Влияние температурно-скоростных параметров обработки на структурно-фазовое состояние и свойства сплава на основе алюминида титана Ti2AlNb

Мұқаба

Дәйексөз келтіру

Толық мәтін

Аннотация

Методами дифференциального термического анализа, растровой электронной микроскопии, рентгеноструктурного фазового анализа, микроиндентирования изучено изменение структуры, фазового состава, микротвердости, контактного модуля упругости жаропрочного сплава на основе интерметаллида титана Ti2AlNb в условиях варьирования скорости охлаждения (10…80 °/мин) с температур нагрева 950 и 970 °С. По результатам работы построены термокинетические диаграммы распада высокотемпературного β(B2)-твердого раствора.

Толық мәтін

ВВЕДЕНИЕ

Сплавы на основе интерметаллида титана Ti2AlNb (О-сплавы), включая исследуемый в работе сплав ВТИ-4, – жаропрочные материалы, которые работают при температурах до 700 °C [1, 2]. Их получают, используя как традиционные (обработка металлов давлением, порошковая металлургия [3–4]), так и перспективные аддитивные технологии [5–8]. О-сплавы обладают лучшей трещиностойкостью, более высокой пластичностью, вязкостью разрушения при комнатной температуре по сравнению с γ- сплавами на основе интерметаллида TiAl и имеют более высокие прочностные характеристики при повышенных температурах относительно сплавов на основе α2-фазы (Ti3Al) [1, 9, 10]. Плотность О-сплавов на 35–40% ниже плотности жаропрочных сплавов железа и никеля при сопоставимых прочностных характеристиках до температуры 700 °С [1, 11, 12].

В отличие от сплавов титана на основе неупорядоченных β- и α-твердых растворов с ОЦК- и ГПУ-решеткой соответственно, фазовый состав О-сплавов может включать β-фазу с ОЦК-решеткой, B2-фазу с упорядоченной ОЦК-решеткой, O-фазу на основе алюминида Ti2AlNb с орторомбической решеткой, α2-фазу на основе интерметаллида Ti3Al с упорядоченной ГПУ-решеткой [13–16].

Комплекс свойств О-сплавов, во многом, зависит от режима их термической обработки [16–21], выбор которой затруднителен без знания закономерностей изменения структурно-фазового состояния и свойств сплава при варьировании температуры нагрева и скорости охлаждения и без наличия изотермических и термокинетических диаграмм (ТКД) распада высокотемпературного β (B2)-твердого раствора. Ранее в работах [22, 23] построены изотермические диаграммы и ТКД распада β (B2)-твердого раствора для О-сплавов с температур нагрева, соответствующих β-области. Однако построение ТКД с температур нагрева ниже температуры полного перехода в β-область (Тпп) для О-сплавов практически не проводилось, хотя режимы их обработки часто связаны с охлаждением с температур нагрева ниже Тпп [16, 17].

Построение ТКД можно осуществлять по данным дифференциальных методов термического анализа [24], позволяющих определять, в том числе для О-сплавов, температурные интервалы протекания фазовых превращений [25, 26]. Для установления природы фазовых превращений, фиксируемых при термоанализе, также исследуют структуру, фазовый состав и определяют физико-механические свойства сплавов [27]. Исходя из вышесказанного, цель работы – изучение влияния температурно-скоростных параметров термического воздействия на формирование структурно-фазового состояния и комплекс физико-механических свойств, построение ТКД О-сплава ВТИ-4.

МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ

Материалом для исследования служил полученный по опытной технологии плоский полуфабрикат из ВТИ-4 – сплава на базе алюминида титана Ti2AlNb c суммарным содержанием дополнительных легирующих элементов V, Mo, Zr, Si до 3 ат.% [28]. Температура полного перехода в β-область, рассчитанная по формуле Тпп = 890 + 22 × %Al – 2 × %Nb – 10 × (%V + %Mo) [29], где содержание элементов в сплаве в мас.% (определено методом микрорентгеноспектрального анализа), составила ≈1010 °С.

Электроискровым способом для термоанализа вырезаны шайбы диаметром 5 мм и высотой 2 мм. Влияние скорости охлаждения с высокотемпературного нагрева на протекание фазовых превращений в сплаве изучали на приборе синхронного термического анализа (СТА) NETZSCH STA 449 C Jupiter в инертной атмосфере аргона высокой чистоты. При термоанализе использовали температуры нагрева 950, 970 °C и скорости охлаждения 10, 20, 37, 50, 80 °/мин. Температуры нагрева выбраны с учетом того, что при термомеханических обработках титановых сплавов нагрев производится преимущественно ниже Тпп [30]. Диапазон скоростей охлаждения в приборе СТА подобран таким образом, чтобы перекрыть возможные скорости охлаждения на воздухе полуфабрикатов из сплава ВТИ4 различного сечения. Так же с указанных температур нагрева, который проводили в лабораторной камерной печи, произведена закалка сплава в воду для фиксации высокотемпературного состояния, как это делается при упрочняющей обработке О-сплавов [31] и часто реализуется при использовании аддитивных технологий [8].

Исследование структуры сплава после термообработки осуществляли в растровом электронном микроскопе (РЭМ) ThermoScientific Scios 2 LoVac. На полученных при большом увеличении микроструктурах с использованием специализированной программы SIAMS700 проведена оценка толщины (наслоения, пластин) вторичной О-фазы, образующейся при термоанализе, погрешность измерения составила ±20 нм. Рентгеноструктурный фазовый анализ (РСФА) проводили на дифрактометре Bruker D8 Advance в медном Кα-излучении с записью дифрактограмм в диапазоне углов 2θ = 15°…120°. Расчет периодов решеток фиксируемых фаз осуществляли в программе TOPAS® 4.2, погрешность измерения составила ±0,0001 нм. Проведена оценка объемной доли О-фазы в структуре методом Ритвельда, погрешность измерения составила ±2%. Для измерения твердости и контактного модуля упругости сплава использовали прибор для микроиндентирования MHTX производства CSM Instruments. Нагрузка при измерении составляла 9 Н. Погрешность измерения твердости составила ±5 HV, модуля упругости ±2 ГПа.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

Дифрактограмма, снятая с исходного полуфабриката, и изображение структуры сплава ВТИ-4 в исходном состоянии представлены на рис. 1.

 

Рис. 1. Участок дифрактограммы, полученной со сплава ВТИ-4 в исходном состоянии (а) и соответствующая структура сплава (б).

 

Расчет дифрактограммы и анализ структуры показал, что сплав до термообработки находится в трехфазном β+O+α2 – состоянии. О-фаза присутствует в виде близких к равноосной форме первичных частиц (ОI) размером 1…3 мкм, сформировавшихся в высокотемпературной области, и дисперсных средней толщиной около 50 нм вторичных пластинчатых выделений (ОII) в β-матрице, образовавшихся в ходе охлаждения сплава до комнатной температуры. α2–фаза сходна по морфологии с ОI-фазой, но имеет за счет Z-контраcта более темный фон, связанный с повышенным содержанием наиболее легкого легирующего элемента – алюминия [16, 32], в этой фазе. Расчет периодов решеток β, О-фаз дал следующие результаты: аβ=0,3264 нм; аO=0,6067 нм, bO=0,9615нм, cO=0,4664 нм. Значение периода аβ близко к максимальной величине (0,327 нм), характерной для О-сплавов [33]. Это свидетельствует о формировании в исходном состоянии относительно равновесной структуры β-фазы за счет достаточно полного ее распада и в результате этого насыщенной основным β-стабилизатором ниобием и обедненной алюминием, имеющими соответственно больший (0,147 нм) и меньший (0,143 нм) атомный радиус, чем титан (0,146 нм) [34]. Периоды решетки О-фазы укладываются в типичные диапазоны [16]. Среднее значение твердости по Виккерсу сплава ВТИ-4 в исходном состоянии составило 480 HV.

Закалка в воду исходного полуфабриката с температур нагрева 950, 970 °С привела к изменению интенсивности линий фаз на дифрактограммах (рис. 2) и структуры (рис. 3).

 

Рис. 2. Участки дифрактограмм, снятые со сплава ВТИ-4, закаленного с температур 950, 970 °С.

 

С повышением температуры закалки с 950 до 970 °С на дифрактограммах (рис. 2) наблюдается рост интенсивности линий β-, α2-фаз и снижение интенсивности линий О-фазы. После закалки появляются сверхструктурные линии, в частности 100B2, свидетельствующие об упорядочении ОЦК-решетки β-твердого раствора по типу В2. Упорядочение связано с фиксируемыми РСФА и в структуре (рис. 3) процессами растворения О-фазы в ®-матрице при нагреве и выдержке под закалку. Это способствует, как показано ранее [35], обогащению ®-фазы по алюминию и обеднению по ®-стабилизаторам (Nb, V, Мо), стимулируя процесс упорядочения ®→В2 в процессе выдержки при температуре нагрева. Следует отметить, что нагрев на 950 °С приводит, в первую очередь, к растворению пластин ОII-фазы в β-матрице, а нагрев на 970 °С способствует еще и активному растворению ОI-выделений в β-твердом растворе (рис. 3).

 

Рис. 3. Структура сплава ВТИ-4, закаленного в воду с температур нагрева 950 (а) и 970 °С (б).

 

Активизация протекания О→β-превращения с ростом закалочной температуры обеспечивает снижение периода решетки β(B2)-фазы до 0,3247 нм (950 °С) и 0,3245 нм (970 °С) относительно его значения в исходном состоянии (0,3264 нм). Это результат обогащения β(B2)-твердого раствора при О→β-переходе алюминием и обеднения ниобием, имеющих, как отмечено выше, атомный радиус меньше (Al) и больше (Nb), чем у титана, так как известно [32], что О-фаза содержит больше алюминия и меньше ниобия, чем β(В2)-фаза. Кроме того, растворение выделений О-фазы, в первую очередь, ОII-пластин, упрочняющих сплав, способствует снижению дюрометрических характеристик с исходных 480 HV до 445 HV (950 °С) и 435 HV (970 °С) после закалки.

 

Рис. 4. Термограммы, снятые в процессе охлаждения сплава ВТИ-4 со скоростями 10, 20, 37, 50, 80°С/мин с температур нагрева: а – 950°С, б – 970°С (скорость охлаждения увеличивается на рисунках от нижней к верхней кривой).

 

Термограммы охлаждения с разными скоростями сплава ВТИ-4, нагретого на 950 и 970 °С, даны на рис. 4. На кривых охлаждения (рис. 4) можно выделить два экзотермических эффекта, связанных с протеканием распада β(В2)-фазы в различных диапазонах температур. Используя методические рекомендации, представленные в работах [24, 36], и специализированную программу “Proteus Analysis”, разработанную фирмой NETZSCH, были определены температуры начала, конца и максимумов обнаруженных экзотермических эффектов, которые приведены на рис. 4. При увеличении скорости охлаждения оба экзоэффекта на термограммах смещаются в область более низких температур.

Для выявления природы превращений, ответственных за экзоэффекты на термограммах, изучена структура и фазовый состав сплава после термоанализа. В микроструктуре (рис. 5) сплава выявлено наличие трех характерных структурных составляющих, которые условно названы первая, вторая, третья. Первая – это первичные, близкие к равноосным О(α2)-частицы; вторая – области β-матрицы свободные от выделений (ОСВ); третья – области β-превращенной структуры, содержащие пластины вторичной О-фазы различной дисперсности в β-матрице (рис. 5).

 

Рис. 5. Микроструктура сплава ВТИ-4 после охлаждения с различными скоростями (v) с температур нагрева (Т): а – д – T = 950°С, е–н –T = 970°С; а, е – v = 80°/мин; б, ж – v = 50°/мин; в, з, л – v = 37°/мин; г, и, м – v = 20°/мин; д, к, н – ν = 10°/мин; а–к – РЭМ, съемка во вторичных электронах, л–н – РЭМ, съемка в упруго-отраженных электронах.

 

После охлаждения в приборе СТА для первой структурной составляющей, по сравнению с закаленным состоянием, характерно увеличение размера первичных О(α2)-частиц, связанное, исходя из контраста на РЭМ-изображениях, с выделением (наслоением) части образующейся при охлаждении О-фазы в виде оторочки (ободка) на имеющихся первичных выделениях в результате движения межфазной границы раздела О(α2)/β в сторону β – матрицы (рис. 5). При этом с уменьшением скорости охлаждения с 80 до 10 °С/мин наблюдается увеличение толщины образующейся оторочки из вторичной О-фазы (рис. 6). При охлаждении с температуры нагрева 950 °С, как отмечено выше (рис. 2, 3а), первичные выделения преимущественно являются О-фазой (ОI) и имеют туже кристаллическую решетку, что и образующаяся при наслоении вторичная О-фаза (OIIн). Поэтому граница раздела ОI/OIIн имеет слабый контраст и наслоение идет достаточно равномерно по всей поверхности частиц. При охлаждении с 970 °С исходно заметную долю первичных выделений составляет α2-фаза (α2I) (рис. 2, 3б) с упорядоченной ГПУ-решеткой, отличной от орторомбической решетки, образующейся наслоением вторичной OIIн-фазы. В результате этого граница раздела α2I/ OIIн имеет более четкий контраст (рис. 5 е–к), а процесс наслоения идет неравномерно по поверхности α2I, что хорошо заметно на изображениях РЭМ при съемке в упруго-отраженных электронах (рис. 5 л–н).

Для второй структурной составляющей (ОСВ) характерно, что она располагается либо в центре β – зерен (субзерен) (I тип ОСВ), либо в виде прослоек между первичными О(α2)-частицами (II тип ОСВ). I тип ОСВ фиксируется преимущественно при относительно быстром охлаждении (рис. 5а, б, е, з). II тип ОСВ проявляется, главным образом, при медленных скоростях охлаждения (рис. 5г, д, и, к), когда наиболее активно происходит уменьшение областей β-матрицы в результате укрупнения первичных О(α2)-выделений из-за наслоения на них.

 

Рис. 6. Влияние скорости охлаждения сплава ВТИ-4 на толщину наслоения OII.

 

Наличие в структуре сплава после охлаждения с заданными скоростями вторичных О-пластин (OIIп) различной дисперсности в β-матрице (третьей структурной составляющей), наряду с OIIн свидетельствует о том, что распад β – твердого раствора в ходе охлаждения протекает с образованием О-фазы по двум механизмам, как за счет ее “наслоения” на первичные О(α2)-выделения (механизм I), так и за счет образования и роста новых вторичных О-пластин в теле β-зерна (механизм II).

Распад β-фазы по механизму II идет вначале от границ и субграниц, а затем фронт распада продвигается к центру зерна (субзерна) (рис. 5). При относительно медленных скоростях механизм II распада реализуется достаточно полно, и вторичные О-пластины заполняют практически всю площадь β-зерна (субзерна), что приводит к естественному исчезновению областей структурно свободной β-фазы (I типа OСВ) (рис. 5в-д, л-н). Соответственно при более высоких скоростях охлаждения наблюдается прерывание распада высокотемпературного β-твердого раствора, в результате чего в центре β-зерен (субзерен) фиксируется I тип ОСВ, химический состав β-фазы практически соответствует ее составу при высокой температуре (рис. 5а, б, е, ж). II тип ОСВ (в прослойках между ОI+OIIн) является частным случаем β-превращенной структуры, и химический состав β-фазы в ОСВ II типа изменяется в результате распада по I-му механизму.

Размер и объемная доля вторичных О-пластин определяется скоростью охлаждения. Наиболее крупные пластины зафиксированы в случае охлаждения с минимальной скоростью 10°/мин при температуре нагрева 970 °C. С ростом скорости охлаждения средняя толщина пластин уменьшается с 220 до 50 нм (рис. 7).

 

Рис. 7. Средняя толщина пластин вторичной О-фазы в зависимости от скорости охлаждения сплава ВТИ-4.

 

Установленные механизмы распада β-твердого раствора – за счет движения межфазной О(α2)/β границы (механизм I), а так же образования и роста новых О-пластин в β-фазе (механизм II) – являются конкурирующими. Во время охлаждения первоначально реализуется механизм I, в свою очередь, последующее развитие II-го механизма приводит к торможению и в итоге к полному прекращению распада по механизму I. В целом, при медленных скоростях охлаждения в первую очередь с температуры 950 °С в области тонких прослоек β-фазы распад протекает по механизму I без образования дисперсных частиц и с фиксацией между первичными О(α2)-частицами β-фазы, обедненной по алюминию и обогащенной по ниобию относительно ее высокотемпературного состояния (II тип ОСВ).

Участки дифрактограмм, снятые с образцов, охлажденных с разными скоростями, представлены на рис. 8.

 

Рис. 8. Участки дифрактограмм сплава ВТИ-4, снятые после его охлаждения с разными скоростями в приборе СТА с температур 950 °С (а), 970 °С (б).

 

Анализ данных на рис. 8 показал, что после охлаждения в ячейке СТА со скоростями 10…80 °С/мин с температур нагрева 950, 970 °C на дифрактограммах присутствуют только линии О-, β-фаз. Линии α2-фазы, наблюдавшиеся после закалки с 970 °С, отсутствуют, но при этом возникают, например, слабые дополнительные линии на углах ≈62°…63° и ≈64°…65° типа 400о и 260о, характерные для О-фазы, имеющей низкую ромбичность из-за относительно малого содержания в ней ниобия [37, 38] (показано на рис. 8б пунктиром изменение положения этих линий в зависимости от скорости охлаждения). Из этого можно заключить, что в ходе замедленного охлаждения происходит трансформация неравновесной при низких температурах α2-фазы в О-фазу, что наблюдали и ранее [39].

Для О-фазы, полученной при скоростях охлаждения 20–80 °С/мин, наблюдается появление на дифрактограммах (рис. 8) асимметрии основных линий О-фазы, в частности со стороны меньших углов для линии 400 и, наоборот, со стороны больших углов для линии 042 (показаны стрелками на дифрактограмах). Это характерно при образовании вторичной О-фазы с высокой ромбичностью из-за повышенного содержания в ней ниобия [37], формирующейся из β-твердого раствора при пониженных температурах в ходе охлаждения. С уменьшением скорости охлаждения на дифрактограммах (рис. 8) наблюдается рост интенсивности линий О-фазы и снижение интенсивности линий матричной β-фазы вследствие более полной реализации β→О превращения.

После скоростей охлаждения 20…80о/мин на дифрактограммах отмечена несимметричность линий β-фазы, характеризующаяся появлением у них “затяга” со стороны меньших углов (рис. 8). Эти “затяги” свидетельствуют об образовании областей β-фазы с пониженным содержанием алюминия и более высоким периодом решетки, что, наиболее вероятно, характерно для ее прослоек в β-превращенных участках (3-я структурная составляющая), но при этом сохраняется и высокотемпературная β-фаза (I тип ОСВ), связанная с основным максимумом линий β-фазы на дифрактограммах. Описанная ситуация возможна в случае неполного протекания (прерывания) β→О -превращения.

При самой медленной скорости охлаждения 10о/мин линии β-фазы являются симметричными, имеют наименьшую интенсивность и смещены в сторону меньших углов, по сравнению с их положением после закалки (рис. 2, 8). Смещение линий является результатом увеличения периода решетки аβ за счет отмеченного выше обеднения β-фазы по алюминию из-за прохождения β→О-превращения. А симметричность линий, соответственно, свидетельствует о формировании гомогенного остаточного β-твердого раствора вследствие достаточно полного протекания диффузионных процессов при распаде в условиях замедленного охлаждения.

В целом, уменьшение скорости охлаждения сплава ВТИ-4 при СТА приводит к росту средних значений периода решетки β-фазы – аβ (рис. 9) за счет более полного протекания β→О-превращения, приводящего к обеднению β-твердого раствора по алюминию. Аналогичный эффект в сплаве ВТИ-4 наблюдали ранее в работе [35].

 

Рис. 9. Изменение периода решетки β-фазы в зависимости от скорости охлаждения при термоанализе сплава ВТИ-4.

 

Исходя из изменения периода аβ (рис. 9), при одинаковых скоростях охлаждения более активно процесс распада идет в сплаве, нагретом на 970 °С, который исходно имеет менее стабильный матричный β-твердый раствор, исходя из представленных выше периодов решетки β-фазы после закалки.

Данные по влиянию скорости охлаждения сплава ВТИ-4 на твердость и контактный модуль упругости приведены на рис. 10.

 

Рис. 10. Влияние скорости охлаждения на изменение твердости (а) и контактного модуля упругости (б) сплава ВТИ-4.

 

Сопоставление твердости (рис. 10а) с данными фазового состава и структуры (рис. 5, 8) позволило оценить вклад разных структурных составляющих в изменение твердости. С уменьшением скорости охлаждения при термоанализе увеличивается доля первичных (с учетом наслоения) выделений и уменьшается доля ОСВ, которые совместно, исходя из их относительно крупных размеров, мало влияют на изменение величины твердости. Наиболее значимое влияние на твердость оказывает третья структурная составляющая – β-превращенная структура с ОIIп. Дисперсность ОIIп частиц преимущественно увеличивается по мере повышения скорости охлаждения (рис. 7), что коррелирует с ростом твердости. Наиболее крупные вторичные ОIIп выделения наблюдали после охлаждения со скоростью 10°/мин с 970 °С (рис. 5, 7), что и определило минимальную твердость после этой обработки сплава (рис. 10). При более высоких скоростях охлаждения объемная доля β-превращенной структуры в случае охлаждения с 970 °C выше, чем с температуры нагрева 950 °С (рис. 5), при сопоставимой дисперсности (рис. 7), что обуславливает более высокие значения твердости при одинаковой скорости охлаждения с 970 °С.

Известно [40], что величина модуля упругости в сплавах мало зависит от структуры и, в первую очередь, определяется объемной долей фиксируемых в структуре фаз, в нашем случае β и О-фаз, каждая из которых характеризуется своим уровнем упругих характеристик. Поэтому в отличие от твердости с уменьшением скорости охлаждения модуль упругости сплава ВТИ-4 увеличивается, так как растет объемная доля в структуре О-фазы (рис. 11), которая, исходя из работ [41, 42], имеет более высокие характеристики модуля Юнга по сравнению с матричным β-твердым раствором. Повышение температуры нагрева с 950 до 970 °С способствует получению более высоких значений модуля упругости при одинаковой скорости охлаждения сплава ВТИ-4 в результате фиксации после охлаждения с 970 °С большей объемной доли высокомодульной О-фазы в структуре (рис. 11).

 

Рис. 11. Доля О-фазы в структуре сплава ВТИ-4 в зависимости от скорости охлаждения при термоанализе (по данным количественного РСФА).

 

На основании полученных данных термоанализа, РСФА и РЭМ построены термокинетические диаграммы распада высокотемпературной β(В2)-фазы при охлаждении от температур 950 и 970 °C (рис. 12).

 

Рис. 12. Диаграммы распада высокотемпературной β (В2)-фазы в сплаве ВТИ-4 при охлаждении с температур нагрева 950 °С (а) и 970 °С(б). Область I – распад протекает за счет движения межфазной Оп /β-границы, область II – распад протекает с образованием пластин вторичной О-фазы.

 

На диаграмме выделена область I, в которой распад протекает преимущественно за счет движения межфазной Оп/β-границы (границы выделены исходя из диапазона высокотемпературного экзоэффекта на термограммах – рис. 4) с образованием OIIн. В области II распад протекает с образованием пластин вторичной О-фазы (диапазон низкотемпературного экзоэффекта – рис. 4). Согласно положения пиков на термограммах (рис. 4) при повышении температуры нагрева с 950 до 970 °С области протекания распада I и II смещаются на термокинетической диаграмме вверх по температуре.

При скоростях 10–20°/мин большая доля распада реализуется в области I и сопровождается значительным ростом первичных выделений за счет OIIн-фазы, доля распада в области II с образованием OIIп относительно невелика. Повышение скорости охлаждения до 37–80°/мин приводит к расширению распада в области II и образованию более дисперсных выделений OIIп-фазы по мере роста скорости охлаждения, способствуя росту твердости. При скорости охлаждения 50…80°/ мин по структуре фиксируется неполная реализация (приостановка) β→O-превращения в области II с сохранением большого количества ОСВ I-типа. В обоих случаях приостановка происходит в диапазоне 720–730 °С.

ВЫВОДЫ

Построены термокинетические диаграммы распада высокотемпературной β(В2)-фазы при охлаждении от температуры 950 °C и 970 °C в сплаве ВТИ-4. На диаграммах показаны две области протекания β(В2)-О-превращения по разным механизмам – высокотемпературная, за счет движения межфазной границы, и низкотемпературная, за счет образования дисперсных O-пластин. Обнаружено, что с увеличением скорости охлаждения с 10 до 80°/мин уменьшается высокотемпературный интервал выделения О-фазы и расширяется интервал температур образования вторичных О-пластин. Установлено наличие приостановки β→O-превращения в области температур 720–730 °С при скоростях охлаждения 50…80°/мин с обеих температур нагрева.

Выявлены три характерные структурные составляющие, фиксируемые в сплаве ВТИ-4 после охлаждения с 950, 970 °С: первичные О(α2)-частицы с наслоением вторичной О-фазы; области β-матрицы свободные от выделений; области β-превращенной структуры с вторичными О-пластинами. Проведена оценка изменений каждой отдельно взятой структурной составляющей в зависимости от температуры нагрева и скорости охлаждения сплава ВТИ-4. Отмечено, что повышение температуры нагрева и снижение скорости охлаждения способствует более активному увеличению толщины как пластин, так и наслоений вторичной О-фазы.

Установлена взаимосвязь формируемого в ходе охлаждения с разными скоростями структурно-фазового состояния с получаемым уровнем твердости и контактного модуля упругости в сплаве ВТИ-4. Показано, что с уменьшением скорости охлаждения с 80 до 10°/мин с температур нагрева 950, 970 °C происходит снижение твердости в результате уменьшения дисперсности образующихся вторичных О-пластин, а контактный модуль упругости имеет тенденцию к повышению, коррелируя с ростом объемной доли О-фазы в структуре.

Работа выполнена при поддержке гранта РНФ-Индия № 22–49–02066, https://rscf.ru/project/22–49–02066/.

Авторы данной работы заявляют, что у них нет конфликта интересов.

×

Авторлар туралы

С. Демаков

ФГАОУ ВО Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина

Email: a.g.illarionov@urfu.ru
Ресей, ул. Мира, 19, Екатеринбург, 620002

Ф. Водолазский

ФГАОУ ВО Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина

Email: a.g.illarionov@urfu.ru
Ресей, ул. Мира, 19, Екатеринбург, 620002

А. Илларионов

ФГАОУ ВО Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина; Институт физики металлов имени М.Н. Михеева УрО РАН

Хат алмасуға жауапты Автор.
Email: a.g.illarionov@urfu.ru
Ресей, ул. Мира, 19, Екатеринбург, 620002; ул С. Ковалевской, 18, Екатеринбург, 620108

М. Шабанов

ФГАОУ ВО Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина

Email: a.g.illarionov@urfu.ru
Ресей, ул. Мира, 19, Екатеринбург, 620002

М. Карабаналов

ФГАОУ ВО Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина

Email: a.g.illarionov@urfu.ru
Ресей, ул. Мира, 19, Екатеринбург, 620002

Әдебиет тізімі

  1. Kumpfert J. Intermetallic alloys based on orthorhombic titanium aluminide // Adv. Еng. Mater. 2001. V. 3. № 11. P. 851–864.
  2. Ночовная Н.А., Базылева О.А., Каблов Д.Е., Панин П.В. Интерметаллидные сплавы на основе титана и никеля. (2-е издание с изменениями и дополнениями). Москва, 2019. 316 с.
  3. Chen W., Li J.W., Xu L., Lu B. Development of Ti2AlNb alloys: opportunities and challenges // Adv. Mater. & Processes. 2014. V. 5. P. 23–27.
  4. Niu H.Z., Chen Y.F., Zhang D.L., Zhang W., Zhang P.X. Fabrication of a powder metallurgy Ti2AlNb-based alloy by spark plasma sintering and associated microstructure optimization // Materials and Design. 2016. V. 89. P. 823–829.
  5. Zhou Y.H., Li W.P., Wang D.W., Zhang L., Ohara K., Shen J., Ebel T., Yan M. Selective laser melting enabled additive manufacturing of Ti22Al25Nb intermetallic: Excellent combination of strength and ductility, and unique microstructural features associated // Acta Materialia. 2019. V. 173. P. 117‒129.
  6. Polozov I., Sufiiarov V., Kantyukov A., Razumov N., Goncharov I., Makhmutov T., Silin A., Kim A., Starikov K., Shamshurin A., Popovich A. Microstructure, densification, and mechanical properties of titanium intermetallic alloy manufactured by laser powder bed fusion additive manufacturing with high-temperature preheating using gas atomized and mechanically alloyed plasma spheroidized powders // Additive Manufacturing. 2020. V. 34. Р. 101374.
  7. Li Zixiang, Cui Yinan, Li Wang, Zhang Haoyu, Liang Zhiyue, Liu Changmeng, Du Dong. An investigation into Ti-22Al-25Nb in-situ fabricated by electron beam freeform fabrication with an innovative twin-wire parallel feeding method // Additive Manufacturing 2022. V. 59. Р. 102552.
  8. Illarionov A.G., Stepanov S.I., Naschetnikova I.A., Popov A.A., Soundappan P., Thulasi Raman K.H. and Suwas S. A Review – Additive Manufacturing of Intermetallic Alloys Based on Orthorhombic Titanium Aluminide Ti2AlNb // Materials. 2023. V. 16. № 3. P. 991
  9. Zheng Y., Zeng W., Li D., Xu J., Ma X., Liang X., Zhang J. Orthorhombic precipitate variant selection in a Ti2AlNb based alloy // Mater. Des. 2018. V. 158. P. 46–61.
  10. Shao B., Shan D., Guo B., Zong Y. Plastic deformation mechanism and interaction of B2, α2, and O phases in Ti-22Al-25Nb alloy at room temperature // Int. J. Plast. 2019. V. 113. P. 18–34.
  11. Guo Q., Li Y., Chen B., Ding R., Yu L., Liu Y. Effect of High-Temperature Ageing on Microstructure and Creep Properties of S31042 Heat-Resistant Steel // Acta Metall. Sin. 2021. V. 57. P. 82–94.
  12. Zhang X., Li H., Zhan M., Zheng Z., Gao J., Shao G. Electron force-induced dislocations annihilation and regeneration of a superalloy through electrical in-situ transmission electron microscopy observations // J. Mater. Sci. Technol. 2020. V. 36. P. 79–83.
  13. Banerjee D. The intermetallic Ti2AlNb// Prog. Mater. Sci. 1997. V. 42. P. 135–158.
  14. Sarosi P.M., Hriljac J.A., Jones I.P. Atom location by channelling-enhanced microanalysis and the ordering of Ti2AlNb // Philos. Mag. A. 2003. V. 83. P. 4031–4044.
  15. Muraleedharan K., Nandy T.K., Banerjee D., Lele S. Phase stability and ordering behaviour of the O phase in Ti-Al-Nb alloys // Intermetallics. 1995. V. 3. P. 187–199.
  16. Илларионов А.Г., Демаков С.Л., Водолазский Ф.В., Степанов С.И., Илларионова С.М., Шaбанов М.А., Попов А.А. Cплавы на основе орторомбического интерметаллида титана Ti2AlNb: фазовый состав, легирование, структура, свойства // Металлург. 2023. № 3. С. 42–54.
  17. Goyal K., Sardana N. Mechanical Properties of the Ti2AlNb Intermetallic: A Review // Trans Indian Inst Met. 2021. V. 74. № 8. P. 1839–1853.
  18. Иванов В.И., Ночовная Н.А. Перспективы применения жаропрочных материалов на основе алюминидов титана// Титан. 2007. № 1. С. 44–48.
  19. Skvortsova S.V., Il’in А.А., Mamonov А.М., Nochovnaya N.А., Umarova О.Z. Structure and properties of semifinished sheet products made of an intermetallic refractory alloy based on Ti2AlNb // Mater. Sci. 2016. V. 51. No. 6. P. 821–826.
  20. Zhou Y.H., Wang D.W., Song L.J., Mukhtar A., Huang D.N., Yang C., Yan M. Effect of heat treatments on the microstructure and mechanical properties of Ti2AlNb intermetallic fabricated by selective laser melting // Mater. Sci. & Eng. A. 2021. V. 817. P. 141352.
  21. Yang X., Zhang B., Bai Q., Xie G. Correlation of microstructure and mechanical properties of Ti2AlNb manufactured by SLM and heat treatment // Intermetallics. 2021. V.139. P. 107367.
  22. Demakov S.L., Komolikova E.M., Vodolazskii F.V., Popov A.A. A Diagram of isothermal decomposition of the β-phase in Ti-22Al-26Nb-0.5Zr-0.4Mo Alloy // Mater. Sci. 2008. V. 44. No. 3. P. 374–379.
  23. Bu Z.Q., Zhang Y.G., Yang L., Kang J.M., Li J.F. Effect of cooling rate on phase transformation in Ti2AlNb alloy // J. Alloys and Compounds. 2022. № 893. P. 162364.
  24. Уэндландт У. Термические методы анализа. М.: Мир, 1978. 527 с.
  25. Sadi F.A., Servant C. On the B2→O phase transformation in Ti–Al–Nb alloys // Mater. Sci. Eng.: A. 2003. V. 346. P. 19–28.
  26. Illarionov A.G., Grib S.V., Popov A.A. Phase transformations in the quenched alloy based on orthorhombic titanium aluminide during heating // Solid State Phenomena. 2021. V. 316. P. 473–478.
  27. Демаков С.Л., Водолазский Ф.В., Рыжков М.А., Степанов С.И., Гадеев Д.В. Термокинетические диаграммы превращения β-фазы сплава ВТ8М// Титан. 2012. № 2. С. 29–34.
  28. Zavodov A.V., Nochovnaya N.A., Lyakhov A.A., Filonova E.V. Effect of deformation band on the strength of a rolled plate of intermetallic titanium alloy based on Ti-22Al-25Nb system // Mater. Characterization. 2021. V. 180. P. 111438.
  29. Колачев Б.А., Егорова Ю.Б., Белова С.Б. О связи температуры α + β → β-перехода промышленных титановых сплавов с их химическим составом // Металловедение и термич. обр. металлов. 2008. № 8. С. 10‒14.
  30. Александров В.К., Аношкин А.Ф., Белозеров А.П., Бочвар Г.А., Брун М.Я., Гельман А.А., Данилкин В.А., Дьяконов Ю.А., Евменов О.П., Ерманок М.З., Илларионов Э.И., Исаев А.А., Казаков К.А., Королева А.И., Корякин С.С., Кушакевич С.А., Ледер О.Р., Ловцов В.М., Локшин М.З., Микляев П.Г., Павлов С.В., Перцовский Н.З., Пилипенко А.Л., Плотников Т.П., Полькин И.С., Русанов Н.В., Сигалов Ю.М., Слобцов П.И., Согришин Ю.П., Соболев Ю.П., Тетюхин В.В., Тимофеева Л.Н., Усова ВВ., Цапалова Н.К., Шамраев В.Н., Шаханова Г.В., Шилин О.К. Полуфабрикаты из титановых сплавов / Под ред. А.Ф. Аношкина, М.З. Ерманока. М.: ВИЛС, 1996. 581 с.
  31. Хаджиева О.Г., Илларионов А.Г., Попов А.А. Влияние старения на структуру и свойства закаленного сплава на основе орторомбического алюминида титана (Ti2AlNb) // ФММ. 2014. Т. 115. № 1. С. 14–22.
  32. Kestner-Weykamp H.T., Ward C.H., Broderick T.F., Kaufman M.J. Microstructures and phase relationships in the Ti3Al + Nb system // Scripta Metal. 1989. V. 23. P. 1697‒1702.
  33. Tretyachenko L. Aluminium–Niobium–Titanium, in: Landolt-Bornstein, ¨Numerical Data and Functional Relationships in Science and Technology (New Series), Group IV: Physical Chemistry. Ed.W. Martinsen, “Ternary Alloy Systems. Phase Diagrams, Crystallographic and Thermodynamic Data Critically Evaluated by MSIT”. G. Effenberg, S. Ilyenko (Eds.). Springer-Verlag. 2005. V. 11A3. P. 334–379.
  34. Окишев К.Ю. Кристаллохимия и дефекты кристаллического строения. Учебное пособие. Челябинск: Изд-во ЮУрГУ, 2007. 97 с.
  35. Попов А.А., Илларионов А.Г., Гриб С.В., Демаков С.Л., Карабаналов М.С., Елкина О.А. Фазовые и структурные превращения в сплаве на основе орторомбического алюминида титана // ФММ. 2008. Т. 106. № 4. С. 414–425.
  36. Попов А.А., Гадеев Д.В., Илларионов А.Г., Демаков С.Л. Способ определения температуры полного полиморфного превращения жаропрочных двухфазных титановых сплавов (альфа+бета)- мартенситного класса Патент на изобретение RU2498280C1, 10.11.2013. Заявка № 2012120737/28 от 18.05.2012.
  37. Демаков С.Л., Водолазский Ф.В. Исследование влияния температуры закалки на структуру и свойства сплава Ti – 19,6Al – 12,4Nb – 1,5V – 0,9Zr – 0,6Mo // Металловедение и термич. обр. металлов. 2018. № 5. С. 35–41.
  38. Demakov S., Kylosova I., Stepanov S., Bönisch M. A General model for the crystal structure of orthorhombic martensite in ti alloys // Acta Crystallographica Section B: Structural Science, Crystal Engineering and Materials. 2021. Т. 77. № 2. С. 749‒762.
  39. Demakov S.L., Stepanov L.S., Popov A.A. Phase transformations in an α2 titanium superalloy: I. Effects of the quenching temperature and time at quenching temperature on the phase composition and structure of the alloy // Phys. Met. Metal. 1998. Т. 86. № 5. С. 497‒502.
  40. Лившиц Б.Г., Крапошин В.С., Линецкий Я.Л. Физические свойства металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1980. 320 с.
  41. Zhou Y.H., Wang D.W., Song L.J., Mukhtar A., Huang D.N., Yang C., Yan M. Effect of Heat Treatments on the Microstructure and Mechanical Properties of Ti2AlNb Intermetallic Fabricated by Selective Laser Melting // Mater. Sci. Eng. A. 2021. V. 817. P. 141352.
  42. Демаков С.Л., Водолазский Ф.В., Илларионов А.Г., Шабанов М.А. Влияние условий охлаждения на структуру и свойства сплава ВТИ-4 // Металловедение и термич. обр. металлов. 2022. № 8. С. 34–39.

Қосымша файлдар

Қосымша файлдар
Әрекет
1. JATS XML
Жүктеу
2. Fig. 1. Section of the diffraction pattern obtained from the VTI-4 alloy in the initial state (a) and the corresponding structure of the alloy (b).

Жүктеу (276KB)
Метадеректер
3. Fig. 2. Sections of diffraction patterns taken from VTI-4 alloy, quenched from temperatures of 950, 970 °C.

Жүктеу (108KB)
Метадеректер
4. Fig. 3. Structure of VTI-4 alloy, quenched in water from heating temperatures of 950 (a) and 970 °C (b).

Жүктеу (295KB)
Метадеректер
5. Fig. 4. Thermograms taken during the cooling of VTI-4 alloy at rates of 10, 20, 37, 50, 80°C/min from heating temperatures: a – 950°C, b – 970°C (the cooling rate increases in the figures from the lower to the upper curve).

Жүктеу (213KB)
Метадеректер
6. Fig. 5. Microstructure of VTI-4 alloy after cooling at different rates (v) from heating temperatures (T): a–d – T = 950°C, e–n –T = 970°C; a, e – v = 80°/min; b, g – v = 50°/min; c, h, l – v = 37°/min; g, i, m – v = 20°/min; d, j, n – ν = 10°/min; a–j – SEM, secondary electron imaging, l–n – SEM, elastically reflected electron imaging.

Жүктеу (1MB)
Метадеректер
7. Fig. 6. Effect of cooling rate of VTI-4 alloy on the thickness of OII layering.

Жүктеу (71KB)
Метадеректер
8. Fig. 7. Average thickness of secondary O-phase plates depending on the cooling rate of VTI-4 alloy.

Жүктеу (78KB)
Метадеректер
9. Fig. 8. Sections of the diffraction patterns of the VTI-4 alloy, taken after its cooling at different speeds in the STA device from temperatures of 950 °C (a), 970 °C (b).

Жүктеу (233KB)
Метадеректер
10. Fig. 9. Change in the lattice period of the β-phase depending on the cooling rate during thermal analysis of the VTI-4 alloy.

Жүктеу (99KB)
Метадеректер
11. Fig. 10. Effect of cooling rate on the change in hardness (a) and contact modulus of elasticity (b) of VTI-4 alloy.

Жүктеу (75KB)
Метадеректер
12. Fig. 11. The proportion of O-phase in the structure of VTI-4 alloy depending on the cooling rate during thermal analysis (according to quantitative X-ray phase analysis).

Жүктеу (71KB)
Метадеректер
13. Fig. 12. Diagrams of the decomposition of the high-temperature β (B2)-phase in the VTI-4 alloy upon cooling from heating temperatures of 950 °C (a) and 970 °C (b). Region I – decomposition occurs due to the movement of the interphase Op/β-boundary, region II – decomposition occurs with the formation of plates of the secondary O-phase.

Жүктеу (243KB)
Метадеректер


Согласие на обработку персональных данных с помощью сервиса «Яндекс.Метрика»

1. Я (далее – «Пользователь» или «Субъект персональных данных»), осуществляя использование сайта https://journals.rcsi.science/ (далее – «Сайт»), подтверждая свою полную дееспособность даю согласие на обработку персональных данных с использованием средств автоматизации Оператору - федеральному государственному бюджетному учреждению «Российский центр научной информации» (РЦНИ), далее – «Оператор», расположенному по адресу: 119991, г. Москва, Ленинский просп., д.32А, со следующими условиями.

2. Категории обрабатываемых данных: файлы «cookies» (куки-файлы). Файлы «cookie» – это небольшой текстовый файл, который веб-сервер может хранить в браузере Пользователя. Данные файлы веб-сервер загружает на устройство Пользователя при посещении им Сайта. При каждом следующем посещении Пользователем Сайта «cookie» файлы отправляются на Сайт Оператора. Данные файлы позволяют Сайту распознавать устройство Пользователя. Содержимое такого файла может как относиться, так и не относиться к персональным данным, в зависимости от того, содержит ли такой файл персональные данные или содержит обезличенные технические данные.

3. Цель обработки персональных данных: анализ пользовательской активности с помощью сервиса «Яндекс.Метрика».

4. Категории субъектов персональных данных: все Пользователи Сайта, которые дали согласие на обработку файлов «cookie».

5. Способы обработки: сбор, запись, систематизация, накопление, хранение, уточнение (обновление, изменение), извлечение, использование, передача (доступ, предоставление), блокирование, удаление, уничтожение персональных данных.

6. Срок обработки и хранения: до получения от Субъекта персональных данных требования о прекращении обработки/отзыва согласия.

7. Способ отзыва: заявление об отзыве в письменном виде путём его направления на адрес электронной почты Оператора: info@rcsi.science или путем письменного обращения по юридическому адресу: 119991, г. Москва, Ленинский просп., д.32А

8. Субъект персональных данных вправе запретить своему оборудованию прием этих данных или ограничить прием этих данных. При отказе от получения таких данных или при ограничении приема данных некоторые функции Сайта могут работать некорректно. Субъект персональных данных обязуется сам настроить свое оборудование таким способом, чтобы оно обеспечивало адекватный его желаниям режим работы и уровень защиты данных файлов «cookie», Оператор не предоставляет технологических и правовых консультаций на темы подобного характера.

9. Порядок уничтожения персональных данных при достижении цели их обработки или при наступлении иных законных оснований определяется Оператором в соответствии с законодательством Российской Федерации.

10. Я согласен/согласна квалифицировать в качестве своей простой электронной подписи под настоящим Согласием и под Политикой обработки персональных данных выполнение мною следующего действия на сайте: https://journals.rcsi.science/ нажатие мною на интерфейсе с текстом: «Сайт использует сервис «Яндекс.Метрика» (который использует файлы «cookie») на элемент с текстом «Принять и продолжить».