/
Текст
1. ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ
1.1. Принципы легирования жаропрочных сплавов титана
Главной проблемой, создания жаропрочного материала является
требование сохранения высоких прочностных свойств с
повышением температуры при удовлетворительной пластичности в
широком интервале температур [10]. Достижение этих требований
возможно только при создании термически стабильных структур. В
качестве жаропрочных принято использовать малолегированные по
Р-стабилизаторам двухфазные (сс+Р)-сплавы и псевдо ос-сплавы.
Термическая стабильность двухфазной структуры определяется
значениями коэффициентов диффузии легирующих элементов,
энергией межфазных границ раздела и шириной области
гомогенности твердого раствора, на базе которого создан сплав
[16]. Чем меньше все эти параметры, тем больше термическая
стабильность сплава и тем самым выше характеристики
жаропрочности. Кроме того, необходимо учитывать эффекты
дисперсионного упрочнения и размер зерна высокотемпературной
матрицы. Рассмотрим возможности управления этими параметрами
применительно к жаропрочным сплавам на основе титана.
Титан имеет относительно высокую температуру плавления
(1668°С), и с общих позиций можно было бы предполагать его
относительно высокую жаропрочность. Многие авторы [17,18]
влияние легирования на жаропрочные свойства объясняют, исходя
из прочности химической связи: чем сильнее эти элементы
повышают силы связи, тем больше жаропрочность сплава. О силах
связи косвенно судят по характеристической температуре и
величине среднеквадратичных отклонений атомов от положения
равновесия в решетке. Однако, его характеристики жаропрочности
невысоки по сравнению со сплавами на никелевой основе или даже
легированными сталями с ферритной или аустенитной матрицей.
Такое противоречие связано с наличие у титана полиморфного
превращения при относительно низкой температуре - 882°С,
благодаря которому силы связи, определяющие диффузионную
подвижность, малы.
Исследования жаропрочных сплавов, которые интенсивно
проводились в нашей стране и за рубежом в 60-80 годы нашего
столетия [19-23], позволили показать, что необходимым условием
для создания высокого сопротивления ползучести при повышенных
температурах является использование в качестве основы сс-фазы, в
достаточной степени упрочненной легированием твердого
раствора. Наиболее перспективным считается введение в а-
твердый раствор элементов, которые расширяют область его
существования и повышают температуру полиморфного
превращения. К таким элементам в первую очередь относятся
алюминий, который существенно увеличивает силы связи в сс-
твердом растворе и способствует росту с/а а гексагональной
плотноупакованной решетки с 1,587 для нелегированного титана до
1,593 при 6 мас.% алюминия [10]. Увеличение с/а уменьшает
возможность призматического и пирамидального скольжения и тем
самым тормозит развитие процессов разупрочнения.
Кроме того, жаропрочность повышают добавки олова, циркония
[24] и галлия [25]. Влияние олова, циркония и алюминия на
жаропрочность показано на рис. 1.1.
Температурная зависимость прочности
бинарных титановых сплавов по сравнению с
прочностью титана технической чистоты
Температура,°C
—Ti —Ti+3,5%AI
Ti+7,2%AI —е—Ti+13,8%Sn
Ti+11 %Zr Ti+21 %Zr
Рис. 1.1
Видно, что повышение прочности при комнатной температуре
больше всего у сплава, легированного оловом. Кроме того, олово
увеличивает прокаливаемость сплавов, может входить в состав
интерметаллидных фаз и способствует повышению вязкости [26]. С
повышением температуры испытаний выше 400°С наиболее
высокая прочность наблюдается у сплавов с повышенным
содержанием алюминия, что обусловлено образованием
сверхструктурной фазы Ti?А1 (аг-фазы). Эта фаза вызывает
охрупчивание сплавов при низких температурах и поэтому
необходимо правильно назначать режимы обработки сплава,
которые обеспечивали бы либо ее отсутствие, либо
соответствующее распределение частиц, не оказывающее
катастрофического влияния на пластические характеристики.
Цирконий в сплавы вводят, главным образом, для повышения
жаропрочности твердого раствора, и хотя он не является
существенным упрочнителем матрицы, но увеличивает
прокаливаемость и модифицирует структуру [27]. Добавка
циркония в меньшей степени повышает жаропрочность, чем
соответствующая добавка алюминия.
Еще более перспективным является многокомпонентное
легирование. Так, например, жаропрочность тройных сплавов
титан-цирконий-олово существенно выше, чем двойных [28]. В
работах ВИАМ [29] было показана перспективность еще более
сложного легирования. Однако в большинстве случаев предельное
количество а-стабилизаторов все-таки стараются ограничить по
алюминиевому эквиваленту, предложенному Розенбергом [30] :
%Al+%Sn/3+%Zr/6+10%02 < 9 мас.%.
для предотвращения выделения частиц аг-фазы.
Предложенное уравнение не учитывает а-стабилизирующего
действия таких элементов, как азот, углерод и кремний.
Содержание азота и кислорода в промышленных сплавах титана
примерно одинаково, и это обстоятельство можно использовать
введя численный коэффициент в правой части уравнения. Обычно
вводят 10(O2+C+2N) вместо 10 О2 .
Кремний же является p-стабилизатором, но он достаточно
интенсивно растворяется и в ос-фазе. Кремний, как легирующий
элемент, вводят в жаропрочные сплавы титана для снижения
скорости ползучести за счет образования скоплений атомов
кремния на дислокациях [31]. Так как содержание кремния в
жаропрочных сплавах титана может меняться в значительных
пределах, то требуются детальные исследования по влиянию
кремния на формирование сверхструктуры 0,2 [32]. К сожалению
таких работ практически нет.
Возможности улучшения характеристик двигателей с
использованием однофазных ос-сплавов существенно ограничены.
В настоящее время только сплав ВТ5-1 (Ti5A12,5Sn) находит свое
применение в промышленности. Сопротивление ползучести и
прочность у этого сплава сохраняются примерно до 300°С [33]. В
этой связи внимание разработчиков привлекли сплавы, которые,
наряду с ос-стабилизатором алюминием и «нейтральными»
элементами оловом и цирконием, содержат некоторое количество
Р-стабилизаторов: молибдена, ниобия, кремния и др.
К моменту начала настоящей работы в литературе сложилось
общее мнение, что для создания высокого сопротивления
ползучести при высоких температурах необходимо, наряду с
легированной основой - ос-фазой, иметь некоторое количество
стабильного p-твердого раствора, в который введены атомы с
низкой диффузионной подвижностью. Как следствие этого, в
качестве жаропрочных преимущественно используют псевдо а- и
двухфазные (а+Р)-сплавы с относительно низким коэффициентом
P-стабилизации (менее 0,5).
Для создания низкой диффузионной подвижности атомов в
качестве легирующих элементов для титановых сплавов
используют элементы с высокой температурой плавления:
цирконий, ниобий, молибден, вольфрам и тантал. Однако все они, в
том числе и аналог титана - цирконий, при малых концентрациях
стабилизируют P-фазу, которая не отличается повышенной
термической стабильностью из-за большого числа систем
скольжения, свойственных ОЦК твердым растворам. Поэтому
считается, что предельная концентрация Р-стабилизаторов для
жаропрочных сплавов не превышает 4-х % по молибденовому
эквиваленту (двухфазные сплавы), а для работы при температурах
выше 500°С - не более 2-х эквивалентных процентов по молибдену
(псевдо а -сплавы). Целесообразность введения Р-стабилизаторов
обусловлена тем, что создавая при термической обработке
продукты превращения с большим количеством межфазных границ
удается уменьшить длину свободного пробега дислокаций и тем
самым повысить прочностные характеристики сплава. Кроме того,
присутствие p-фазы повышает деформируемость сплавов [27].
В таблицах 1.1 и 1.2 представлены марки титановых
жаропрочных сплавов, которые находят применение в
авиационных двигателях различных стран, а также их
механические свойства [34]. Анализируя составы отечественных и
зарубежных жаропрочных сплавов нетрудно заметить, что
большинство из них содержит в своем составе алюминий,
Химический состав отечественных и зарубежных
титановых сплавов
Марка сплава Основные компоненты, мас.% (основа - Ti)
Al Sn Zr Mo V Si Прочие
Отечественные титановые сплавы
ВТ6 3,5-6,8 - , - - 3,5-4,5 - -
ВТЗ-1 5,5-7,0 - - 2,0-3,0 - 0,15-0,40 Cr 0,8-2,0
ВТ8 5,8-7,0 - - 2,8-3,8 - 0,20-0,40 Fe 0,2-0,4-
ВТ8-1 5,8-6,8 0,4-1,5 0,5-1,5 2,8-3,8 - 0,10-0,25 -
ВТ8М 5,2-5,8 - - 3,5-4,5 - 0,10-0,30 -
ВТ8М-1 4,8-6,0 0,3-1,5 0,3-1,5 3,5-4,5 - 0,08-0,25 Cr 0,5-1,5
ВТ22 4,4-5,7 - - 4,0-5,5 4,0-5,5 - Fe 0,5-1,5-
ВТ9 5,5-7,0 - 1,5-2,5 0,5-2,0 0,8-2,5 0,10-0,30 1
ВТ25у 6,0-7,0 1,0-2,5 3,0-4,5 3,5-4,5 - 0,10-0,25 W0,4-1,5
ВТ25 6,2-7,2 0,8-2,5 3,5-4,5 1,5-2,5 - 0,10-0,25 W0,5-1,5
ВТ18у 6,2-7,2 2,0-3,0 3,5-4,5 0,4-1,0 - - Nb 0,5-1,5
Зарубежные титановые сплавы
Ti64 5,5-6,75 - - - 3,5-4,5 - -
Ti6442S 5,5-6,5 1,8-2,2 3,5-4,5 1,8-2,2 - 0,10 -
Ti6246 5,5-6,5 1,8-2,2 3,6-4,4 1,8-2,2 - - -
Ti-17 4,5-5,5 1,6-2,4 1,6-2,4 3,5-4,5 - - Cr 3,5-4,5
T1811 7,5-8,5 - - 0,8-1,2 0,8-1,2 - -
IMI318 5,5-6,75 - 3,0-4,5 3,5-4,5 3,5-4,5 - -
IMI550 3,0-5,0 1,5-2,0 - 3,0-5,0 - 0,30-0,70
IMI685 5,7-6,3 - 4,5-6,0 0,3-0,8 - 0,15-0,30 Nb 0,7-1,3
IMI829 5,2-5,7 3,0-4,0 2,5-3,5 0,2-0,4 - 0,20-0,60 Nb 0,5-1,0
IMI834 5,5-6,1 3,0-5,0 3,0-5,0 0,3-0,8 - 0,20-0,60 C 0,04-0,08
Механические свойства отечественных и зарубежных
жаропрочных титановых сплавов
Таблица 1.2
Марка сплава „ 20 <5b, МПа „ 20 <*0.2, МПа _ 350 <5b МПа 350 <50.2/100 МПа _ 400 <5b МПа „ 400 <50.2/100 МПа _ 500 <5b МПа „ 500 <50.2/100 МПа _ 600 <5b МПа „ 600 <50.2/100 МПа 20 <5-1, (N=2*107)
Отечественные титановые сплавы
ВТ6 920 830 700 500 - - - - - - 460
ВТ22 1120 1010 1010 820 - - - - - - 480
ВТ8-1 980 920 - - 800 510 - - - - 450
ВТ9 1030 980 - - - - 590 340 - - 460
ВТ25у 1080 960 910 - 860 - 810 390 - - 460
ВТ18у 910 820 - - - - 510 350 400 210 380
Зарубежные титановые сплавы
Ti64 880 850 680 410 - - - - - - 420
IMI318 900 800 680 400 - - - - - - 430
Ti6442 930 850 - - 800 520 - - - - 450
Ti6246 ИЗО 1000 960 560 - - - - - - 480
IMI550 1020 980 - - 710 450 - - - - 610
IMI685 960 870 - - 810 480 - - - - 440
IMI829 930 820 - - - - 600 430 510 160 480
IMI834 1020 900 - - - - 760 450 610 200 580
цирконий, олово и кремний, а в качестве основного р-
стабилизатора используют молибден, реже ванадий и ниобий.
Титановые сплавы используются для изготовления дисков,
рабочих и направляющих лопаток вентилятора и компрессора,
иногда кожуха компрессора. При этом при работе до температуры
550°С предпочтительнее использование двухфазных сплавов,
которые обладают более высокой прочностью в холодном
состоянии, а при необходимости работы при температурах до
600°С наиболее предпочтительны псевдо ос-сплавы.
Так как различные титановые сплавы проявляют свои
преимущества по свойствам в разных температурных диапазонах,
то при проектировании двигателя и подборе марки сплава для
дисков и лопаток компрессора необходимо выбирать сплав с
лучшим комплексом функциональных характеристик в конкретном
рабочем температурном интервале. С точки зрения Р.Е.Шалина и
В.М.Ильенко [34] жаропрочные сплавы следует разделить на
следующие группы:
сплавы для изготовления деталей вентилятора и компрессора
низкого давления (до температур 300-350°С) ВТ6, ВТ22, Ti6-4,
Ti6246, Ti-17;
сплавы для производства деталей компрессора высокого
давления (для температур до 450-500°С) ВТ8-1, ВТ9, Ti6242S,
IMI550, IMI685;
сплавы, предназначенные для изготовления деталей
компрессора высокого давления (для температур до 550°С)
ВТ25у, IMI829, IMI834;
сплавы для изготовления деталей, работающих до температуры
600°С ВТ18у, IMI829, IMI834.
При этом сплавы одной группы имеют близкий уровень
прочности, что дает возможность их сопоставление сплавов
между собой в пределах своей группы. Однако, такое деление не
учитывает различный фазовый состав сравниваемых сплавов и
поэтому его нельзя использовать, как универсальное, хотя оно и
удобно для первоначального сравнения используемых сплавов.
Строго говоря, сплавы первой группы являются
теплостойкими, а не жаропрочными, и, поэтому, в данной работе
рассматриваться не будут.
В настоящее время для сплавов, используемых в авиационных
двигателях, сформулирован комплекс служебных свойств [10].
1. Высокая кратковременная и длительная прочность во всем
интервале рабочих температур. При этом максимальные
требования: временное сопротивление при комнатной
температуре более 1200 МПа, кратковременная и 100-
часовая прочность при 500°С - более 650 МПа;
2. Удовлетворительные пластические и вязкостные свойства
при комнатной температуре: относительное удлинение 10%,
ударная вязкость - более 0,3 МДж/м2;
3. Термическая стабильность: сплав не должен охрупчиваться
после воздействия температур и напряжений, в условиях,
заданных конструктором, в течение времени,
соответствующего максимальному заданному ресурсу
работы двигателя;
4. Высокое сопротивление усталости при комнатной и высоких
температурах: предел выносливости гладких образцов при
комнатной температуре должен составлять не менее 45%
прочности, а при 400°С - более 50% при соответствующей
температуре;
5. Высокое сопротивление ползучести: остаточная деформация
за 100 ч. Не должна превышать 0,2% при температуре 500°С
и напряжении 400 МПа.
Эти требования должны значительно возрастать при увеличении
ресурса работы двигателя до 2000...6000 часов, что реализуется в
настоящее время в современных самолетах.
1.2. Термическая обработка и структура жаропрочных сплавов
титана
Помимо химического состава огромную роль в формировании
комплекса служебных свойств играет термическая обработка
сплава. К числу основных требований, предъявляемых к
жаропрочным сплавам, относится сопротивление ползучести. До
середины 70-х годов термообработку сплавов осуществляли в
(а+Р)-области, однако требование улучшения сопротивления
ползучести привело к P-обработке, в результате которой
возникает двухфазная пластинчатая (иногда игольчатая)
структура, обеспечивающая повышение сопротивления
ползучести (рис. 1.2,а).
Однако, подобная обработка не обеспечивает высокой
пластичности в холодном состоянии и, главное, сопротивление
Показатель сопротивления ползучести
(параметр Ларсона-Миллера)
сплава IMI685 (т=100 часов) [32]
1 - (а+Р)- обработка; 2 - р- обработка
Рис. 1.2 а
Напряжение, МПа Напряжение, МПа
Влияние обработки в (а+Р)- и 0- области на
малоцикловую усталость
сплава Ti-6AI-4V [32]
1 - (а+Р)- обработка; 2 - р- обработка
Рис. 1.2 б
двухфазной области (рис. 1.2,6), когда в сплавах формируется
глобулярная структура. Противоположное влияние указанных
факторов на свойства привели к созданию режимов обработки
для получения глобулярно-пластинчатой (бимодальной)
структуры, которая имеет наиболее благоприятное сочетание
анализируемых свойств. Однако, в тех случаях, когда необходимо
применять сплавы при максимально возможных температурах,
наиболее предпочтительна пластинчатая структура, уровень
жаропрочности которой несколько выше, чем у глобулярно-
пластинчатой структуры.
Для достижения требуемого комплекса служебных свойств
после создания исходной двухфазной структуры необходимо
провести упрочняющую обработку при которой выделяется
вторичная a-фаза, а в некоторых случаях и интерметаллиды. При
выделении интерметаллидов упрочнение должно быть
дисперсионным. Основными интерметаллидами, которые могут
выделяться в жаропрочных сплавах, являются алюминиды и
силициды титана и (или) циркония. Выделение алюминида
титана Ti3Al (а2-фаза) осуществляется однородно по телу зерна
ос-фазы и является следствием упорядочения. Частицы ос2-фазы
интенсивно блокируют движение дислокаций и способствуют
повышению сопротивления ползучести. В работе [35] было
показано, что в сплаве Ti-Al с пластинчатой структурой
выделение упорядоченной ос2-фазы приводит к росту
жаропрочности и не повышает жаропрочность сплава с
глобулярной структурой.
Считается, что такие элементы, как молибден, ванадий,
ниобий, имеющие небольшую растворимость в а-титане, в
сплавах титана с алюминием блокируют процесс упорядочения и
уменьшают охрупчивание сплавов. При изучении образования аг-
фазы в титановых сплавах с алюминием было установлено [12],
что введение циркония уменьшает растворимость алюминия в ос-
титане, и 0-стабилизаторы типа ванадия, молибдена, ниобия
несколько увеличивают ее. На основании электронного строения
аг-фазы, делается общий вывод, что элементы, увеличивающие
отношение осей с/a гексагональной решетки (например,
цирконий) в сплавах Ti-Al-Me, уменьшают растворимость
алюминия в а-титане, а элементы с валентностью z > 4 (V, Мо,
Nb) увеличивают ее. В этих работах, в основном, в сплавах Ti-Al
оценивалось влияние небольших добавок третьего элемента на
смещение границы существования а <-» а+аг - фазовых областей.
Необходимо оценить действие 0-стабилизирующих элементов
в широком интервале концентраций на растворимость алюминия
в а-титане, а также установить условия образования аг -фазы и ее
влияние на свойства споавов с (а+0)- структурой, поскольку
конструкционные титановые сплавы нередко содержат большое
количество 0- стабилизирующих элементов. Исследования
проводильсь на сплавах титана, содержащих 4, 5, 6, 7, 8 % А1, и
одного из следующих элементов: Mo, W, Fe, Сг, Мп в количестве
1, 2, 4, 6, 9, 12 %. Установлено, что с увеличением содержания 0-
стабилизирующего элемента в исследованных концентрациях
наблюдается четкая тенденция к уменьшению растворимости
алюминия в а-титане. По влиянию на растворимость в а- титане
исследуемые 0- стабилизирующие элементы можно расположить
в ряд по мере уменьшения растворимости: ванадий, молибден,
марганец, хром, железо, т.е. такой же ряд, как их
стабилизирующее действие на 0-фазу. Это лишний раз указывает
на большую растворимость алюминия в ос-титане по сравнению с
его растворимостью в 0-титане.
Силициды в промышленных сплавах титана образуются по
эвтектоидной реакции: 0—>а+интерметаллид. Однако
эвтектоидное превращение далеко не всегда благоприятно
сказывается на свойствах жаропрочных сплавов и поэтому на
практике целесообразно избегать развитие эвтектоидной реакции
либо за счет соответствующей термической обработки, либо за
счет уменьшения концентрации этих элементов.
В отечественной литературе очень слабо освещена роль
кремния, как легирующего элемента, в жаропрочных сплавах
титана. Можно отметить только работы [36,37], в которых для
сплавов ВТ9 и ВТ18у отмечается выделение силицидных частиц
типа M5Si3 и их влияние на технологические свойства. Долгое
время считалось, что кремний вводится для повышения
жаропрочности как за счет легирования твердого раствора, так и
за счет выделения частиц, которые обусловливают
дисперсионное твердение. Однако экспериментальных
подтверждений такому утверждению практически не было. В то
же время в зарубежной литературе [38,39,40] широко
представлены материалы по влиянию кремния на механические
свойства сплавов. Например, в работе [40] представлена
зависимость величины деформации при ползучести от
содержания кремния для сплава IMI834 (рис. 1.З.). Как видно из
представленных результатов, для такой базовой композиции
наиболее оптимально содержание кремния 0,3...0,4%. Однако,
автор не указывает, в каком виде находится кремний в сплаве.
Влияние содержания кремния в сплаве
IMI834 на сопротивление ползучести
Рис. 1.3
Для более глубокого анализа роли кремния в сплавах титана
рассмотрим диаграммы состояния Ti-Si и Zr-Si. На рис. 1.4
представлены диаграммы состояния титан-кремний [41] и
цирконий-кремний [42]. Кремний растворим в 0 -фазе титана до 3
вес.% при температуре 1330°С и очень мало в ос-фазе (до 0,4%
при температуре 860°С).
При температуре 1330°С и содержании кремния 8,5%
образуется эвтектика P+Ti5Si3, а понижение температуры до
860°С сопровождается эвтектоидным превращением, причем
концентрация кремния в эвтектоиде 1,1% [41]. Силицид Ti5Si3
Диаграмма состояния системы Ti-Si
Диаграмма состояния системы Zr-Si
Содержание кремния, ат.%
Zr Si
относится к структурному типу D88, типичным представителем
которого является Mn5Si3 , и имеет гексагональную решетку с
параметрами: а = 0,7448 нм, с = 0,5114 нм, с/а = 0,6866 [43]. В
некоторых сплавах формирование такого силицида наблюдали
при распаде а’-мартенсита [44]. В этом случае частицы
зарождаются на дислокациях и растут в виде стержней с
плоскостью габитуса близкой к (0001) а’-мартенсита. В сплаве
системы Ti-Si-Al при быстрой закалке наблюдали выделение
силицидов Ti5Si3 из упорядоченного P-твердого раствора (В2-
фаза) [45]. Определив ориентационные соотношения, авторы этой
работы отмечают низкую энергию поверхностей раздела между
P-фазой и ограненной силицидной частицей при эвтектическом
росте. В силициде типа M5Si3 атомы металла и кремния
располагаются слоями в плоскостях с Z=l/4. В этих слоях они
образуют шестиугольники (дитригональной симметрии) [46].
Шестиугольники соседних слоев связаны поворотом на 30 или
90° и образуют многогранники, которые центрированы атомами
металла.
Согласно данным других исследователей [47], при
температуре 1170°С протекает перетектоидная реакция
P+Ti5Si3->Ti3Si. Силицид Ti3Si имеет тетрагональную решетку с
параметрами «=1,003 нм, с=0,517 нм, с/«=0,515 [48]. Такие
силициды были обнаружены в сплавах системы титан-ванадий-
кремний при содержании кремния около 1ат.% [49] в основном
по границам зерен. В этом случае ванадий частично заменяет
титан и силицид описывается структурной формулой (Ti,V)3Si.
Однако такой силицид является неустойчивым и он в
присутствии кислорода и углерода диссоциирует на твердый
раствор титана и Ti5Si3 [50]. По данным других авторов [51]
силицид (Ti,V)3Si превращается в (Ti,V)xSiy, который
дополнительно упрочняет сплав по механизму дисперсионного
твердения. Соотношение X и У в этом силициде авторы не
уточняют, но по данным [52] эта фаза имеет центрированную
ромбическую ячейку с параметрами rz=5<100>(i, b==3<010>р,
с=<001>р. С другой стороны в работах [53,54] говорится об
аналогичном силициде, но с гексагональной решеткой и
параметрами: а=0,674, с=0,770 нм.
В работе [55] авторы анализировали влияние высоких
давлений на концентрационные границы существования
силицидных фаз в системе титан-кремний. Это особенно важно
для деформированных полуфабрикатов, так как в процессе термо-
деформационной обработки возможно выделение неравновесных
фаз. Однако, как показано в анализируемой работе, при
давлениях до 2,8 ГПа концентрации кремния на границах Ti5Si3 и
Ti3Si не меняются, хотя растворимость кремния в решетке
силицида несколько повышается. Следовательно, можно
предположить, что деформация не должна оказывать заметного
влияния на количество формирующихся частиц, хотя, безусловно,
будет оказывать влияние на скорость их образования и места
преимущественного расположения.
При анализе системы цирконий-кремний на себя обращает
внимание тот факт, что в некоторых источниках, например [56],
на диаграмме состояния отсутствует силицид типа M5Si3, а
имеется силицид типа Zr3Si2- По мнению [43] это связано с тем,
что для стабилизации силицида типа M5Si3 необходимо некоторое
количество углерода, азота или кислорода. Причем с переходом
от титана к цирконию, а затем гафнию, роль атомов внедрения в
стабилизации решетки возрастает. Так как в промышленных
сплавах титана элементы внедрения всегда присутствуют в
небольшом количестве, то, по всей видимости, этот факт не
играет существенной роли в формировании силицидов в
промышленных сплавах.
Кроме того, в системе цирконий-кремний наблюдается
тетрагональный силицид типа Zr2Si, структурный тип которого
С16, а параметры решетки «=0,661, с =0,529 нм. При анализе
структуры силицида циркония с тетрагональной решеткой
нетрудно заметить, что тетрагоны атомов циркония, лежащие в
одной плоскости, связаны между собой элементами тригональной
симметрии.
Отношение радиусов компонентов: кремния и циркония равно
0,731, а при легирования этого силицида титаном это отношение
несколько возрастает. (В случае силицида титана оно равно
0,806). Такие значения отношения радиусов компонентов
свидетельствуют о преобладании связей между металлическими
атомами и между металлическими атомами и атомами кремния, в
то время как связями между атомами кремния можно пренебречь
[46, т.2 с.260]. Однако, в работе [58] отмечается, что такие
силициды характеризуются сочетанием металлической связи
между атомами металла и кремния в сочетании с ковалентной
связью между атомами кремния, а также значительной долей
ковалентной связи между атомами металла, возрастающей с
уменьшением донорной способности металла. Доли этих типов
связи могут изменяться в широких пределах в зависимости от
степени недостроенности d- и f-электронных оболочек и от
относительного содержания металла и кремния в силициде. В
силицидах типа Mn5Sis присутствуют цепочки из атомов кремния
[57]. Весовое содержание кремния в силициде титана типа M5Si3 -
26,02%, а в силициде циркония - 15,59%. В силициде Zr2Si -
процент кремния - 13,34. Следовательно, с повышением
содержания циркония должно увеличиваться количество
силицидов.
Структурный тип Mn5Si3 относится к гексагональным
решеткам с 10 атомами металла и 6 атомами кремния.
Характерная особенность этой структуры - существование двух
сортов атомов металла, занимающих различные
кристаллографические положения. Кратчайшие расстояния
между металлическими атомами примерно на 10% короче
удвоенной величины металлического радиуса. Минимальное
расстояние металл-кремний также меньше суммы их радиусов.
Известно [58], что при образовании силицидов происходит
объемное сжатие решетки. Такое сжатие вызывает в силициде
большие растягивающие напряжения, которые представляют
угрозу механической стабильности материала. Величина этих
напряжений зависит от металла, образующего силицид и от
соотношения кремния и этого металла. Кроме того, уровень
напряжений определяется термической обработкой материала.
Так, для силицидов титана в неотожженном состоянии с
увеличением отношения Si/Ti до 3,0 увеличивается уровень
сжимающих напряжений от 0 до 0,5 ГПа, а после отжига
напряжения становятся растягивающими и с ростом Si/Ti они
уменьшаются от 2,0 до 1,3 ГПа. Для силицида Ti5Si3 значения
соответственно равны -0,2 и +1,7 ГПа. Считается, что основной
причиной возникновения напряжений в силицидах является
взаимодействие атомов металла и кремния, которое приводит к
изменению объема (сжатию решетки) на 15-30%.
Для силицидов коэффициенты линейного расширения
значительно выше, чем для металлов и кремния и эти различия
может обусловливать наблюдаемые напряжения. Так, если для
дисилицида титана коэффициент линейного расширения
12,5*10'6С1, то у титана -8,5*10'6С-1 , а у кремния - 3,0*10'6С-1.
Как следствие этого с повышением температуры уровень
напряжений снижается [59].
Теплота образования силицидов типа M5Si3 (M=Ti,Zr) равна
27,6-27,8 ккал/вт и их образование энергетически более выгодно,
чем силицида титана и циркония типа Zr2Si. (25,0). В работе [58]
показано, что для силицидов с атомным отношением кремния к
металлу меньше единицы теплота образования увеличивается по
закону, близкому к линейному.
Несмотря на то, что цирконий, являясь аналогом титана,
казалось бы не должен оказывать заметного влияния на
выделение частиц, в том числе и силицидов, в сплавах на основе
титана на практике его атомы играют заметную роль. Это в
первую очередь обусловлено положением циркония в
периодической системе элементов: так как валентные электроны
в атоме циркония слабее связаны с ядром, то их обобществление
при образовании силицида происходит более легко, чем для
атома титана. Кроме того, в работе [60] было показано, что
легирование
титановых
сплавов
цирконием сдвигает
растворимость кремния в титане к меньшим концентрациям и,
например, введение 3% циркония уменьшает растворимость с
0,40% до 0,15% при одновременном повышении эвтектоидной
температуры с 860 до 94О...97О°С. Авторы работы [61] отмечают,
что цирконий, заменяя титан, обусловливает гомогенное
зарождение зон силицидов.
Как было показано в работах [56,62-67], в сплавах системы
титан - цирконий - кремний преимущественно выделяются
силициды типа (Ti,Zr)5Si3, которые в литературе обозначают S], и
они аналогичны вышеописанному Ti5Si3, но с частичной заменой
атомов титана на атомы циркония. Согласно [56] растворимость
циркония в этом силициде составляет 9 ат.%. По мере увеличения
длительности термической обработки, по мнению [64], этот
силицид обогащается атомами циркония и трансформируется в
силицид (Ti,Zr)eSi3, который имеет гексагональную решетку с
параметрами «=0,700, с=0,360 нм и относится к
пространственной группе Рб/ттт. С другой стороны, авторы
работы [62], предлагают описывать этот силицид в тригональных
координатах с пространственной группой Р321 и параметрами
близкими к указанным выше. Этот силицид принято обозначать
S2 [63]. С общих позиций кристаллохимии как для того, так и для
другого силицида их устойчивость определяется
геометрическими факторами, а не величиной химической связи,
что следует из анализа диаграммы ближайших соседей [46].
В работах Salpadory и Flower [56,68] было показано, что для
силицида S2 в тройной системе Ti-Zr-Si изменение отношения
Ti/Zr от 2,5 до 0,5 приводит к увеличению отношения с/а от
0,50 до 0,58. Промышленные сплавы титана содержат не более 2-
2,5 ат.% циркония при содержании кремния до 0,6 ат%. Размер
атома циркония несколько больше, размера атома титана и
составляет 0,160 нм против 0,147 нм. Атомы кремния имеют еще
меньший радиус, который составляет 0,117 нм. Исходя из
стехиометрии анализируемых частиц можно утверждать, что
элементом, контролирующим скорость образования силицидов,
будет кремний, а тип формирующейся частицы - цирконий.
Как в Si, так и S2 силицидах атомы кремния частично могут
заменяться атомами алюминия, олова и элементами внедрения
типа углерода, азота и кислорода [43].
В некоторых работах, например [69,70], удалось выяснить роль
силицидов в формировании механических свойств сплавов. Так
для сплава IMI685 показано, что образование частиц в процессе
старения после закалки сопровождается резким падением
пластичности. При этом наблюдается незначительное повышение
предела текучести при одновременном уменьшении временного
сопротивления [70,71]. Силициды выделяются по границам
мартенситных пластин и меняют характер разрушения сплава.
Сопоставляя характер разрушения в сплаве Ti-6Al-2Sn-2Zr-lMo с
добавками кремния авторы [72] установили, что в сплавах с
кремнием на поверхностях разрушения наблюдаются
относительно гладкие и плоские фасетки, в то время как в сплаве
без кремния изломы характеризуются грубой поверхностью с
гребнями среза. Такой характер разрушения можно объяснить
наличием силицидных частиц, которые заклинивают плоскости
скольжения и обусловливают малую энергоемкость разрушения.
Так как в жаропрочных сплавах титана большую роль в
повышении характеристик длительной прочности играют
выделения аг-фазы, то необходимо проанализировать
закономерности ее образования в сплавах при наличии кремния.
В работе [73] для сплава типа ВТ9 показано, что старение
приводит к появлению на дифракционной картине
сверхструктурных рефлексов от упорядоченной фазы Ti3Al. Фаза
Ti3Al возникает в титановых сплавах, содержащих более 6%А1,
после коротких термообработок, если сплав содержит высокую
концентрацию P-стабилизирующих элементов, и после более
длительных термообработок, если эта концентрация низка.
Авторы [74] изучали влияние температур нагрева (975,
1050°С) при обработке на твердый раствор и скоростей
охлаждения на структуру и механические свойства при
растяжении и характер разрушения (а+Р)-титанового сплава
IMI829, содержащего 6.1%А1, 3.2%Zr, 3.3%Sn,1.0%Nb, 0.5%Мо и
0.32Si. Показано формирование грубой видманштеттовой
структуры при замедленном охлаждении от 1050°С (с печью и на
воздухе), ее измельчение при увеличении скорости охлаждения от
этой температуры (в масле и в воде) и образование при
охлаждении от 975°С мартенситной структуры с выделениями
интерметаллидов, содержащих кремний. Наилучшее сочетание
характеристик прочности и пластичности получено после
быстрого охлаждения сплава от 975°C. Скорость охлаждения не
оказывает заметного влияния на характер разрушения,
проходящего во всех случаях по скоплениям микропор на
границах раздела фаз.
Проведение дополнительного старения при 625°С [75] после
обработки в [3-области показало выделение силицидных частиц
(S2) эллипсоидальной формы, размеры которых зависят от
скорости охлаждения: минимум 0,075 мкм после закалки в воде,
максимум после охлаждения с печью 0,5 мкм. При медленном
охлаждении с печью в состаренном сплаве в структуре сс-фазы
обнаружены выделения Ti3Al на участках, близких к межфазным
границам. Старение закаленного в воде и масле сплава приводит
к некоторому повышению прочностных характеристик и
практически не влияет на эти свойства после охлаждения на
воздухе или в печи. Во всех случаях старение приводит к
понижению пластичности, причем наиболее существенно после
охлаждения в воде или масле. Авторы [75] изучили влияние,
выделяющихся при старении силицидов на характер изломов.
Отмечен смешанный вязко-хрупкий характер разрушения
образцов (сочетание ямочного строения излома с фасетками).
В работе [76] изучали синергизм выделения частиц силицидов
и алюминидов в сплаве Ti-62222S. Авторы утверждают, что
частицы разных сортов не оказывают сколь-нибудь заметного
влияние на выделение другого сорта, так как они существуют в
разных фазах матрицы: силициды в p-фазе, а алюминиды - в а.
Температурным интервалом выделения силицидов можно считать
900...650°С, то алюминидов - 55О...7ОО°С.
1.3. Постановка задачи исследования
Как следует из анализа литературы, к настоящему времени
сложились твердые представления о типе структуры, которой
должны обладать жаропрочные двухфазные сплавы титана для
получения повышенных характеристик служебных свойств.
Однако, в основном, это относится только к морфологическим
особенностям а и [3-фаз и практически нет единого мнения о
роли интерметаллидных частиц в формировании этих свойств.
Особенно это проявляется для частиц силицидов применительно
к отечественным жаропрочным сплавам. В то же время
очевидно, что для более полной реализации возможностей
легирования и термической обработки необходимо детальное
изучение роли элементов, которые могут образовывать
интерметаллиды в процессе технологического цикла обработки,
и выяснение их оптимальных количеств для создания
материалов, работающих при повышенных температурах и
обладающих высокой термической стабильностью и
крипоустойчивостью.
На основание выше изложенного основной целью настоящей
работы явилось изучение закономерностей выделения
силицидных частиц в двухфазных сплавах титана и установление
их роли в формировании служебных и технологических свойств
в процессе цикла термодеформационной обработки.
В связи с этим в работе были поставлены следующие задачи:
1. На сплавах типа ВТ9 и ВТ25у изучить влияние кремния и
циркония на закономерности образования и роста частиц
силицидов.
2. Установить роль силицидных частиц в формировании
технологических и служебных свойств двухфазных сплавов.
3. Выяснить влияние выделения силицидов на процесс
формирования упорядоченной а2-фазы в двухфазных
сплавах титана.
4. Сформулировать практические рекомендации по
корректировке составов сплавов и режимов их термической
обработки для получения материалов для работы при
повышенных температурах с удовлетворительными
служебными характеристиками.
3. ВЛИЯНИЕ ПРОЦЕССА ВЫДЕЛЕНИЯ ЧАСТИЦ
СИЛИЦИДОВ НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА СПЛАВОВ
ТИПА ВТ8 и ВТ9
В работах, выполненных ранее на Верхне-Салдинском
металлургическом производственном объединении, было показано,
что технологическая пластичность полуфабрикатов из некоторых
жаропрочных сплавов титана при деформации на молотах в
интервале умеренных (900...930°С) температур значительно
снижается, что приводит к растрескиванию изделий, особенно
крупногабаритных. Такое поведение наиболее характерно для
сплавов типа ВТ9, ВТ18у, ВТ25у и некоторых других. В то же
время для сплавов типа ВТ8, ВТЗ-1 и других сплавов (ос+Р)-класса
подобного явления не наблюдали. В работе В.А.Павлова [80] было
показано, что деформируемость сплава при ударном нагружении
хорошо коррелирует с поведением материала при испытании на
ударный изгиб. В связи с этим на ВСМПО были проведены
испытания на ударный изгиб различных жаропрочных сплавов при
повышенных температурах.
Перед испытанием сплавы подвергали следующей термической
обработке: нагрев 1100°С, выдержка 2 часа, перенос в печь с
температурой 700°С с двухчасовой выдержкой и охлаждением на
воздухе. Такая обработка приводит к формированию пластинчатой
структуры, обладающей повышенной термической стабильностью,
с колониальным расположением пластин ос-фазы и фактически
имитирует начальные стадии термического цикла производства
полуфабрикатов. Результаты испытаний приведены на рис.3.1.
Влияние температуры испытаний на ударную
вязкость жаропрочных титановых сплавов
KCU, МДж/м
ВТ9 —и—ВТЗ-1 -л-ВТЗ-1 cZr -о-ВТ18у -©-ВТ8 -Х-ВТ25;
Как видно из графика для ряда сплавов: ВТ8, ВТЗ-1 с
увеличением температуры испытаний наблюдается относительно
монотонное возрастание KCU, в то время как для сплавов ВТ9,
ВТ18у и для ВТЗ-1 с цирконием значения ударной вязкости с
повышением температуры испытаний вплоть до 900°С практически
не изменяются, а затем происходит резкий рост KCU в узком
температурном интервале.
Причины этого явления к настоящему времени однозначно не
установлены. Известно, что величина технологической
пластичности зависит не только от температуры и скорости
деформации, но и от параметров микроструктуры материала [81].
Некоторые исследователи полагают, что это явление может быть
связано с разным количественным соотношением а- и 0-фаз [10],
другие - с образованием в a-твердом растворе частиц [82]. В работе
[83] при изучении взаимодействия между легирующими
элементами в многокомпонентных системах было отмечено, что
кремний оказывает заметное влияние на ударную вязкость сплава с
цирконием, причем степень его влияния тем больше, чем больше
циркония в сплаве. В сплавах, не содержащих циркония, ударная
вязкость остается на достаточно высоком уровне даже при
содержании кремния более 0.3%. Этот факт хорошо
подтверждается и данными на рис.3.1. Сплавы ВТ8 и ВТ9, а также
ВТЗ-1 и ВТЗ-1 с цирконием отличаются друг от друга только
наличием "нейтрального" элемента - циркония. Сравнив результаты
испытаний отечественных сплавов и зарубежных, которые, как
правило, содержат меньшее количество кремния при наличии
циркония, следует отметить, что технологическая пластичность
последних несколько выше. Поэтому представлялось
целесообразным изучить влияние циркония и кремния на
формирование структуры и свойств жаропрочных сплавов титана.
Исследования проводились как на промышленных, так и на
модельных сплавах.
3.1. Влияние циркония
Как показали проведенные лабораторные испытания, ударная
вязкость сплава ВТ9 в исходном состоянии после термообработки
по указанному выше режиму существенно ниже, чем у сплава ВТ8:
0.21 и 0.42 МДж/м2 соответственно, и практически совпадает с
результатами заводских испытаний (см. рис.3.1). Повышение
температуры испытания вплоть до 900°С не приводит к
значительному росту ударной вязкости у сплава ВТ9, а у сплава
ВТ8 при этом KCU монотонно увеличивается. При дальнейшем
повышении температуры ударная вязкость сплава ВТ9 резко
возрастает, и при 950°С значения KCU для обоих сплавов примерно
равны. Так как составы сплавов ВТ8 и ВТ9 практически одинаковы
и их отличие состоит лишь в присутствии в сплаве ВТ9 около 2%
"нейтрального" упрочнителя циркония, не оказывающего
существенного влияния на структуру и фазовый состав, то можно
утверждать, что именно присутствие циркония вызывает такое
изменение ударной вязкости сплава ВТ9 по сравнению со сплавом
ВТ8.
Проведение фрактографического исследования позволило
установить, что в исходном состоянии изломы сплавов
характеризуются наличием крупных фасеток, размеры которых
соответствуют размерам a-колоний или [3-зерен (рис.3.2,а). Эти
фасетки свидетельствуют о том, что распространение трещины
проходит либо по границам колоний и границам зерен, либо по
телу колоний вдоль ос-пластин, резко меняя свое направление на
границах колоний и, по-видимому, разветвляясь, так как на
поверхности разрушения видны вторичные трещины (рис.3.2,б).
Доля таких фасеток в изломах сплава ВТ9 больше, чем у сплава
ВТ8, т.е. для сплава ВТ9 в большей степени характерно
межкристаллитное разрушение. Рельеф на поверхности фасеток у
сплава ВТ9 свидетельствует о разрушении по механизмам
квазиотрыва (рис.3.2,в) и образования и слияния микропустот. В
сплаве ВТ8 поверхность фасеток чисто ямочная (рис.3.2,г), причем
размер ямок заметно больше, чем в сплаве ВТ9. Следовательно,
разрушение сплава ВТ8 осуществляется только по механизму
образования и слияния микропор и этот сплав более вязкий, чем
ВТ9.
При анализе поверхностей разрушения сплавов, испытанных в
интервале температур 75О...95О°С было установлено, что
разрушение при 750°С происходит вязко, причем в изломе
значительно меньше, чем при комнатной температуре, фасеток
(рис.3.3,а), свидетельствующих о межкристаллитном разрушении.
Высокотемпературное разрушение носит вязкий, ямочный
характер. По мере повышения температуры испытания до 900°С
размер ямок в изломах сплава ВТ8 монотонно увеличивается
(рис.3.3,б). На поверхности образцов, испытанных при 900...950°С,
наблюдали участки рельефа, свидетельствующего о разрушении по
механизму скольжения и вытягивания (рис.3.3,в). Этот механизм
Поверхности разрушения сплавов ВТ8 и ВТ9 после
испытаний в исходном состоянии при комнатной
температуре
а б
а-ВТ9, х150;
б - ВТ9, х500; в - ВТ8, х 150; г - ВТ8, х500.
а - 750°С, х50;
б -850°С, х150; в - 900°С, х150; г - 950°С, х100.
является пластичным, самым вязким видом разрушения. В
макромасштабе он развивается в условиях сверхпластичности, а в
микрообъемах может проявляться и при ударном нагружении.
В отличие от сплава ВТ8, в сплаве ВТ9 повышение температуры
испытания не приводит к заметному изменению механизма
разрушения (рис.3.4). В отдельных участках наблюдаются плоские
фасетки, покрытые ямочным рельефом, размер ямок с повышением
температуры увеличивается очень несущественно. Однако,
повышение температуры нагрева с 900 до 950°С ведет к резкому
изменению механизма разрушения. Разрушение в этом случае
осуществляется, в основном, по механизму скольжения и
вытягивания.
Таким образом, анализ микрофрактограмм, полученных при
высокотемпературных испытаниях, показал, что факторы,
приводящие к охрупчиванию сплава ВТ9, интенсивно действуют
только до температур порядка 92О...93О°С, и в очень узком
температурном интервале происходит смена механизма
разрушения.
Для более детального анализа структуры сплавов использовали
методы дифракционной электронной микроскопии. Изучение
сплавов в исходном состоянии показало, что структура типична для
двухфазных сплавов с пластинчатой структурой и состоит из
относительно крупных пластин ос-фазы, разделенных прослойками
P-фазы. В прослойках P-фазы сплава ВТ9 можно наблюдать
частицы размером 0.1...0.2 мкм (рис.3.5,а,б), которые, по-видимому,
зародились на межфазных а/p границах. Как правило, такие
частицы имеют вытянутую форму и они располагаются под углом,
- 750°С, х200; б - 900°С, х150; в - 900°С, х550; г - 950°С, х100.
Микроструктура сплавов ВТ8 и ВТ9 в исходном состоянии
а - ВТ9, х40.000;
в - ВТ9,х40.000;
б - ВТ9, т.п. в рефлексе (021)Si х40.000;
г - ВТ8, х50.000.
близким к 60°, к межфазной границе. В исходной структуре сплава
ВТ8 подобных частиц не обнаружено (рис.3.5,г).
Проведение микродифракционного анализа частиц в сплаве ВТ9
(рис.3.6,а,б) позволило установить, что они имеют гексагональную
решетку с параметрами «=0.780 нм, с=0.544 нм, с/«=0.70 и могут
быть идентифицированы как комплексный силицид титана и
циркония типа (Ti,Zr)5Si3 [43], который, как уже отмечалось в
обзоре литературы, часто обозначают как Si Силициды титана
Ti5Si3 и циркония Zr5Si3 имеют параметры «=0.743, с=0.514 и
«=0.795, с=0.556 нм соответственно [58].
Кроме того, изредка частицы наблюдали и в пластинах ос-фазы
(рис.3.5,в), однако они всегда имели округлую форму и после
анализируемых обработок их количество было невелико.
Количество таких частиц возрастает с повышением температуры
нагрева в двухфазной области.
Проведение микродифракционного анализа частиц в теле ос-
пластин (рис.3.6,в,г) позволило установить, что они имеют
гексагональную решетку с параметрами «=0.702 нм, с=0.368 нм,
с/«=0.524 и могут быть идентифицированы как комплексный
силицид титана и циркония типа (Ti,Zr)6Si3, или силицид типа S2
[69,70]. Силицид циркония Zr2Si имеет параметры «=0.661 нм,
с=0.529 нм и структуру типа А12Си [58]. Силицид титана с
аналогичным стехиометрическим составом на равновесной
диаграмме системы Ti-Si отсутствует.
Известно [61],что цирконий, заменяя титан, обусловливает
гомогенное зарождение зон силицидов, а алюминий тормозит
скорость их роста. По мнению ряда авторов [84], растворимость
Типичные электронограммы от силицидных частиц в сплаве
ВТ9 в исходном состоянии
в
а, б - электронограмма и схема с силицида типа Si;
в, г - электронограмма и схема с силицида типа S2.
циркония в ос-титане больше, чем в 0. Однако, в работе [85] была
показана обратная зависимость. Если учесть, что силициды титана
и циркония формируются на основе их P-модификаций, то можно
предположить, что в нашем случае концентрация циркония в [3-
фазе выше чем в а. О большей склонности циркония к образованию
фаз внедрения можно судить по его положению в периодической
системе: так как валентные электроны в атоме циркония слабее
связаны с ядром, то их обобществление при образовании силицида
происходит более легко, чем при в атоме титана. Кроме того, в
работе [60] было показано, что легирование титановых сплавов
цирконием сдвигает растворимость кремния в титане в сторону
меньших концентраций. В системе Ti-Si образование силицидов
возможно при концентрации кремния не менее 0.4%, а в системе
Ti-(6Al-3Sn-3Zr)-Si для образования силицидных частиц
достаточно всего 0.15%Si. При этом температура начала
растворения частиц повышается с 800...850°С до 94О...97О°С.
Выделяющиеся по дислокациям дисперсные частицы силицида
характеризуются большой величиной несоответствия между
параметрами собственной решетки и параметрами матрицы,
когерентность быстро нарушается, так что увеличение прочности,
обусловленное выделениями, не компенсирует уменьшения
прочностных характеристик, вызванных уменьшением
твердорастворного упрочнения [18]. Кроме того, обеднение
твердого раствора кремнием и цирконием ведет к снижению
теплоустойчивости материала.
Вероятно, этим и обусловлено то, что во многих жаропрочных
титановых сплавах, выпускаемых за рубежом, содержание кремния
не превышает его предельной растворимости в присутствии
циркония, иначе возможно образование комплексных силицидов
титана и циркония, которое нежелательно. Таким образом, в
промышленных сплавах кремний должен оказывать влияние
полностью за счет твердрастворного упрочнения и любое
гетерогенное выделение силицидов приводит к уменьшению
прочности, особенно при повышенных температурах, когда
кремний влияет на прочность при ползучести за счет образования
сегрегаций на дислокациях и подавления процесса переползания
дислокаций [18].
После того, как были проведены испытания сплавов ВТ8 и ВТ9
на ударный изгиб при повышенных температурах, представилось
интересным выяснить влияние термообработки, изменяющей
количественное соотношение фаз, в частности, отжига в интервале
температур двухфазной области, на характеристики вязкости этих
сплавов.
В качестве исходного был выбран материал, обработанный по
указанному выше режиму: 1100°С, 2 часа, перенос на 700°С, 2 часа.
Для отжига выбрали тот же интервал температур, в котором
проводили испытания на ударный изгиб при повышенных
температурах. Термическую обработку осуществляли
непосредственно на ударных образцах. На рис.3.7 приведены
результаты испытаний на ударный изгиб при комнатной
температуре сплавов ВТ8 и ВТ9, нагретых до 75О...95О°С с часовой
выдержкой и охлажденных на воздухе.
Влияние температуры отжига на ударную
вязкость сплавов ВТ8 и ВТ9
Температура отжига, °C
—ВТ9
- -ВТ8
Рис. 3.7
Повышение температуры отжига приводит к увеличению
ударной вязкости обоих сплавов, но во всех случаях KCU для
сплава ВТ8 несколько выше, чем для сплава ВТ9, хотя с
повышением температуры отжига разница в значениях
уменьшается, а после отжига при 950°С - минимальна. Кроме того,
если характер изменения ударной вязкости сплава ВТ8 с
повышением температуры нагрева достаточно монотонен, то для
сплава ВТ9 отжиг при температурах до 900°С незначительно
увеличивает KCU, а при дальнейшем повышении температуры
отжига KCU резко возрастает. Следует отметить, что температура {/
нагрева 900°С соответствует температуре начала рекристаллизации
сплавов ВТ8 и ВТ9. Следовательно, при нагреве сплава на
температуры выше 900°С наблюдается миграция межфазных
высокоугловых границ, что приводит к переводу частиц,
расположенных по этим границам, в тело одной из фаз. Этот
процесс сразу отражается на значениях ударной вязкости, так как
частицы на границах раздела в большей степени являются
концентраторами напряжений и, следовательно, охрупчивают
материал. Перевод частиц в тело ос-фазы способствует росту
вязкости.
Предварительный нагрев до 750°С и охлаждение на воздухе не
привел к изменению характера разрушения, (рис.3.8,а). При
повышении температуры нагрева выше 750°С на поверхности
разрушения уменьшается доля межкристаллитного излома и
исчезает рельеф, соответствующий квазиотрыву, а размер ямок
увеличивается. При этом на изломах сплава ВТ8, подвергнутого
нагреву до 900°С и охлажденного на воздухе, крупные фасетки
отсутствуют (рис.3.8,б). На поверхностях разрушения наблюдается
неоднородный ямочный рельеф с различным размером ямок,
вытянутые впадины и вторичные трещины, перпендикулярные
поверхности разрушения. В сплаве ВТ9 после аналогичной
обработки формируются фасетки, и размер ямок значительно
меньше, чем в сплаве ВТ8 (рис.3.8,в), что свидетельствует о менее
вязком разрушении.
Дальнейшее повышение температуры нагрева до 950°С
приводит к тому, что в изломах сплава ВТ9 фасетки исчезают
(рис. 3.8,г). Это означает, что после такого нагрева
межкристаллитного разрушения не наблюдается. Профили изломов
Поверхности разрушения сплавов ВТ8 и ВТ9, испытанных
при комнатной температуре после отжига
а
б
в г
а - ВТ8, 750°С, воздух, х150;
в - ВТ9, 750°С, воздух, х100;
б - ВТ8, 900°С, воздух, х150;
г - ВТ9, 950°С, воздух, х150.
становятся подобными и характер изломов обоих сплавов
свидетельствует о том, что предварительный нагрев на 950°С
обуславливает их более вязкий характер разрушения. Это может
быть вызвано увеличением количества вязкой P-фазы при
увеличении температуры нагрева в двухфазной области. Однако,
ударная вязкость сплава ВТ9 обусловлена не только соотношением
количества а- и Р- фаз, так как при нагреве в интервале 750...900°С
ударная вязкость сплава ВТ9 остается ниже ударной вязкости
сплава ВТ8, и только при нагреве до 950°С значения KCU обоих
сплавов становятся близки. Это означает, что фактор,
сдерживающий рост ударной вязкости сплава ВТ9, прекращает
действовать.
Для детального анализа структуры сплавов ВТ8 и ВТ9 после
отжига использовали методы дифракционной электронной
микроскопии. Отжиг сплавов ВТ8 и ВТ9 до 75О...85О°С не
приводит к заметному изменению структуры. Ширина прослойки
P-фазы остается практически прежней и составляет 1.0... 1.5 мкм.
Частицы силицида наблюдаются в P-фазе сплава ВТ9 (рис.3.9,а),
причем можно различить выделения двух размеров: достаточно
крупные частицы размером около 0.1...0.2 мкм, которые наблюдали
в исходном состоянии, и относительно дисперсные, размером
приблизительно 0.05 мкм, выделение которых, очевидно,
произошло при выдержке. Около таких частиц наблюдается
интенсивный дифракционный контраст, обусловленный
деформацией матрицы при росте частицы. Анализ
микродифракций, полученных с таких частиц (рис.3.9,в,г) позволил
утверждать, что они также представляют собой частицы типа
яиа ВТ9 после отжига при 800 С
Микроструктура сплава ВТ» п
3/2
Wo
Г
а - хЗО.ООО; б - т.п. в рефлексе (110)Si хЗО.ООО;
в, г - электронограмма и схема с силицида типа Sp
3/4 221 7W OW /6'1
202 7/2 022 132. 212
ffc ООО НО 220 022 53С 3
/7z з/г ^гг
(Ti,Zr)5Si3. При исследовании структуры сплава в режиме темного
поля, полученного в свете рефлекса (НО) силицида Si,
большинство частиц силицидов светится (рис.3.9,б) и,
следовательно, все наблюдаемые частицы после анализируемой
обработки имеют один тип кристаллической решетки и близкую
ориентацию. Дальнейшее повышение температуры нагрева
приводит к увеличению количества P-фазы в обоих сплавах. В
образцах сплава ВТ9, нагретых до 950°С и охлажденных на
воздухе, частиц силицида в P-фазе обнаружено не было.
Такой характер изменения структуры хорошо коррелирует с
изменением ударной вязкости (см. рис. 3.1 и 3.7). Сопоставляя
полученные данные структурных исследований с характером
изменения вязкостных свойств можно предположить, что причиной
охрупчивания сплава ВТ9 является выделение силицидных частиц
по межфазным ос/р- границам.
Полученные результаты хорошо согласуются с данными работы
[86], в которой на сплаве IMI685 (Ti-6Al-0.5Mo-5Zr-0.25Si) было
показано, что при температурах старения выше 600°С происходит
выделение частиц комплексного силицида (Ti,Zr)5Si3. Образование
силицида по дислокациям при температуре старения 850°С
приводило к возникновению минимума на кривой пластичности
при растяжении. Повышение температуры нагрева выше 930°С
приводило к растворению силицидных частиц, и при температурах
нагрева вплоть до температуры полиморфного превращения частиц
не наблюдали. При этом увеличивалась пластичность сплавов. В
работе [60] было показано, что легирование титановых сплавов
цирконием сдвигает растворимость кремния в титане в сторону
меньших концентраций. По мнению авторов образование
силицидов в системе титан - кремний возможно только при
концентрации кремния не менее 0.4%, а в системе Ti-(6%Al-3%Sn-
3%Zr)-Si уже при 0.15%Si. При этом добавки циркония заметно
повышают температуру растворения частиц, в то время как добавки
алюминия и олова на растворимость кремния в титане влияют
незначительно.
В работе [83] при изучении взаимодействия между
легирующими элементами в многокомпонентных металлических
системах было отмечено, что кремний оказывает заметное влияние
на ударную вязкость сплава с цирконием, причем степень его
влияния тем больше, чем больше кремния в сплаве. В сплаве, не
содержащем циркония, ударная вязкость остается на достаточно
высоком уровне даже при содержании кремния более 0.3%. Авторы
работы [83] утверждают, что даже в закаленных образцах кремний
в присутствии циркония охрупчивает сплав (температура нагрева
под закалку для сплава Ti-6Al-5Zr-0.3Si составила 860°С). Как
показали наши исследования, нагрев до 950°С позволяет
растворить дисперсные частицы силицида на межфазных границах
и частично перевести кремний в твердый раствор. Последующее
быстрое охлаждение не позволяет выделиться силицидам.
Полученные результаты показывают, что концентрация кремния в
[3-фазе больше, чем в а. Аналогичные данные были получены ранее
в работе [87], в которой, в частности, было установлено, что после
обработки при 875°С из 0.5% кремния, содержащегося в сплаве, 13-
фазе растворено 0.8%, а в а - 0.4%. Эти данные, в свою очередь,
свидетельствуют о возможности образования силицида в
прослойках 0-фазы.
С целью выяснения влияния частиц силицида на
технологическую пластичность изучали изменение ударной
вязкости при повышенных температурах на сплаве ВТ9,
предварительно охлажденном на воздухе с 950°С. Как уже
отмечалось выше, после такой обработки силицидных частиц на
межфазных границах в сплаве ВТ9 не обнаружено. Результаты
испытания приведены на рис. 3.10. Длительность выдержки
образцов при температуре испытания не превышала 10 минут.
Как видно из приведенных результатов, значения ударной
вязкости сплава ВТ9 в этом случае значительно выше, чем после
исходной обработки (1100°С, 2 часа + 700°С, 2 часа) и близки к
значениям ударной вязкости для сплава ВТ8. Увеличение времени
выдержки при температуре испытания приводило к уменьшению
ударной вязкости сплава ВТ9, в то время как для сплава ВТ8
ударная вязкость практически не зависела от времени выдержки.
Электронно-микроскопическое исследование сплава ВТ9
показало, что отжиг при 950°С с последующим охлаждением на
воздухе приводит к некоторому увеличению количества 0-фазы по
сравнению с исходным состоянием. На межфазных ос/0- границах
раздела силицидных частиц обнаружить не удалось, однако,
относительно крупные округлые частицы неправильной формы,
подобно отмеченным ранее (см. рис. 3.5,г) изредка встречались в
теле ос-пластин.
Следовательно, для повышения вязкости сплава ВТ9
целесообразно рекомендовать ускоренное охлаждение с
Влияние температуры испытаний на ударную
вязкость жаропрочных титановых сплавов
ВТ8, ВТ9 и ВТ 9 после отжига при 950 °C
KCU, МДж/м
Температура испытаний, °C
—ВТ9
ВТ8
-о— ВТЭ+отжиг
температуры деформации 95О...96О°С и не допускать понижения
температуры обработки ниже 920°С. Проведение дальнейшей
термической обработки следует осуществлять при температурах не
выше 600°С с целью подавления процесса выделения частиц
силицида по дислокациям, межфазным поверхностям и границам
зерен.
3.2. Влияние кремния
Для проверки возможной роли силицидных частиц в
технологической пластичности были выплавлены сплавы на базе
ВТ9 с различным содержанием кремния (от 0.01 (следы) до 0.35%).
Предварительную термическую обработку выполняли аналогично
выше описанной для промышленного сплава ВТ9 (1100°С, 2 часа,
перенос на 700°С, 2 часа, охлаждение на воздухе). Результаты
испытаний на ударный изгиб при повышенных температурах
представлены на рис.3.11.
Как видно из графиков, кривые изменения ударной вязкости с
температурой испытаний аналогичны рассмотренным ранее (см.
рис.3.1). Существенная разница в значениях KCU, в основном,
наблюдается только при температурах испытаний менее 900°С,
причем, чем меньше кремния в составе сплава, тем выше значения
KCU. Следует подчеркнуть, что эта зависимость справедлива
только при относительно малом содержании кремния (примерно до
0,25%), а при больших количествах кремния разницы в значениях
ударной вязкости практически нет (см.рис.3.11). Учитывая
закономерное влияние количества кремния на значения KCU, в
дальнейшем для сравнения с промышленным составом ВТ9
Влияние температуры испытаний на ударную
вязкость сплава ВТ9 с различным содержанием
кремния
KCU, МДж/м
-о- ВТ9 0.01 %Si -и- ВТ9 0.09%Si -а- ВТ9 0.15%Si
--ВТ9 0.30%Si
-ж—ВТ9 0.35%Si
использовали сплавы без кремния (ВТ9м) и с 0,09%Si (ВТ9м-1).
Следует отметить, что для сплавов ВТ9м и ВТ9м-1, значения
ударной вязкости при повышенных температурах еще выше, чем
для сплава ВТ8 (см. рис. 3.1 и 3.11).
Жаропрочные сплавы титана чаще всего используются с
исходной пластинчатой структурой ос-фазы. Строение межфазных
границ раздела в этом случае наиболее близко к когерентным с
низкой поверхностной энергией. Представляет определенный
интерес изучить возможные варианты выделения частиц силицидов
в сплавах с некогерентными межфазными поверхностями. Такие
границы проще всего реализовать для сплавов с глобулярной
формой частиц первичной ос-фазы. Поэтому влияние кремния
оценивали на сплавах с двумя типами исходной структуры:
1) глобулярно-пластинчатая структура, полученная отжигом при
960°С после завершения деформации в двухфазной (ос+р)-
области (рис. 3.12,а,б);
2) пластинчатая структура, созданная термообработкой по
указанному выше режиму: нагрев 1100°С, выдержка 2 часа,
перенос в печь с температурой 700°С с двухчасовой выдержкой
и охлаждением на воздухе (рис. 3.12,в,г).
Затем проводили отжиги по стандартному режиму (нагрев на
950°С, выдержка 1 час, охлаждение на воздухе, затем старение при
530°С в течение 6 часов) и экспериментальному (950°С, 1 час,
охлаждение с печью до 450°С, далее на воздухе, и аналогичное
старение).
Сплавы, обработанные по первой схеме, характеризуются
структурой с крупными глобулями первичной ос-фазы, между
б
Микроструктура сплавов типа ВТ9
с различным содержанием кремния
а - 0,28%Si, хЗО.ООО; _ б - 0,09%Si, х20.000;
в - 0,28%Si, т.п. в рефлексе (1 12)Sь х40.000; г - 0,09%Si, х40.000.
которыми видны участки p-превращенной структуры. Частицы
силицидов в сплавах с повышенным содержанием кремния в
основном наблюдаются внутри глобулярных ос-выделений (см. рис.
3.12,а) и они имеют структуру типа S2, аналогично описанным
ранее на рис. 3.6. В сплаве с низким содержанием кремния
силицидных частиц обнаружить не удалось (рис.3.12,б).
Структура сплавов, обработанных по второй группе режимов,
аналогична описанной ранее для ВТ9. Дополнительные отжиг и
старение проявляются в основном в увеличении количества
относительно дисперсной ос-фазы. Заметной разницы в структуре
сплавов ВТ9 и ВТ9м нет, за исключением наличия в сплавах с
кремнием частиц силицидов по межфазным ос/р границам (рис.
3.12,в,г).
На рис.3.13 и 3.14 представлены результаты испытаний,
проведенных на ВСМПО, по влиянию кремния и исходной
структуры на механические свойства сплава типа ВТ9.
Как видно из хода кривых на графиках, в сплавах с глобулярно-
пластинчатой структурой прочность выше в том случае, когда
кремний находится в твердом растворе, в то время как на значениях
пластичности это не отражается. С увеличением содержания
кремния в обоих случаях наблюдается некоторое упрочнение
(около 50...80 МПа). Эти данные во многом аналогичны
результатам работы [88], в которой на сплаве Ti-4Mo-4Al-2Sn-Si
показано, что при увеличении содержания кремния от 0 до 0,5%
временное сопротивление возрастает на 150 МПа. Ударная
вязкость, особенно КСТ, с увеличением содержания кремния резко
снижается, причем это наиболее ярко проявляется при охлаждении
Зависимость механических свойств сплава ВТ9 с
бимодальной структурой от содержанием кремния
Зависимость механических свойств сплава ВТ9 с
пластинчатой структурой от содержания кремния
ф
о
ф
2
Ф
О.
m
1100
ф S X ф е; m s га С 1000
1- о Q. С О О S 1- О Ф >Ч id Ф 1- Ф d ф Q. С S га С ф о X л § ь S и о X 1- о 900 800 1000 900 800 700 20 Ф х 15 X ф X 10 & * 5
ф
о
30
ф
ф
о
ф
£
О
ф___
£ -^Й
Ei
и
•
25
20
15
10
Содержание кремния, %
стандартный отжиг —s—охлаждение с печью
с печью в интервале концентраций кремния, близких к пределу его
растворимости в твердом растворе, когда в сплаве по межфазным
границам появляются силициды типа S(.
В случае стандартного отжига, когда выделение силицидов при
малых концентрациях кремния не происходит, кремний
практически не оказывает влияния на значения ударной вязкости.
При дальнейшем увеличении количества кремния наблюдается
закономерное повышение прочности и уменьшение пластичности и
вязкости, аналогично рассмотренному выше, в то время как после
стандартного отжига заметного изменения прочностных и
пластических свойств не происходит, хотя значения вязкости
снижаются при повышенном содержании кремния (см. рис. 3.14).
Проведение испытаний на длительную прочность при 550°С еще
раз показывает, что кремний в сплавах необходим в твердом
растворе, а не в частицах силицидов. Проведение дополнительного
отжига при 950°С с последующим ускоренным охлаждением для
сплава ВТ9 приводит к возрастанию длительной прочности более
чем в два раза, в то время как для сплава ВТ9м после аналогичных
обработок длительная прочность отличается незначительно
(см.табл. 3.1).
В связи с изложенным выше представлялось интересным
изучить кинетику выделения силицидных частиц в сплавах с
пластинчатой и глобулярно-пластинчатой структурой в процессе
изотермического отжига в интервале температур 75О...85О°С.
Испытания на ударный изгиб осуществляли после обработок по
схеме: нагрев 950°С, выдержка 40 мин., перенос с подстуживанием
в печь с температурой изотермической выдержки. Испытания
Таблица 3.1
Механические свойства титановых сплавов ВТ9 и ВТ9м1
с различными типами структур
СПЛАВ ТИП СТРУКТУРЫ сув, МПа Сто,2, МПа 8, % КСТ, МДж/м2 Длительная прочность при 550°С
напряже- ние, МПа время до разруше- ния, ч
ВТ9 пластинчатая с силицидными частицами на ос/р- границах 1000.2 932.0 4.6 0.10 550 180
ВТ9м1 910.0 802.0 13.5 0.36 90.5
ВТ9 пластинчатая без силицидных частиц на ос/р- границах 1010.0 906.0 6.2 0.30 550 >200
ВТ9м1 986.0 876.0 8.4 0.36 118.5
ВТ9 глобулярно- пластинчатая 1070.0 1002.0 15.9 0.18 550 154.0
ВТ9м1 1010.0 980.2 17.8 0.41 36.6
проводили при указанных выше температурах согласно ГОСТ
9651-84 (Испытания при повышенных температурах до 1200°С).
Продолжительность изотермической выдержки варьировали от 3
мин. до 8 часов. Результаты испытаний сплавов типа ВТ9 с
глобулярно-пластинчатой структурой представлены на рис. 3.15, с
пластинчатой структурой - на рис.3.16. Как видно из
представленных результатов, в сплавах с кремнием наблюдается
относительно резкое уменьшение KCU после выдержки в течение
8... 12 мин (в зависимости от температуры испытаний), а в сплаве
без кремния уменьшение ударной вязкости при выдержке
практически не происходит. Такой характер изменения ударной
вязкости наблюдается и на глобулярно-пластинчатой, и на
пластинчатой структурах, причем в сплавах с глобулярной
структурой падение KCU больше.
Для выяснения причин уменьшения KCU провели
электронномикроскопическое исследование структуры.
Как показали наши исследования, протекающий распад
метастабильной [3-фазы в процессе изотермической выдержки по
схеме [3—хх+Р, как в сплаве с кремнием, так и без него во многом
аналогичен, и его течение не должно приводить к резко
выраженному падению ударной вязкости. [3—>а+|3 -превращение
начинается с первой минуты выдержки при 750...800° С, а
практически заканчивается к 1 часу. Принципиальные различия в
структурах сплавов с кремнием и без кремния в начале и в конце
изотермической выдержки были связаны только с наличием частиц
силицидов.
KCU, МДж/м2 KCU, МДж/м2 KCU, МДж/м
Изменение ударной вязкости сплавав ВТ9 и ВТ9м с
бимодальной структурой при изотермической
Время изотермической выдержки, мин.
—0.28%Si -0—0.09%Si
KCU, МДж/м2 KCU, МДж/м2 KCU, МДж/м
Изменение ударной вязкости сплавов ВТ9 и ВТ9м с
пластинчатой структурой при изотермической
Время изотермической выдержки, мин.
—0.28%Si -0—0.09%Si
При изучении изотермического процесса образования частиц
силицидов установлено, что их выделение как в сплавах с
пластинчатой структурой, так и с глобулярно-пластинчатой во
многом близко, но в сплавах с пластинчатой структурой оно
начинается несколько раньше. Наиболее быстро выделения
появляются при 800°С, когда длительность инкубационного
периода их формирования составляет около 6-8 минут, а при
температурах выдержки 750 и 850°С несколько более - 10...12
минут.
Частицы преимущественно наблюдаются на межфазных а/0
границах в 0-фазе и при небольших выдержках имеют ограненную
форму (рис.3.17,а,б), что может свидетельствовать о их
когерентной связи с матрицей. Стехиометрический состав этих
частиц близок к (Ti,Zr)5Si3 (Si). Начало выделения этих частиц
совпадает по времени с уменьшением ударной вязкости сплава.
Так, если KCU сплава ВТ9 с пластинчатой структурой при 750°С с
выдержкой до 5 мин. составляет 0,60 МДж/м2, то при увеличении
длительности распада более 20 минут KCU уменьшается до 0,35
МДж/м2. В сплаве ВТ9 с глобулярно-пластинчатой структурой
уменьшение значений ударной вязкости в течение изотермической
выдержки выражено более активно: при 5 мин. выдержки KCU
1,0...1,1, а при 20 мин - 0,56 МДж/м2.
Уровень KCU в сплаве с бимодальной структурой всегда выше,
чем в сплаве с пластинчатой структурой. Известно, что величина
ударной вязкости складывается из работы зарождения и работы
распространения трещины [26]. В случае структуры с пластинчатой
формой a-фазы зарождение трещины облегчено, затруднен ее рост,
Микроструктура сплава ВТ9 после изотермической выдержки
а
г
а - 750°С, 30 минут, хбО.ООО; б - 750°С, 4 часа, х40.000;
в - 850°С, 10 часов, хбО.ООО; г - т.п. в рефлексе (010)S2, хЮО.ООО.
а случае структуры с глобулярной формой ос-фазы, напротив,
зарождение затруднено, распространение облегчено [89].
Бимодальная структура удачно сочетает как затрудненное
зарождение, так и распространение трещины, обеспечивая более
высокие значения работы разрушения материала.
В сплаве ВТ9 с 0,09%Si заметных изменений структуры при
изотермической выдержке не наблюдали. Межфазные границы
раздела свободны от частиц силицидов, что приводит к отсутствию
резкого уменьшения ударной вязкости. Значения KCU сплава ВТ9
при 750°С независимо от времени выдержки составляют 0,95... 1,05
МДж/м2.
При увеличении длительности изотермической выдержки более
10 часов или при температуре нагрева выше 800°С иногда
наблюдается трансформация этих частиц в силицид типа (Ti,Zr)6Si3,
обозначаемый как S2 (рис.3.17,в,г). Можно предположить, что
процесс трансформации связан с обогащением частиц цирконием, в
результате которого изменяется пространственная группа
симметрии. Как правило, частицы силицида S2 имеют
неправильную округлую форму, которая свидетельствует о
некогерентности частиц с матрицей. Так как процесс выделения
силицидов протекает одновременно с процессом огрубления
структуры, т.е. при некоторой подвижности межфазных осф границ,
то, по нашему мнению, изменение структурного типа выделения
начинается после прохождения мигрирующей границы, когда
частицы переходят в тело а-пластин или ос-глобулей. Изменение
группы симметрии при трансформации S]—>S2 практически не
отражается на характеристиках твердости и прочности сплава,
однако, ударная вязкость при этом увеличивается. Жаропрочность,
напротив, заметно уменьшается.
Для проверки условий трансформации силицидных частиц
изучали влияние температуры нагрева в интервале 900...990°С на
структурный тип силицидов и места их расположения. На рис. 3.18
представлены микроструктуры, которые показывают, что если при
нагреве до 900...920°С удается наблюдать частицы силицида S] на
межфазных а/p границах, то после выдержки при более высоких
температурах частиц Si обнаружено не было, однако, в теле ос-фазы
зафиксировано присутствие силицидов типа Sa- Очевидно, что
повышение температуры нагрева в двухфазной (ос+Р)-области выше
температуры начала рекристаллизации ведет некоторому
увеличению ширины пластин ос-фазы. Межфазная ос/р граница
смещается, и силицидные частицы попадают в тело ос-фазы.
Следовательно трансформация типа частиц преимущественно
происходит при их переходе в другую фазу. Предельная
растворимость кремния в ос-фазе значительно меньше, чем р,
поэтому при нагреве в двухфазную область те частицы, которые
попали в тело ос-фазы, сохраняются, и их полное растворение
становится возможным лишь при нагреве в однофазную Р-область.
Таким образом, анализируя силицидные частицы, наблюдаемые
в сплавах типа ВТ9, можно заключить, что встречается два типа
силицидов, которые различаются как пространственной группой
симметрии, так и морфологией. При этом:
Силициды Si всегда имеют огранку, которая свидетельствует об
определенной когерентности матрицы и выделения и, как
следствие, о существовании полей упругих напряжений у границ
Влияние температуры отжига сплава ВТ9 на структурный тип
силицидов и места их расположения
а - 900°С, 40 минут, х40.000;
в - 950°С, 40 минут, хЗО.ООО;
б - 920°С, 40 минут, х40.000;
г - 980°С, 40 минут, х50.000.
раздела. Почти всегда силициды S] располагаются группами, в виде
строчек, они "привязаны" к межфазной границе раздела. При этом
ориентировка частиц в пределах группы одинакова. Исключением
является только тот случай, когда за счет медленного охлаждения
удалось реализовать рост пластин ос-фазы без зарождения
дисперсных ос частиц, когда до того на границах раздела
сформировались частицы силицидов (см. рис.3.17,6). Но и в этом
случае ориентировка частиц в пределах одной группы все равно
остается одной и той же.
Силициды S2 всегда расположены внутри частиц ос-фазы и
имеют округлую форму, что свидетельствует о прошедшей до того
их коалесценции. В составе таких силицидов всегда содержится
большее количество циркония и только за счет обогащения
цирконием возможна трансформация силицидов типа Si в S2.
Частицы силицида S2 не имеют когерентной связи с матрицей и
плохо растворяются при нагреве. Это свидетельствует о том, что в
составе этих частиц присутствуют элементы (олово, алюминий и
т.д.), повышающие устойчивость решетки. Растворение этих частиц
возможно только после нагрева в 0-область.
Выводы:
1. Изучено влияние содержания кремния и циркония на процесс
выделения силицидов. Установлено, что содержание кремния,
превышающее его предельную растворимость в титане в
присутствии циркония ведет к выделению частиц комплексного
силицида титана и циркония.
2. Показано, что в процессе термической обработки в титановом
сплаве типа ВТ9 возможно формирование двух типов выделений
частиц силицидов, обозначаемых как Si и S2. Силициды Si
описываются стехиометрической формулой (Ti,Zr)5Si3, имеют
гексагональную кристаллическую решетку (структурный тип
D88) с параметрами а=0,780, с=0,544 нм, с/а=0.697. Силициду S2
соответствует стехиометрия (Ti,Zr)6Si3 и гексагональная
кристаллическая решетка с параметрами а=0.702, с=0.368,
с/а=0.52.
3. При изучении изотермического процесса образования частиц
силицидов Si установлено, что наиболее быстро выделения
появляются при 800°С, когда длительность инкубационного
периода их формирования составляет около 6-8 минут, а при
температурах выдержки 750 и 850°С несколько более - 10... 12
минут. Частицы преимущественно наблюдаются на межфазных
ос/Р границах в P-фазе. Начало выделения этих частиц совпадает
по времени с уменьшением ударной вязкости сплава.
4. Установлено, что при значительном увеличении изотермической
выдержки в интервале температур 750...900°С или при
повышении температуры нагрева в двухфазной области выше
температуры рекристаллизации происходит обогащение
цирконием частиц силицида (Ti,Zr)5Si3 до (Ti,Zr)6Si3 в результате
которого изменяется пространственная группа симметрии
(Si^S2).
5. Выделение силицидов Si по межфазным сх/р границам в
значительной степени снижает технологическую пластичность
материала при деформации в интервале умеренных температур
(900...920°С). Наличие в сплаве силицидных частиц типа S2, как
правило, оказывает незначительное влияние на изменение
вязкости сплава.
6. Показано, что формирование в сплаве частиц силицидов как Sb
так и S2, приводит к понижению характеристик длительной
прочности, за счет обеднения твердого раствора по кремнию и
цирконию.
4. ИЗУЧЕНИЕ СОВМЕСТНОГО ВЫДЕЛЕНИЯ
АЛЮМИНИДОВ И СИЛИЦИДОВ В ДВУХФАЗНОМ СПЛАВЕ
ТИТАНА
Как уже отмечалось в литературном обзоре, в настоящее время
большинством выполненных исследований установлено, что для
достижения повышенной жаропрочности при температурах более
500°С необходимо осуществить выделение а2-фазы равномерно по
телу сс-фазы. Из отечественных двухфазных сплавов наиболее
перспективным в этом отношении является сплав ВТ25у, в котором
стандартной термической обработкой: (940°С, 1 час, воздух,
53О...55О°С, 6 часов, воздух), как правило, удается реализовать
требуемый уровень жаропрочности для длительной работы при
повышенных температурах (выше 500°С). Однако в практике
производства иногда не удается достичь необходимых
характеристик жаропрочности. Нами было высказано
предположение [90], что это может быть обусловлено
отрицательным влиянием выделения силицидных частиц на
последующее формирование (ос(а2)+р)-структуры. С целью
проверки этого предположения изучали влияние исходной
структуры: (ос+Р+силициды) и (ot+а,') на последующее
формирование ос2-фазы.
Предварительно для уточнения температурно-временных
интервалов выделения силицидных частиц сплав обрабатывали в
однофазной (1050°С) и (или) двухфазной (960°С) области с
последующим переносом в интервал температур наиболее
интенсивного выделения силицидов (700...850°С). Как показали
наши исследования, в процессе изотермического превращения
одновременно протекает два процесса: изотермическое [3—>ос+[3
превращение и формирование частиц силицидов.
Проведение рентгеноструктурного исследования позволило
оценить морфологию продуктов [3—>сс превращения, используя
уравнение Аврами [16]:
/= 1 - exp (-k*tn)
где: f - доля объема превращенной фазы,
t - время изотермического превращения,
к - константа скорости превращения,
п - показатель, характеризующий предпочтительный механизм
превращения.
Так как при охлаждении с температуры изотермической выдержки
непревращенная [3-фаза испытывает распад по диффузионному
(замедленное охлаждение) или бездиффузионному (ускоренное
охлаждение) механизмам, то с целью разделения процессов,
протекающих при изотермической выдержки и при последующем
охлаждении, образцы после выдержки охлаждали как на воздухе,
так и в воде.
Проведение кратковременной выдержки (до 1 часа) при 750°С с
последующей закалкой в воду показало, что весь непревращенный
[3-твердый раствор при охлаждении испытывает мартенситное
превращение по схеме: [3—>ос”. Как следствие этого на
рентгенограммах фиксировались отражения только от а и а” фаз и
определить изменение параметра [3-фазы можно было только
расчетным путем, пересчитывая параметры а, Ъ и с ромбического
мартенсита по известным формулам [13]:
ap = Z>a"/^3; ap = ca"^3/8,
считая что никакого перераспределения легирующих элементов
при охлаждении не происходило, т.е. мы имеем дело с
классическим мартенситным превращением.
Результаты такого пересчета представлены на рис. 4.1.
Изотермическое превращение, как после обработки в однофазной
области, так и в двухфазной, имеют близкие кинетики. Однако,
более высокая стабильность 0-фазы в ос+0-исходной структуре,
увеличивает длительность инкубационного периода распада,
который, например, при температуре 750°С составляет 5 минут, в
то время как после переохлаждения из 0-области в аналогичных
условиях - менее 3 минут, что проявляется в уменьшении периода
решетки матрицы за счет ее обогащения 0-стабилизаторами:
молибденом и вольфрамом. По мере увеличения длительности
выдержки период решетки 0-фазы уменьшается, а количество ос-
фазы возрастает. Пересчет параметра решетки по уравнению
Аврами дает значения кинетического показателя п, близкие к
единице, независимо от характера исходной структуры, что
свидетельствует о пластинчатости продуктов превращения.
Полученная расчетным путем форма выделений подтверждается
металлографическим исследованием. Частицы ос-фазы образуются в
виде пластин и эта реакция по схеме 0—>ос+0 приводит к
формированию ос-колоний, что особенно ярко видно на образцах,
охлажденных на воздухе (рис.4.2).
Выделение силицидных частиц как после выдержки в 0, так и в
(ос+0)-области, наблюдали после выдержек больших, чем начало
0—>ос превращения. На рис. 4.3 приведены С-образные диаграммы
Изменение параметра кристаллической
решетки ар при изотермической выдержке
Параметр а,, нм Параметр ар, нм
температура нагрева 960 °C
—♦—850 С
800 С
—л—750 С
-©-700 С
0 1 2 3 4 5
Время выдержки (минуты), In т
-и-800 С
—л—750 С
—©—700 С
Время выдержки (минуты), In т
Типичные микроструктуры сплава ВТ25у
а
б
а - Тотж - 960°С, воздух х750; б - Тотж = 1050°С,воздух, х750.
С-образные диаграммы выделения
силицидных частиц в сплаве ВТ25у
температура нагрева 960°С
Температура,°C Температура,°C
Время изотермической выдержки (минуты), In т
Время изотермической выдержки (минуты), In т
начала выделения частиц силицидов Si в изотермических условиях,
построенные по результатам электронно-микроскопического
исследования. Следует подчеркнуть, что помимо частиц, которые
выделяются в течение изотермического превращения, иногда
удается наблюдать "структурно непривязанные" частицы
неправильной формы, которые не растворились при обработке на
твердый раствор. Их количество после нагрева на 960°С
значительно больше, чем после обработки при 1050°С.
На рис. 4.4 представлены микроструктуры, показывающие места
предпочтительного выделения частиц силицидов. Как и для сплава
ВТ9, в процессе изотермической выдержки, силициды
зарождаются преимущественно на межфазных а/|3 границах и их
рост происходит в 0-фазу. Эти частицы имеют четкую огранку,
которая показывает их ориентационную связь с матрицей
(рис.4.4,а,б). Расчет электронограмм, полученных с таких частиц,
показал, что первоначально выделяются силициды типа (Ti,Zr)5Si3
(рис.4.4,в,г), аналогично описанному ранее для сплава ВТ9.
По мере увеличения длительности выдержки при повышенных
температурах при протекании (3—>ос превращения, некоторые
частицы оказываются в ос-фазе и при этом теряют
кристаллографическую связь матрицей, обусловленную
когерентностью первичных продуктов распада. Некогерентные
частицы быстро коагулируют, имеют округлую форму и, по нашему
мнению, обогащаются цирконием (рис.4.5,а,б). В пользу такого
предположения свидетельствует то, что структурный тип
силицидов при длительных выдержках изменяется.
В
Г
а - хбО.ООО; б - т.п. в свете (300)Sb х40.000;
в, г - электронограмма и схема с силицида типа Sj.
а
б
а - х40.000; б - т.п. в свете ( 241)S3, х 100.000;
в, г - электронограмма и схема с силицида типа S3.
При микродифракционном анализе установлено, что от
глобулярных силицидов, расположенных в ос-фазе, на
электронограммах проявляется система рефлексов от фазы типа
Zr2Si (рис.4.5,в,г). Как отмечалось в литературном обзоре, силицид
циркония типа Zr2Si имеет тетрагональную решетку (структурный
тип С16) и по данным работы [68] встречается в двойных сплавах
цирконий-кремний с повышенным содержанием циркония. В
сплавах на основе титана такого силицида ранее не наблюдали.
Силицид Zr2Si обозначается S3 и имеет параметры
кристаллической решетки <7=0,66, с=0,53нм [43]. В анализируемом
случае параметры решетки несколько меньше (<7=0,65, с=0,52 нм),
что, по нашему мнению, обусловлено растворением в решетке
силицида атомов титана, размер которых меньше, чем у циркония:
0,147 и 0,160 нм соответственно.
Описанная трансформация преимущественно наблюдается при
повышенных температурах распада (800°С и выше) или в тех
случаях, когда сплав с силицидами Si дополнительно нагревали на
температуру выше, чем температура формирования частиц S],
Однако, используя с некоторыми допущениями принципы
образования метастабильных фаз, можно утверждать, что частицы
Si являются некоторой промежуточной фазой в системе титан-
силицид типа S2 (S3). Поэтому и в изотермических условиях такая
трансформация возможна, но для ее реализации необходимо более
длительное время.
Сопоставляя полученные значения с работой [56], не учитывая
того, что тип кристаллической решетки изменился от
гексагональной к тетрагональной, можно предположить, что
отношение титана к цирконию в этом силициде близко к двум; т.е.-
(Ti4Zr2)Si3. По мере увеличения длительности изотермической
выдержки наблюдается увеличение отношения с/а, что
свидетельствует об обогащении частиц атомами циркония. Такое
сравнение кажется нам вполне корректным, так как в основе
анализа содержания элементов в решетке силицида лежит только
соотношение осей с/а. Учитывая, что категория симметрии у
силицидов S2 и S3 одна и та же, мы считаем, что такой подход
качественно справедлив.
Необходимо подчеркнуть, что если в сплаве ВТ9 с увеличением
длительности изотермической выдержки происходит
трансформация решетки силицида из D88 в Рб/mmm без изменения
сингонии, то в случае сплава ВТ25у первоначальные
гексагональные силициды D88 превращаются в тетрагональные
типа С16. По всей видимости, такое отличие может быть
обусловлено большим атомным соотношением Zr к Si для сплава
ВТ25у (8,0-10,0), чем для ВТ9 (1,5-2,0) и, тем самым, вероятностью
образования более стабильного тетрагонального силицида.
Для проверки предположения о том, что отношение количества
атомов циркония к кремнию определяет кристаллическую
структуру силицида, анализировали силициды, расположенные в ос-
фазе сплава ВТ18у. В этом псевдо ос-сплаве отношение количества
Zr/Si аналогично сплаву ВТ25у и близко к 8,0-10,0. На рис.4.6
представлена микроструктура сплава ВТ18у после обработки при
температуре 950°С с последующим замедленным охлаждением.
Как следует из расчета электронограмм, выделяющиеся в ос-фазе
силициды имеют тетрагональную решетку типа СиА12, т.е.
а - хбО.ООО; б - т.п. в свете ( 201 )S3, х 120.000;
в, г - электронограмма и схема с силицида типа S3.
аналогичны наблюдаемым в сплаве ВТ25у. Таким образом, можно
утверждать, что в титановых сплавах тип силицида,
выделяющегося в a-фазе, определяется количественным
отношением циркония к кремнию и при его увеличении
наблюдается переход от гексагональной решетки с
пространственной группой Рб/ттт при отношении осей с/а ~ 0,5 к
тетрагональной решетке с пространственной группой 14/ттт
(структурным тип С16).
Таким образом, как показали наши исследования, силициды Si
выделяются и растут в £-фазе на межфазных 0/а границах раздела,
а силициды S3 формируются и растут преимущественно в а фазе.
Далее, для подтверждения высказанной выше гипотезы о
влиянии выделения силицидов на формирование ос2 фазы проведена
термическая обработка по трем вариантам (рис. 4.7). Во всех трех
случаях обработке подвергали прутки, диаметром 25 мм,
промышленной плавки, состав которой представлен в таблице 2.1.
По первому варианту образцы сплава нагревали до температуры
1050°С (Тпп+80°С), выдерживали и переносили в ванну с
температурой 750°С для формирования пластинчатой структуры с
выделениями силицидов Si по межфазным поверхностям раздела.
Время изотермической выдержки при 750°С, исходя из выше
описанных результатов, выбирали 8 часов. Как показали
результаты микродифракционного и рентгеноструктурного
анализов после такой обработки в сплаве преимущественно
наблюдаются силициды Si, хотя и изредка встречаются частицы S3
в крупных пластинах а-фазы.
Температура Температура Температура
1050,1 час
560, т (10...50час)
III
По второму варианту сплав после первой обработки
дополнительно выдерживали при 930°С с целью перевода основной
части силицидов Si в S3.
По третьему варианту обработки образцы сплава нагревали до
1050°С, выдерживали и охлаждали на воздухе. Формирующаяся
при этом структура представляла собой тонкодисперсную (а+Р)-
структуру без заметного количества других фаз.
После проведения таких обработок сплав подвергали старению
при 560°С. Температура 560°С была выбрана как температура
наиболее интенсивного выделения а2-фазы и как предельная
температура длительной эксплуатации сплава ВТ25у.
Следует отметить, что в образцах, обработанных по третьему
варианту, метастабильность P-твердого раствора выше (период
решетки P-фазы составляет 0,3261 нм, в то время как после первого
варианта - 0,3242 нм ), и, как следствие этого, при старении распад
ot-матрицы по схеме р—>а+Р протекает более интенсивно, что
сопровождается некоторым упрочнением (рис.4.8). Незначительное
уменьшение твердости при выдержке 20...30 часов по всей
видимости связано с процессами коагуляции продуктов распада
метастабильной P-фазы. С увеличением длительности старения
начинаются процессы упорядочения в ос-фазе и при выдержках
более 10 часов на электронограммах фиксируются отражения от аг-
фазы, а на микрофотографиях в a-фазе наблюдается характерный
дислокационный контраст (рис.4.9,а,б), который во многих
работах, например [35], трактуется как следствие выделения аг-
фазы, приводящего к образованию плоских скоплений. После такой
обработки на межфазных а/p границах иногда наблюдается
Зависимость твердости сплава ВТ25у от
продолжительности старения при 560°С
Твердость, МПа
—♦—1050 С, 1час, 750, 8часов, воздух+
старение 560 С, t
-□-1050, 1час, 750, вчасов, воздух+
930,1 час, воздух+старение 560 СД
—•—1050 С, 1час, воздух+ старение 560 С, t
Микроструктура сплава ВТ25у
а
б
в г
а, б - 1100°С, 1 ч, воздух + старение 560°С, 20 ч;
в, г - 1100°С, 1 ч, 750°С, 8 ч, воздух + старение 560°С, 20 ч;
а - х70.000, б - электронограмма с пластины ос-фазы,
в - х40.000, г - т.п. в свете (110)Sb х50.000.
образование дисперсных частиц силицида Si, количество которых
мало. Наиболее интенсивно процесс образования ос2 фазы протекает
после 30 часов старения, что проявляется в заметном приросте
твердости .
В случае старения сплава, обработанного на предварительное
выделение силицидных частиц (варианты I и II), образование сх2-
фазы начинается при более длительных выдержках (более 25
часов). Причем нам не удалось наблюдать эти частицы в тех зернах
ос-фазы, в которых имелись частицы силицидов (рис.4.9,в,г)
(вариант II). Прирост твердости при старении в этих случаях
несколько меньше и в основном связан с дораспадом £-фазы, а не с
выделением ос2 -частиц (см.рис.4.8)
Необходимо отметить, что при рентгеноструктурном
исследовании образцов после обработок по вариантам I - III, на
дифрактограммах присутствуют слабые линии, не отвечающие
отражениям от типичных фаз, наблюдаемых в титановых сплавах
(рис.4.10). Используя данные работ [69-71] и табличные данные,
удалось установить, что их можно отнести к титан-циркониевым
силицидам (Ti,Zr)5Si3 и (Ti,Zr)2Si (Si и S3 соответственно). По всей
видимости, их обнаружение методом рентгеноструктурного
фазового анализа, несмотря на малую объемную долю частиц,
обусловлено существенной разницей в структурных факторах
основных фаз и этих силицидов. Известно [78,79], что с
увеличением атомного номера элемента существенно возрастает
его отражательная способность. В анализируемом случае к
наиболее тяжелым элементам следует отнести цирконий и олово и
наличие отражений от силицидных фаз лишний раз
Штрих-рентгенограмма сплава ВТ25у
(Со ка)
1100°С,1 ч, 750°С, 8 ч + 930°С,1 ч + 560°С,50ч
свидетельствует о том, что эти тяжелые элементы находятся в
частицах.
Таким образом, полученные результаты показывают, что в том
случае, когда в сплаве предварительной обработкой получены
силициды, выделение аг-фазы тормозится особенно в тех
микрообъемах, где наблюдаются силицидные частицы типа
(Ti,Zr)2Si -(S3). Как следствие этого, можно ожидать, что в тех
случаях, когда наблюдается выделение силицидных частиц уровень
жаропрочности существенно ниже, чем при их отсутствии. По всей
видимости это обусловлено тем, что в состав силицидных частиц
входят цирконий, кремний и, возможно, олово и алюминий. Олово
является аналогом кремния по периодической таблице элементов, а
о наличии алюминия в силицидах сообщалось в работах [91-94].
Кроме того, известно [43,57], что растворимость элементов
внедрения в решетке силицида также высока. В результате
происходит обеднение твердого раствора по этим элементам и
уменьшается алюминиевый эквивалент [31]:
%А1ЭКВ = %А1 + %Sn/3 + %Zr/6 + 10 (%0+%N) + 4%Si
который можно считать показателем возможности образования аг-
фазы.
Полученные результаты, на наш взгляд, позволяют
проанализировать роль циркония в формировании силицидных
частиц. Мы считаем, что цирконий ускоряет процесс образования
силицидов и способствует изменению их структурного типа, но не
оказывает существенного влияния на температуру их растворения.
Это находится в некотором противоречии с результатами работы
[95], где фактически говорится о повышении температуры
растворения силицидов при увеличении содержания циркония. Так
как результаты этой работы основываются на анализе
закономерностей роста зерна в сплавах с разным содержанием
циркония, а не на прямых электронно-микроскопических
исследованиях, то, по нашему мнению, они нуждаются в
дополнительном подтверждении прямыми методами.
Для проверки результатов лабораторных исследований,
совместно с лабораторией титановых сплавов ВСМПО, изучали
структуру и свойства изделий из сплава ВТ25у, полученных по
различным схемам обработки непосредственно в процессе
производства.
В практике изготовлении крыльчаток компрессора иногда
использовали слитки разных диаметров: 750 и 475 мм. Это
позволило выяснить влияние скорости охлаждения при
кристаллизации, так как слиток меньшего диаметра подвергался
более ускоренному охлаждению, чем слиток большего диаметра.
Как показали результаты исследования микроструктуры при
обычных скоростях охлаждения (диаметр слитка 750 мм) в сплаве
формируются частицы силицидов (рис.4.11,а,б), а при ускоренном -
нет. Оба слитка продеформировали в P-области и завершили
деформацию в интервале температур (а+р)-области. После этого
шайбы, диаметром 400 мм и высотой 100 мм с подготовленной в
(а+Р)-области структурой, подвергали стандартной обработке:
отжигу при 940°С, 2 ч. с ускоренным охлаждением на воздухе и
старению при 530°С - 6 часов.
Микроструктура сплава ВТ25у
а,б - слиток 0 750 мм; в,г - слиток 0 475 мм
а - хбО.ООО; б - хЗО.ООО; в, г - хЗО.ООО.
Согласно требованиям сплав ВТ25у, применяемый в
компрессорах авиационных двигателей, должен обладать
следующими свойствами (ОСТ 90197-89):
• при 20°С - со,2^958 МПа, аь>1084 МПа, \/> 10%, Kic>50 МПал/м.
• • ползучесть при 566°С и напряжении = 241 МПа - остаточная
деформация за 50 ч. не должна превышать 0,15%.
Как показали результаты механических испытаний (таблица
4.1) проведение термической обработки по стандартной схеме
(940°С, 1 час, воздух+старение при 530...550°С, 6 часов)
позволило реализовать в обеих плавках требуемый уровень
свойств при комнатной температуре, но не обеспечило
необходимой жаропрочности при повышенной температуре.
Однако, деформация при ползучести для слитка меньшего размера
(ускоренное охлаждение) - была меньше. Высокотемпературная
ползучесть при 566°С снижается при этом почти в два раза. Так,
если после предварительного ускоренного охлаждения е=0,295%
при напряжении 240 МПа (время нагружения 50 ч.), то в случае
стандартного охлаждения е=0,495%.
Проведение дополнительного нагрева в Р-область
(Тпп+15...20°С) перед стандартной обработкой позволило
повысить характеристики длительной прочности при сохранении
удовлетворительных прочностных и пластических характеристик,
но для сплава с замедленной скоростью кристаллизации не
удалось достичь требуемых параметров по остаточной
деформации при ползучести (см.табл.4.1).
При изучении структуры сплава после указанных обработок
подтвердилось то, что образование силицидов, типа S3
Механические свойства крыльчатки компрессора из сплава ВТ25у
Таблица 4.1
Обработка ов, МПа Сод, МПа К1С, МПам1/2 8, % о=240 МПа, 560°С, 50 ч.
ускорен- ное охлажде- ние стандартная обработка 1077 1010 43,6 - 0,295
нагрев 990°С + стандартная обработка 1140 1006 13,0 - 0,110
замедлен- ное охлажде- ние стандартная обработка 1125 1010 26,8 74,6 0,495
нагрев 990°С + стандартная обработка 1110 980 20,0 - 0,35
Требования ОСТ >1084 >958 >10 >50 <0,15
(замедленное охлаждение), затрудняет выделение частиц ос2
(Ti3Al) в теле ос-фазы и, тем самым, снижает блокировку
дислокаций, увеличивая их подвижность, а в тех случаях, когда
силицидов нет (ускоренное охлаждение), или они располагаются
только в 0-фазе на межфазных прослойках (Si), то внутри частиц
ос-фазы происходят процессы упорядочения (рис.4.11,в,г) и, как их
следствие, повышаются характеристики жаропрочности.
Аналогичные результаты получены и на дисках из сплава
ВТ25у различных конфигураций. В больших сечениях, как
правило, наблюдается повышенная деформация при ползучести,
которая обусловлена меньшей долей выделения ос2-фазы в тех
случаях, когда в сплаве присутствуют силицидные частицы.
Таким образом, на примере сплава ВТ25у показано, что в тех
случаях, когда наблюдается выделение силицидных частиц типа
(Ti,Zr)2Si уменьшается количество выделений ос2-фазы, что
приводит понижению уровня жаропрочности. Поэтому в
жаропрочных сплавах титана содержание кремния не должно
превышать его предельную растворимость в матрице для
предотвращения выделения силицидов. Аналогичные результаты
были получены нами ранее [96] при изучении формирования
бимодальной структуры в сплавах ВТ8 и ВТ9. Как было показано
в сплаве ВТ8 при замедленном охлаждении из двухфазной
области в частицах a-фазы наблюдались процессы упорядочения,
в то время как в сплаве ВТ9 после аналогичных обработок - нет. В
то же время в сплаве ВТ9 наблюдали силициды. Следовательно,
на основание представленного анализа и полученных
закономерностей можно рекомендовать конкретные режимы
термообработки двухфазных титановых сплавов для более полной
реализации их возможностей как жаропрочных материалов. В
основном они сводятся к понижению содержания кремния в
пределах марки и регламентации термической обработки в
интервале температур возможного выделения силицидов:
92О...65О°С для предотвращения их образования.
Выводы:
1. Установлено, что в сплаве ВТ25у при термо деформационной
обработке, так же, как и в ВТ9, происходит формирование
силицидных частиц типа (Ti,Zr)5Si3 (Si) с гексагональной
решеткой, зарождение которых преимущественно происходит в
P-фазе на межфазных сс/р -границах.
2. При изучении изотермического процесса образования частиц
силицидов Si установлено, что наиболее быстро выделения
появляются при 750-800°С, когда длительность инкубационного
периода их формирования составляет 5... 10 минут. Частицы
преимущественно наблюдаются на межфазных сс/р границах.
3. Показано, что в процессе последующей термообработки,
происходит обогащение силицида Si атомами циркония, которое
сопровождается изменением сингонии решетки силицида и
образование силицидов S3. Силициды Si описываются
стехиометрической формулой (Ti,Zr)5Si3, а силициду S3
соответствует стехиометрия (Ti,Zr)2Si и тетрагональная
кристаллическая решетка (структурный тип С16) с параметрами
а=0.65, с=0.52 нм. Изменение симметрии связано с увеличением
соотношения количества атомов циркония и кремния. Частицы
S3 преимущественно располагаются в а-фазе.
4. Установлено, что повышение температуры нагрева в двухфазной
области не приводит к растворению частиц силицидов, а только
меняет места их предпочтительного расположения и
структурный тип. Растворение частиц происходит только при
нагреве в 0-область.
5. Установлено, что силициды типа S3, находясь в a-фазе, обедняют
твердый раствор по а-стабилизаторам: алюминию, углероду,
азоту и кислороду и, тем самым, уменьшают склонность к
образованию упорядоченной а2-фазы. Как следствие уменьшения
количества а2-фазы снижается уровень жаропрочности сплава.
6. Показано, что для повышения уровня жаропрочности атомы
кремния необходимо сохранить в твердом растворе, подавив
процесс образования силицидных частиц, так как при обеднении
твердого раствора по кремнию и цирконию за счет образования
частиц силицидов, увеличивается подвижность дислокаций и,
как следствие, понижаются характеристики жаропрочности.
ОБЩИЕ ВЫВОДЫ
1. Установлено, что в двухфазных жаропрочных титановых сплавах
типа ВТ25у и ВТ9 при термодеформационной обработке
происходит формирование силицидных частиц типа (Ti,Zr)5Si3
(Si) с гексагональной решеткой, зарождение которых
преимущественно происходит на межфазных а/0 -границах со
стороны 0-фазы. В процессе последующей термообработки,
особенно при температурах, превышающих формирование
указанного силицида, возможно изменение структурного типа
этого силицида за счет трансформации решетки при ее
обогащении атомами циркония.
2. Показано, что обогащение силицида атомами циркония в
сплавах, типа ВТ9, приводит к структурной формуле (Ti,Zr)6Si3
(S2), без изменения сингонии решетки, но с изменением ее
параметров, а в сплаве ВТ25у - сопровождается изменением
симметрии решетки от гексагональной к тетрагональной и
образованием силицида типа (Zr,Ti)2Si (S3). Изменение
симметрии связано с повышением отношения количества атомов
циркония к кремнию от 1,5-2,0 в сплаве ВТ9 к 8,0-10,0 в сплаве
ВТ25у. Частицы S2 и S3 преимущественно располагаются в а-
фазе.
3. Установлено, что повышение температуры нагрева в двухфазной
области не приводит к растворению частиц силицидов, а только
меняет места их предпочтительного расположения и
структурный тип. Растворение частиц происходит только при
нагреве в Р-областъ.
4. Проанализированы причины уменьшения технологической
пластичности в двухфазных жаропрочных сплавах, содержащих
одновременно цирконий и кремний, и подтверждено, что ее
уменьшение обусловлено выделением силицидных частиц при
температурах ниже 900°С. Впервые показано, что за уменьшение
характеристик вязкости, в основном, ответственны силициды
типа Si, в то время как наличие частиц типа S2 и S3 не оказывает
заметного влияния на эти характеристики.
5. Показано, что для повышения уровня жаропрочности
необходимо атомы кремния сохранить в твердом растворе и
подавить процесс образования силицидных частиц, так как при
обеднении твердого раствора по кремнию и цирконию за счет
образования частиц, увеличивается подвижность дислокаций и,
как следствие, понижаются характеристики жаропрочности.
6. На примере сплава ВТ25у установлено, что силициды типа S3,
находясь в сс-твердом растворе, обедняют его по а-
стабилизаторам: алюминию, углероду, азоту и кислороду и, тем
самым, уменьшают склонность к образованию упорядоченной
ос2-фазы. Как следствие уменьшения количества а2 -фазы
снижается уровень жаропрочности сплава. Аналогичную роль
играют и силициды типа S2 в сплаве ВТ9.
7. На основании проведенных экспериментов рекомендовано
понизить концентрацию кремния в жаропрочных сплавах с
цирконием до предела растворимости кремния в а-твердом
растворе, а в тех случаях когда это невозможно, то держать
содержание кремния на нижнем пределе марки. В последнем
случае при назначении режима термической обработки
необходимо подавлять процесс образования силицидов путем
сокращения времени обработки при температурах ниже Тпп-50°С,
но выше 650°С, за счет применения ускоренного охлаждения
полуфабрикатов. Предложенные рекомендации переданы для
использования на Верхне-Салдинское металлургическое
производственное объединение, где нашли свое подтверждение в
практике производства полуфабрикатов.
БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК
1. Titanium'72: Science and technology. Proc. 2 Int. Conf., New York,
1973.
2. Титан. Металловедение и технология. Труды 3-ей
международной конференции по титану. Москва. 1976. М.:
ВИЛС. 1978.
3. Titanium'80: Science and technology. Proc. 4 Int. Conf. -Kyoto: May
19-22, 1980, New York, 1980.
4. Titanium'84: Science and technology. Proc. 5 Int. Conf. - Munich:
Sept. 10-14, 1984. Oberursel, 1985.
5. Titanium’88: Proc. Of sixth world Conf, of titanium. - Cannes,
France, 1988
6. Titanium'92: Science and technology. Proc. Symp. 7-th World
Titanium Conf. - San Diego, USA, 1992.
7. Наука, производство и применение титана в условиях конверсии:
материалы 1 Международной научно-технической конференции
по титану стран СНГ. - Москва, 14-16 сент.1994 г. М.: ВИЛС,
1994
8. Titanium'95: Science and technology. Proc. 8-th World Conf, of
Titanium. Birmingham, 1995.
9. Глазунов С.Г., Моисеев B.H. Конструкционные титановые
сплавы - М.: Металлургия, 1974. - 367 с.
10. Солонина О.П., Глазунов С.Г. Жаропрочные титановые сплавы.
- М.: Металлургия, 1976.-448 с.
11. Полуфабрикаты из титановых сплавов / В.К. Александров,
Н.Ф.Аношкин , А.П. Белозеров и др. - М.: ВИЛС, 1996. -581 с.
12. Титановые сплавы: Металловедение титана и его сплавов/
С.П.Белов, МЛ.Брун, С.Г.Глазунов, А.А.Ильин и др.; под ред.
Б.А.Колачева, С.Г.Глазунова. - М.: Металлургия, 1992. -352 с.
13. Титановые сплавы: Металлография титановых сплавов / Под
ред. С.Г.Глазунова, Б.А.Колачева. - М.: Металлургия, 1980. -464с.
14. Колачев Б.А. Физическое металловедение титана. - М.:
Металлургия, 1976. -184 с.
15. Коллингз Е.В. Физическое металловедение титановых сплавов. -
М.: Металлургия, 1988. -224 с.
16. Кристиан Дж. Теория превращений в металлах и сплавах. ч.1
Термодинамика и общая кинетическая теория. - М.: Мир, 1978.
806 с.
17. Колачев Б.А., Ливанов В.А. Буханова А.А. Механические
свойства титана и его сплавов. -М.: Металлургия, 1974, -544 с.
18. Хэмонд К., Наттинг Дж. Металловедение жаропрочных и
титановых сплавов. - Деформация и свойства материалов для
авиационной и космической техники. - М.: Металлургия, 1982.
С.73-111.
19. Цвиккер У. Титан и его сплавы. - М.: Металлургия, 1979. -511 с.
20. Blenkinsop Р.А. High temperature titanium alloys. - Des. Titanium;
Proc. Int. Conf., Bristol, 7-8 July, 1986. London, 1986. P. 191-197.
21. Ильенко B.M., Тетюхин B.B. Жаропрочные титановые сплавы
для новых авиадвигателей. - Наука, производство и применение
титана в условиях конверсии: материалы 1 Междунар. Науч.-
техн. конф, по титану стран СНГ. - Москва, 14-16 сент. 1994 г.
М.: ВИЛС, 1994. С. 583-593.
22. Жаропрочные титановые сплавы. / О.П.Солонина, В.П.Кураева,
Н.Ф.Жебынева, Н.М.Улякова, Н.М.Падюкова - ТЛС, 1980, № 2.
С. 53-59.
23. Колачев Б.А. Основные принципы легирования титановых
сплавов. - Известия ВУЗов. Цветная металлургия, 1996, № 4. С.
34-41.
24. Suiter, J.W. Tensile properties of some Ti-oc-alloys up to 600°C. - J.
Inst. Metals 83 (1954/55). P.460-464.
25. Seren L., Friedlander H.N., Turkel S.H. Termal neutron activation
cross sections, Phys.Rev. 72 (1947), p.888-901.
26. Попов A.A., Анисимова Л.И. Связь характера разрушения с
микроструктурой и свойствами двухфазных титановых сплавов. -
Металловедение и термическая обработка, 1985, № 12. С.45-50.
27. Сварные соединения титановых сплавов. / В.Н.Моисеев,
Ф.Р.Куликов , Ю.Г.Кириллов и др. - М.:Металлургия, 1978.-248 с.
28. Glasova V.V., Kurnakov N.N. Resistance of Ti-Zr solid solutions
against plastic deformation at various temperatures. - Izvestya
Akademii Nauk. SSSR, Metallurgia i Toplivo 3 (1961). P.67-72.
29. Хорев А.И. Основы многокомпонентного легирования и
термической обработки высокопрочных свариваемых титановых
сплавов. - В сб.: Легирование и термическая обработка
титановых сплавов, ОНТИ ВИАМ, 1977. С. 17-42.
30. Rosenberg H.W. Titanium alloying in theory and practica. - The
science technology and applications of titanium. Oxford et al.:
Pergamon Press. 1970. P. 851.
31. Paton N.E., Mahoney M.W. Creep of titanium-silicon aiioys. - Met.
trans., 1976, A7, № 11. P. 1685-1694.
32. Структурные диаграммы титановых сплавов в координатах
эквивалент молибдена - эквивалент алюминия. / Б.А.Колачев,
А.А.Ильин, В.А.Володин, Д.В.Рынденков - Металлы, 1997, № 1.
С. 136-145.
33. Идзуми О. Проблемы металловедения современных титановых
сплавов. - Тэцу то хаганэ, 1987, Т. 73, № 3. С. 411-419. (перевод
ВЦП№Н-59615, 1988 г.)
34. Шалин Р.Е., Ильенко В.М., Титановые сплавы для авиационных
газотурбинных двигателей. - Титан, 1995, № 1-2. С. 24-29.
35. Влияние структурного состояния на жаропрочность сплава Ti-
5А1. / Кочеткова Т.Н., Ноткин А.Б., Тейтель Е.И., Потапенко
Ю.И., Гайдуков М.Г., Левин И.В. - Физ. мет. и металловед. -1990,
-69, №4. С. 176-182.
36. Влияние титан-циркониевых силицидов на особенности
структурной перекристаллизации титановых сплавов. /
В.К.Портной, В.З.Рафиков, Н.Л.Аниканов, Т.А.Асламова - Физ.
мет. и металловед. .-1990, № 4. С. 103-110.
37 .0 причинах пониженной технологической пластичности
некоторых двухфазных титановых сплавов. / А.А.Попов,
И.В.Левин, Л.И.Анисимова и др. - Физ. мет. и металловед.,-1986,
62. С. 583-587.
38. The effect of Si on the microstructure of high temperature Ti alloys.
/Banerjee D., Allison J.E., Frots F.H., Williams J.C. - Titanium: Sci.
and Technol. Proc. 5 Int. Conf., Munich, Sept. 10-14, 1984. Vol. 3.
Oberursel, 1985. P. 1513-1526.
39. Woodfield A.P., Lorette M.H., Smallman R.E. The influence of heat
treatment on the microstructure and properties of Ti-5331S. -
Titanium: Sci. and Technol. Proc. 5 Int. Conf., Munich, Sept. 10-14,
1984. Vol. 3». Oberursel, 1985. P. 1527-1534.
40. Neal D.F., Alloy development., Titanium'95: Science and
technology. - Proc. 8-th World Conf, of Titanium. Birmingham, 1995.
P. 2195-2204
41. Хансен M., Андерко К. Структуры двойных сплавов. Т. 2. - М.:
Металлургиздат. 1962. -1488 с.
42. Самсонов Г.В., Дворина Л.А., Рудь Б.М. Силициды. - М.:
Металлургия. 1979. -271 с.
43. X. Дж.Гольдшмидт, Сплавы внедрения. - М.: Мир. вып.2. -1971.
-464 с.
44. Shumbley L.S., Muddle В.С., Fraser H.L. The crystallography of the
precipitation of Ti5Si3 in Ti - Si alloys. - Acta met., 1988, 36, № 2. P.
299-310.
45. Es-Souni M., Wagner R., Beaven P.A. Microstructure and phase
relationships in a rapidly solidified dual phase alloy based on
Ti3(Al,Si)+Ti5(Si,Al)3. - Mater. Sci. and Eng. A - 1992. - 151, № 1. P.
69-75.
46. Пирсон У. Кристаллохимия и физика металлов и сплавов. - М.:
Мир. -1977. Т. 1. -420 с., Т. 2. -472 с.
47. Тарасова О.Б., Рубина Е.Б. Структура быстрозакаленных
сплавов Ti-Si. - Металлы, 1991, № 6. С. 124-129.
48. Миркин Л.И. Справочник по рентгеноструктурному анализу
поликристаллов. - М.:Гос. изд. физ.-мат. литературы. 1961.-864 с.
49. Pieraggi В., Raffy М., Dabosi F. Oxidation of Ti-Ti5Si3 eutectic
alloy. - «Int. Congr. Met. Corros., Toronto, June 3-7, 1984. Proc.
Vol.3». Ottawa, 1984. P.348-352.
50. Chaix C., Lasalmonie A., Costa P. Deformation at high temperature
of Ti-V and Ti-V-Si BCC alloys. - Strength Metals and Alloys. Proc.
5th Int. Conf., Aachen, 1979. Vol. 1. Toronto, 1979. P.463-468.
51. Franti G.W., Koss D.A. On the equilibrum silicide in Beta Ti-V
alloys containing Si. - Met Trans., 1977, 8A, № 10. P.1639-1641.
52. Chaix C., Diot C., Lasalmonie A. The structure of silicon rich
precipitates in Ti-30V-xSi alloys - influence of precipitation on the
mechanical properties. - Acta. Met., 1980. 28. № 11. P.1537-1547.
53. Graham D.E., Koss D.A. Structure-property relations in a metastable
(3-Ti alloy contaning Si. - Met. trans., 1978, A9, № 10. P.1435-1441.
54. Godden M.J. Precipitation and strengthening effects in some Ti-
45%V alloys containing silicon. - Mater. Sci. and Eng., 1977. 28, №2.
P.257-262.
55. Phase diagrams of the Ti-Si system under high pressure. /Yamane T.,
Fujushi Y., Araki H., Minamino Y., Saji S., Takahashi J., Miyamoto
Y. - J. Mater. Sci. Lett..-1994, 13, № 3. P.200-202.
56. Flower H.M., Salpadoru N.H. Phase equilibria and transformations
in a Ti-Zr-Si system. - Met. and Mater. Trans., 1995, A26, № 2. P.
243-257.
57. Гладышевский Е.И. Кристаллохимия силицидов и германидов. -
М.: Металлургия, 1971. -296 с.
58. Мьюрарка Ш. Сидициды для СБИС. - М.: Мир, 1986. -176 с.
59. Теплофизические свойства титана и его сплавов: Справ, изд. -
В.Э.Пелецкий, В.Я.Чеховской, Э.А.Бельская и др. - М.:
Металлургия. -268 с.
60. Antony К.С. Composition and structure of silicide precipitation in
complex titanium (6Al-3Sn-3Zr)-silicon alloys. - Trans. AIME, 1968,
242, №7. P. 1454-1456.
61. Flower H.M.,Swann P.R.,West D.R.F. Silicide precipitation in the
Ti-Zr-Al-Si System. - Met Trans., 1971, 2. P. 3289 -3297.
62. Etude des siliciures de titane-zirconium dans l'alliage Ti 685. /
Barbier F., Servant Melies C., Quesne C., Lacombe M.P. - J. Microsc.
et spectrosc. Electron.,1981, 6. № 3. P. 299-310.
63. McIntosh G., Baker T.N. Composition of silicide phase in near-alpha
titanium alloys.-Phase Transform.'87: Proc. Conf. Metal. Sci. Comm.
Inst. Metals, Cambrige, 6-10 July. London, 1988. P. 115-118.
64. Ramachandra C., Singh V., Silicide phases in some complex
titanium alloys. - Met. Trans., 1992, A23, № 2. P. 689-690.
65. Ramachandra C., Singh V., Orientation relationship between a’
titanium and silicide S2 in alloy Ti-6Al-5Zr-0.5Mo-0.25Si. - Met.
Trans., 1985, A16, № 1-3. P. 453-455.
66. Banerjee D., On the structural determination of silicides in titanium
alloys. - ScriptaMet., 1987, 21, № 12. P.1615-1617.
67. Ankem S., Banerjee D., McNeish D.J., Williams J.C., Seagle S.R.
Silicide formation in Ti-3Al-8V-6Cr-4Zr-4Mo. - Met. Trans., 1987,
A18, №7-12. P.2015-2025.
68. Flower H.M., Salpadoru N.H., Phase equilibria and transformations
in a Ti-Zr-Si system. - Titanium'95: Science and technology. Proc. 8-
th World Conf, of Titanium. Birmingham, 1995. P. 2220-2227.
69. Ramachandra C., Singh V., Silicide precipitation in alloy Ti-6A1-
5Zr-0.5Mo-0.25Si. - Met. Trans., 1982, A13, N 5. P.771-775.
70. Ramachandra C., Singh V., Effect of silicide precipitation on tensile
properties and fracture of alloy Ti-6Al-5Zr-0.5Mo-0.25Si. - Met.
Trans., 1985, A16, № 1-6. P. 227-231.
71. Ramachandra C., Singh V., Effect of thermomechanical treatments
on size and distribution of silicides and tensile properties of alloy Ti-
6Al-5Zr-0.5Mo-0.25Si. - Met. Trans., 1988, A19, № 1-6. P. 389-391.
72. Paton N.E., Mahoney M.W. Fatique and fracture characteristics of
silicon-bearing titanium alloy. - Met. trans., 1978, A9, № 10. P. 1497-
1501.
73. Ramachandra C., Singh V., Precipitation of the ordered Ti3Al phase
in alloy Ti-6.3Al-2Zr-3.3Mo-0.30Si. - Scr. met., 1986, 20, № 4. P.
509-512.
74. Sridhar G., Kutumbarao V.V., Sarma D.S. The influence of heat
treatment on the structure and properties of a near-cc titanium alloy. -
Met. trans., 1987, A18, № 1-6. P. 877-891.
75. Sridhar G., Sarma D.S. Structure and properties of a near cc-titanium
alloy after P solution treatment and aging at 625°C. - Met.Trans.,
1988, A19. № 7-12. P. 3025-3033.
76. On the synergism of oc2 and silicides in Ti-6Al-2Sn-2Cr-2Zr-2Mo-Si.
/Evans J.D., Broderick T.F., Woodhouse J.B., Hoenigman J.R. -
Titanium'95: Science and technology. Proc. 8-th World Conf, of
Titanium. Birmingham, 1995. P. 2413-2420.
77. Томас Г., Гориндж М.Дж. Просвечивающая электронная
микроскопия материалов. - М.: Наука, 1983. -318с.
78. Утевский Л.М. Дифракционная электронная микроскопия в
металловедении. - М.: Металлургия, 1973. -284с.
79. Горелик С.С., Скаков Ю.А., Расторгуев Л.Н.
Рентгенографический и электронно-оптический анализ. М.:
МИСИС, 1994. -328с.
80. Павлов В.А. Физические основы холодной деформации ОЦК-
металлов. -М.: Наука, 1978. -208 с.
81. Factors influencing the ductility of superplastic Ti-6A1-4V alloy. -
Firishiro N., Ishibashi H., Shimoyama S., Hori S. - Titanium 80: Sci.
and Technol.: Proc. 4 Intern. Conf. Kioto, 1980. New York, 1980.
V.2. P. 993-1000.
82. Семенова H.M., Елагина Л.А. Электронно-микроскопическое
исследование структуры сплавов ВТ18 и ВТ9. - ТЛС, 1973, № 5.
С. 39-43.
83. 0 взаимодействии между легирующими компонентами в
многокомпонентных металлических системах. - Горынин И.В.,
Чечулин Б.Б., Разуваева И.Н., Хесин Ю.Д. - В кн.: Титан.
Металловедение и технология. Т.2. М.: ВИЛС, 1978. С. 541-546.
84. Моисеев В.Н., Знаменская Е.В. Влияние нагрева в ос+|3- и 13-
области на свойства сплавов титана с оловом и цирконием. - В
сб.: Титановые сплавы. Б.М., 1977. С. 73-75.
85. Нартова Т.Т., Тарасова О.Б., Милевский Г.Л. Распределение А1,
Мо и Zr между фазами в сплавах Ti-Al-Mo-Zr. - Известия АН
СССР. Металлы, 1983, № 3. С. 616-622.
86. Блэнкинсон П.А., Нил Д.Ф., Гузей Р.Э. Влияние термической
обработки на структуру и свойства сплава IMI685. - В кн.: Титан.
Металловедение и технология. Т.З. М.: ВИЛС, 1978. С. 209-218.
87. Воган Р.Ф., Блэнкинсон П.А., Нил Д.Ф. Влияние различных
режимов термообработки на механические свойства ос+|3-
титанового сплава IMI550. - В кн.: Титан. Металловедение и
технология. Т.З. М.: ВИЛС, 1978. С. 241-252
88. Flower H.M.,Swann P.R.,West D.R.F. The effect of silicon on the
structure and mechanical properties of an oc+|3- titanium alloys. - J.
Mater. Sci. 1982, 17, № 4. P. 1221-1231.
89. Разработка титановых сплавов co структурой метастабильной 13-
фазы и взаимосвязь свойств. - Ф.Х.Фроуз, Р.Ф.Мэлоун,
Дж.С.Вилиамс, М.А.Гринфилд, Дж.П.Хирт. - В кн.: Деформация
и свойства материалов для авиационной и космической техники.
- М.: Металлургия, 1982. С. 132-153.
90. Попов А.А. Дроздова Н.А. Трубочкин А.В. Влияние
легирования на структуру и свойства жаропрочных сплавов
титана "Новые материалы и технологии". М.: ЛАТМЭС, 1996.
С.7-12
91. Zhang Zhu, Flower Н.М. Composition and lattice parameters of
silicide and matrix in cast Ti-Si-Al-Zr alloys. - Mater. Sci. and
Technol. - 1991, - 7, № 9. P. 812-817.
92. Wu J., Qiu G., Zhang L. The |3-Ti(Al,Si)+Ti5 (Si,Al)3 eutectic
reaction in the Ti-Al-Si ternary system. - Scr. met. et mater. - 1994, -
30, №2. P. 213-218.
93. Wu J., Qui G., Zhang L. Интерметаллическая фаза Ti5 (Si,Al)3 в
двухфазных сплавах. - Shanghai jiaotong daxue xuebao = J.
Shanghai Jiaotong Univ. - 1994, - 28, № 3, p. 23-28.
94. He L., Ye H., Xu R.,Yang D. Микроструктура фазы Ti5Si3 и ее
ориентационные соотношения с фазами TiAl и Ti3Al. - Jinshu xue
bao = Acta. met. sin. - 1994. - 30, № 4. P. A145-A149.
95. Mechanical properties of the near-alpha titanium alloy TIMETAL
1100 with fine |3-grain size. - D.Weinem, J.Kumpfert, M.Peters,
W.A.Kaysser - Titanium'95: Science and technology. Proc. 8-th
World Conf, of Titanium. Birmingham, 1995. P. 1042-1049.
96. Попов A.A., Дроздова H.A., Илларионов А.Г. Исследование
условий формирования стуктуры и влияние параметров ее
структуры на свойства двухфазных титановых сплавов. - Отчет о
научно-исследовательской работе № 0289. Свердловск, УПИ,
1991.-39 с.
2. МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ
Материалом исследования служили сплавы ВТ25у, ВТ9 и ВТ8
промышленной выплавки, а также модельные сплавы типа ВТ9.
Химический состав сплавов приведен в таблице 2.1
Таблица 2.1
Химический состав исследуемых сплавов
Марка сплава Легирующие элементы, мас.% (Ti-основа) T °C A ПП5
А1 Sn Zr Mo w Si
ВТ25у 6,7 2,2 4,6 3,9 0,61 0,17 970
ВТ8 6,5 - - 3,5 - 0,30 990
ВТ9 6,5 - 1,8 3,6 - 0,28 990
ВТ9м-1 6,6 - 1,8 3,5 - 0,09 995
ВТ9м 6,5 - 1,8 3,6 - следы 1000
Слитки выплавлялись в электродуговых вакуумных печах с
расходуемым электродом методом двойного переплава.
Последующую деформацию на конечный размер осуществляли на
ВСМПО по стандартным технологиям, которые включают в себя
комбинацию [3-деформации и деформации в (а+|3) -области,
чередующиеся между собой, но последней операцией всегда
является деформация в двухфазной области. Как правило,
деформацию заканчивали при температурах Тпп - (ЗО...4О°С).
Нагрев образцов при последующей термической обработке
А
осуществляли в печах сопротивления с воздушной атмосферой и в
селитровых печах-ваннах (до 550°С). Охлаждение после
завершения операций обработки проводили в воду или на воздухе в
зависимости от конкретных задач эксперимента.
Основными методами исследования структурных и фазовых
превращений служили металлография, дифракционная и растровая
электроная микроскопия, рентгеноструктурный анализ. Измерение
твердости образцов проводили по методам: Бринеля, стальным
шариком диаметром 10 мм при нагрузке 3000 кг; Роквелла,
алмазным конусом при нагрузке 150 кг.
Металлографический анализ осуществляли с применением
оптического микроскопа "Neophot-21" при увеличениях 200...500.
Для травления микрошлифов использовали реактивы следующих
составов:
• 1 часть HF + 2 части HNO3
• 21 мл HF + 64 мл НС1 + 106 мл HNO3 + 160 мл НгО
Первый травитель позволяет хорошо выявить внутризеренную
структуру, второй - границы зерен. Микродюрометрические
измерения проводили с помощью приставки к микроскопу
"Neophot-21 "с нагрузкой 100 г.
Электронно-микроскопический анализ тонкой структуры и
микродифракционные исследования проводили на микроскопах
Tesla BS-500 и JE0L-200CX при ускоряющем напряжении 90 и
200кВ соответственно. Приготовление фольг для электронно-
микроскопического исследования включало в себя следующие
операции:
1. Вырезка на электроискровом станке из массивных образцов
пластин толщиной 0,2...0,3 мм. Процесс резки производился в
керосине без разогрева образцов.
2. Предварительное утонение пластин на корундовой бумаге до
толщины 0.1 мм
3. Окончательное утонение посредством электрополировки.
Электрополировку сплавов осуществляли в два этапа:
первоначально в хлорно-уксусном электролите (хлорная кислота
100 мл, уксусный ангидрид - 500 мл) при напряжении 30...50 В с
охлаждением ванны проточной водой, не допуская разогрева
электролита выше 2О...ЗО°С; второй этап полировки проводили в
электролите (метиловый спирт - 300 мл, бутиловый спирт - 180 мл,
хлорная кислота - 30 мл). Для вторичной полировки применяли
термостат, температура электролита поддерживалась не выше 50°С
ниже нуля, для охлаждения применяли жидкий азот. При
электрополировке фольг при пониженных температурах
учитывали, что температура начала мартенситного превращения
лежит ниже минус 100°С. Электрополировку проводили в
открытом пинцете по всей поверхности фольги.
Расчет электронограмм выполняли по методикам, изложенным в
[77,78,79]. В качестве справочного материала использовали как
стандартные справочники [48], так и данные оригинальных работ
различных авторов, например [69,70]. Кроме того, на основание
сведений о структурном типе анализируемой фазы и ее параметрах
высчитывали возможные межплоскостные расстояния и индексы
интерференции для некоторых силицидных фаз. При этом не
учитывали запрещающего действия структурного фактора для
конкретных решеток, так как считали его ослабленным при длинах
волн электронномикроскопического исследования.
Изучение поверхностей разрушения проводили на растровых
электронных микроскопах JEOL-50C и РЭМ -200 при увеличениях
от 50 до 3000 раз. Образцы перед исследованием обрабатывали
спиртовым раствором для очистки поверхности от посторонних
примесей.
Рентгеноструктурные исследования осуществляли на
дифрактометрах ДРОН-3 и ДРОН-ЗМ в Ка медном и кобальтовом
излучениях с применением монохроматора и щелей Соллера. Для
проведения фазового анализа запись вели в интервале углов
0=10...65°. Определение периода кристаллической решетки р-
твердого раствора осуществляли методом аппроксимации по
линиям (200), (211) и (220) P-фазы, а в случае их отсутствия - по
линиям (111), (021), (022) и (200) «.’’-мартенсита.