Zr—Nb—Mo—Si, с исходной пластинчатой структурой. Химический состав исследуемых сплавов представлен в табл. 1.
Исследования выполняли методами оптической, просвечивающей и сканирующей электронной микроскопии, микрорентгеноспектрального анализа, рентгеновской дифрактометрии и дифференциально-сканирующей калориметрии (ДСК). Микродюрометрические измерения проводили с помощью прибора MHTXCSM INSTRUMENTS по методике Оливера и Фарра. При этом использовали
Таблица 1. Химический состав сплавов
Содержание элементов, мас. %
Условный номер сплава Легирующие элементы Т °С * пп> [ Al] эткрв Кв
Ti Al Zr Sn Nb Mo Si
Сплав 1 Основа 6.62 4.02 2.84 1.19 0.67 0.19 1016 9.4 0.15
Сплав 2 6.87 4.81 3.25 1.19 0.86 0.28 1062 9.9 0.18
следующие условия съемки: индентор — алмазная пирамидка, скорость нагружения 18 Н/мин, максимальная нагрузка 9 Н, время выдержки 15 с, скорость снятия нагрузки 18 Н/мин.
На основании значений Тпп (Ас3), определенной методом ДСК, выбраны следующие параметры первой ступени обработки: температуры нагрева составили 900, 940°С (в двухфазной области) и 1100°С (в однофазной Р-области), время изотермической выдержки 1 ч с последующим охлаждением на воздухе. Старение сплавов проводили при температурах 500—750°С с шагом 50°С и выдержками 10 и 25 ч.
РЕЗУЛЬТАТЫ ЭКСПЕРИМЕНТА И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Установлено, что в результате обработки при 900°С происходит формирование структуры корзиночного плетения: внутренний объем Р-зерен разделен а-пластинами. В каждой колонии а-пласти-ны имеют одинаковое пространственное расположение и разделены тонкими прослойками Р-фазы (рис. 1а). Повышение температуры нагрева сплава до 940°С способствует протеканию процесса глобуляризации а-фазы (рис. 1б). По сечению полуфабриката отмечается увеличение толщины пластин в а-колониях, при этом в отдельных его областях встречаются и близкие к глобулярным частицы а-фазы. После обработки сплава в Р-области (при 1100°С) происходит формирование тонкопластинчатой структуры (рис. 1в).
В результате электронно-микроскопического исследования сплавов в структуре было обнаружено присутствие дислокационных сеток, свидетельствующих о протекании в сплаве процессов полигонизации (рис. 2а, 2б). В отдельных областях на межфазных а/Р-границах обнаружены глобулярные частицы размером ~0.3 мкм (рис. 2в), микродифракционный анализ которых (рис. 2г) позволил отнести их к силицидным частицам типа ^-(И^г)^^ в соответствии с литературными данными [5, 6]. Такие частицы пре-
имущественно наблюдали после обработки при 900°С. При температуре обработки 940°С их было крайне мало, а после нагрева на 1100°С их не обнаружили.
Характерной особенностью сплавов, термооб-работанных в Р-области, явилось формирование в их структуре большого количества дефектов упаковки (рис. 3). По нашему мнению последнее свидетельствует об уменьшении энергии дефектов упаковки (ЭДУ) сплава после растворения в Р-твердом растворе всех интерметаллидных (силицидов и алюминидов) фаз.
В соответствии с данными рентгеноструктур-ного анализа в ходе старения сплава, предварительно обработанного в двухфазной области, имеет место закономерное уменьшение периода решетки Р-фазы и возрастание отношения с/а а-фазы. Для примера на рис. 4 представлены данные об изменении периодов решетки для сплава 1 после отжига при 940°С и последующего старения.
В случае старения при 500°С появления частиц вторичной а-фазы, а также частиц интерметаллидных фаз в структуре обнаружено не было. Так как незначительное уменьшение периода решетки Р-фазы при этом происходит и, следовательно, Р-твердый раствор обогащается молибденом и ниобием, это позволяет считать, что распад Р-твердо-го раствора осуществляется не путем зарождения и роста новой фазы, а за счет роста объемной доли первичной а-фазы. При этом происходит ее обогащение алюминием, а, возможно, и цирконием и оловом, что сопровождается ростом с/а а-твер-дого раствора.
В соответствии с данными просвечивающей электронной микроскопии повышение температуры старения до 600°С сопровождается появлением на межфазных а/Р-границах раздела сили-цидных частиц зачастую эллипсоидальной, реже округлой формы с размерами до 0.3 мкм (рис. 5). Расшифровка микродифракционных картин позволяет отнести данные частицы к силицидам ^-(Т^г)^^ [5, 6]. На всех электронограммах после старения сплава 1 в течение 25 ч помимо
а-, в-, ¿1-системы рефлексов присутствуют слабые рефлексы от а2-фазы. Вследствие выделения в структуре сплава 1 частиц этих фаз период кристаллической решетки в-фазы уменьшается более значительно, а также увеличивается отношение с/а для а-фазы (см. рис. 4).
Более высокие температуры старения 700— 750°С сплава 1, подвергнутого предварительному нагреву в (а + в)-области, все больше активизируют процессы выделения третьих фаз. Так, в структуре сплава происходит выделение дисперсных а2-частиц, объемная доля которых значительно возрастает как с увеличением температуры, так и времени выдержки. Вместе с этим растет и их средний размер (рис. 6а). Кроме того, продолжается выделение и рост силицидных частиц (рис. 6б), размер которых достигает 0.3 мкм. Расшифровка электронограмм показывает, что при данной термической обработке формируются силициды ^-(Т^г)^^, которые имеют гексагональную решетку с параметрами а = 0.700 нм, с = 0.360 нм (пространственная группа Р6/тшш). По нашему мнению, с увеличением температуры старения и времени выдержки происходит обогащение атомами циркония силицида ^-(Т^г)^^ и его трансформация в Б2.
Выявленное при рентгеноструктурных исследованиях более интенсивное понижение периода кристаллической решетки в-фазы (рис. 7а), а так-
же сохраняющаяся тенденция к увеличению отношения с/а параметров решетки а-фазы (рис. 7б) свидетельствует о более интенсивном распаде в-твердого раствора и проявлении все большего эффекта дисперсионного твердения при высокотемпературной обработке по сравнению с обработками сплава 1 с температур двухфазной области.
При исследовании сплава 2 с большим содержанием кремния (0.28%) и циркония (4.81%), состаренного при 750°С, нами было обнаружено, что в этом сплаве происходит трансформация частиц
Рис. 3. Светлопольное изображение микроструктуры сплава 1 после обработки при 1100°С.
5 10 15 10 Время старения, ч
-■- 500°С
25
10 15 20 Время старения, ч
25
600°С
700°С
750°С
Рис. 4. Период кристаллической решетки Р-фазы (а) и отношение с/а параметров кристаллической решетки а-фазы (б) сплава 1 после обработки при 940°С в течение 1 ч и последующего старения при различных температурах.
Рис. 5. Темнопольное изображение выделений силицидов на межфазных а/Р-границах и электронограмма.
Рис. 6. Темнопольные изображения выделений а2-фазы (а), и выделений силицида ¿2 в рефлексе (201) (б), в — электронограмма, соответствующая рис. "б".
(а)
5 10 15 10 Время старения, ч
25
.6000 .5990 .5980 .5970 .5960 .5950
0 5 10 15 20 Время старения, ч
25
500°С
600°С
700°С
750°С
Рис. 7. Изменение периодов кристаллических решеток фаз сплава 1 после высокотемпературной обработки при 1100°С с охлаждением на воздухе и последующего старения при различных температурах:
а — период кристаллической решетки Р-фазы; б — отношение с/а параметров кристаллической решетки а-фазы.
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33 34 35 36
Угол поворота счетчика, 29
Рис. 8. Участки дифрактограмм сплавов, подвергнутых высокотемпературной обработке в Р-области с охлаждением на воздухе и последующему старению при 750°С в течение 25 ч: а — сплав 1; б — сплав 2.
как в силициды Б2, так и в силициды ^-(И^г^Б! с тетрагональной решеткой с параметрами а = = 0.65 нм, с = 0.52 нм. На дифрактограммах в области малых углов четко фиксируются отражения, характерные для этих типов частиц (рис. 8). Эти результаты находятся в хорошем соответствии с данными работы [7], где также наблюдали образование силицидов с тетрагональной решеткой.
Микрорентгеноспектральный анализ тонких фоль
Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.