Влияние режимов термической обработки на структуру и фазовый состав интерметаллидных сплавов на основе системы Ti-Al-Nb-Mo-Cr-Zr

Размещено на http://www.allbest.ru/

Влияние режимов термической обработки на структуру и фазовый состав интерметаллидных сплавов на основе системы Ti-Al-Nb-Mo-Cr-Zr

Акопян Т.К.

Аннотация

С использованием программы Thermo-Calc проведены термодинамичесике расчеты фазовых равновесий после различных режимом термообработки г-сплавов типа TNM. Результаты расчета сопоставлены с экспериментальными исследованиями структуры и фазового состава сплавов.

Ключевые слова:

легкие сплавы, алюминид титана, фазовые равновесия, термодинамические расчеты, структура

Using the Thermo-Calc software, thermodynamic calculations of phase transformation after various heat treatments of г-based TNMtype alloys were performed. The calculation results are compared with experimental studies of the structure and phase composition of alloys.

С использованием расчетно экспериментальных методов проведен анализ фазового состава и структуры г-сплавов типа TNM после различных режимов термообработки. Исследования микроструктуры сплавов показали, что основной структурной составляющей являются г/б2-колонии, которые сформировались в результате эвтектоидного распада фазы б. По границам этих колоний выявляются частицы фазы в и г. Установлена удовлетворительная сходимость расчетных и экспериментальных данных. Показано, что добавление в базовый четырехкомпонентный сплав хрома и циркония до 1 ат. % (каждого элемента) приводит к повышению количества в-фазы, что обусловлено высоким бетастабилизирующим эффектом хрома.

Сплавы на основе алюминида титана TiAl (далее г-сплавы) в настоящее время рассматриваются в качестве перспективных жаропрочных материалов, в частности для получения лопаток газотурбинных двигателей нового поколения взамен никелевых сплавов [1-4]. Эти сплавы должны обладать не только высокими литейными свойствами [5-10], но и комплексом разных механических свойств: прочностью, пластичностью, сопротивлением усталости и, самое главное, жаропрочностью [11-13]. Особенностью г-сплавов является высокая чувствительность их фазового состава даже к небольшим изменениям концентраций легирующих элементов и к параметрам технологического процесса, в частности, к режиму термической обработки [14-21]. Поскольку фазовый состав определяет структуру сплавов и, в конечном итоге, свойства, его контроль на количественном уровне необходим для обеспечения заданных эксплуатационных характеристик.

Первоочередным источникам по фазовым равновесиям являются диаграммы состояния. Гамма-сплавы типа TNM, которые представляются в настоящее время одними из наиболее перспективных, содержат кроме титана и алюминия добавки ниобия и молибдена [22]. Поэтому для анализа их фазового состава требуется рассмотрение как минимум четверной системы Ti-Al-Nb-Mo, которая изучена лишь частично [1, 16, 23]. Фазовые диаграммы более сложных систем не изучались вовсе. Следует отметить, что экспериментальные исследования г-сплавов весьма трудоемки (особенно это касается выплавки сплавов). В связи с этим для анализа фазовых равновесий целесообразно сочетать ограниченный объем экспериментов с расчетными методиками, в частности, с использованием специализированных компьютерных программ.

В настоящей работе, с использованием расчетно-экспериментальных методик были исследованы два г-сплава - базовый TNM на основе системы Ti-Al-Nb-Mo и новый сплав с условным названием TNM+, дополнительно легированный цирконием и хромом. Легирование хромом и цирконием должно обеспечить повышение пластичности сплава при пониженных температурах, а также повысить жаропрочность и сопротивление окислению [24-26].

Целью представленной работы явилось проведение в программе Thermo-Calc термодинамических расчетов фазового состава после различных режимом термообработки г-сплавов на основе систем
Ti-Al-Nb-Mo и Ti-Al-Nb-Mo-Cr-Zr, и сопоставление результаты расчета с экспериментальными данными.

Экспериментальные методики

Объектами экспериментального исследования были образцы двух сплавов: 1- 43Al4NbMo (TNM) (полученный переплавом исходных слитков сплава TNM) и 43Al4NbMoCrZr (TNM+) (содержащий добавки хрома и циркония). Номинальный и фактический химический состав экспериментальных сплавов по данным спектрального анализа, который проводили на эмиссионном спектрометре ARL 4460 OES, приведен в табл.1.

Таблица 1

Номинальные и фактические составы экспериментальных сплавов

Структуру сплавов изучали как в литом состоянии, так и после
3-часовых отжигов в вакуумной печи при 1400, 1250 и 1100°С.

Микроструктуру литых и термообработанных образцов изучали на световом (СМ) и электронном сканирующем (СЭМ) микроскопах: AxioObserverMAT и TESCANVEGA 3, соответственно. Микроскоп TESCAN укомплектован энергодисперсионной приставкой-микроанализатором INCA SDD X-MAX производства Oxford Instruments и программным обеспечением INCA Energy для проведения микрорентгеноспектрального анализа (МРСА).

Расчет фазового состава проводили в программе Thermo-Calc (версия TCW5) с использованием базы данных TTTIAL1: ThermotechTiAl-basedAlloysDatabase. Данная база содержит сведения о 13 химических элементах и предназначена для расчета многокомпонентных гамма-сплавов.

Результаты и их обсуждение

На рис. 1 представлены политермические разрезы систем
Ti- Al- Nb-Mo и Ti- Al- Nb-Mo-Cr-Zr при варьируемой концентрации алюминия и постоянной концентрации остальных элементов, соответствующих фактическому составу сплавов. Представленные разрезы позволяют проследить последовательность фазовых превращений в сплавах в процессе кристаллизации и при последующем охлаждении. Оба рассматриваемых сплава в равновесных условиях заканчивают кристаллизацию в в-области, после чего следует ряд твердофазных превращений. Качественно фазовые превращения в обоих сплавах одинаковы. В частности, после кристаллизации в-фазы следует полиморфное превращение в>б, приводящее к появлению б-фазы. Далее, при пересечении температуры Тг (табл. 2) происходит выделение вторичных кристаллов г-фазы. Далее следует эвтектоидное превращение, которое для обоих сплавов является четырехфазным бб2+в+г. Эта реакция не является нонвариантной, но ее температурный интервал не превышает 2°С (рис.1). Температуры перечисленных фазовых превращений и температурные интервалы одно-, двух- и трех-фазовых областей приведены в табл. 2. Из рассчитанных значений следует, что экспериментальные сплавы слабо различаться по температурам появления фаз б (Tб) и г (Tг), и имеют близкие температуры эвтектоидного превращения (Te) (от 1060 до 1074°С).

а

б

Рис. 1 - Политермичесике разрезы систем: а) Ti- Al- Nb-Mo, при содержании в атомных процентах (ат.%): Nb 4,52 ат.% и Mo 1,07 ат.%; б) Ti- Al- Nb-Mo-Cr-Zr, при концентрациях Nb 4,31 ат.%, Mo 1,02 ат.%, Cr 0,9 ат.%, Zr 0,92 ат.%. Вертикальными линиями обозначены средние составы сплавов.

Таблица 2

Температуры начала фазовых превращений и температурные интервалы фазовых областей экспериментальных сплавов в твердом состоянии (расчет)

Разрезы, показанные на рис. 1 позволяют лишь качественно оценить влияние температуры нагрева на фазовый состав сплавов. Для количественных оценок следует проводить расчеты при заданном составе и температуре.

Предварительно, используя фактические концентрации компонентов (табл. 1), был проведен расчет фазового состава экспериментальных сплавов при температурах отжига (табл. 3 и 4).

Из табл.3 видно, что при 1400°С базовый сплав TNM содержит фазы б и в в соотношение 1:2. Разница составов этих фаз невелика, можно только отметить более высокую концентрацию молибдена в в-фазе. Эти две фазы находятся в равновесии и при 1250°С, однако основной становится б-фаза (около 90 масс.%). Кроме того, увеличивается разница по составу, прежде всего, по молибдену (его концентрация в в-фазе в
3 раза больше, чем в б-фазе). При 1100°С базовый сплав является трехфазным (б+в+г), при этом количество фазы г, которая отличается от других наибольшим содержанием алюминия, составляет около 40 масс.%. Следует отметить, что ниобий более или менее равномерно распределяется между фазами, отношение максимальной концентрации (в в-фазе) к минимальной (в б-фазе) не превышает 1,5.

Таблица 3

Количественные параметры фазового состава сплава TNM при температурах отжига

термодинамический сплав фазовый

Согласно результатам, представленным в табл.4 введение в сплав TNM до 1 ат.% циркония и хрома приводит к повышению количества
в-фазы. При 1400°С сплав TNM+, также как и TNM находится в двухфазной области (б+в), однако количество в-фазы существенно выше (92 мас. % вместо 64 мас. %). При 1250°С сплав TNM+ находится в трехфазной области (б+в+г), но количество г-фазы незначительно
(~5 мас.%), а количество в-фазы превышает 30 мас.%, что значительно выше, чем в сплаве TNM. Следует отметить, что цирконий распределяется между фазами достаточно равномерно. Отношение максимальной концентрации циркония (в в-фазе) к минимальной (в г-фазе) составляет всего 1,2, в то время как для хрома - 3,5 соответственно. Данное обстоятельство указывает на высокий бетастабилизирующий эффект хрома.

Таблица 4

Количественные параметры фазового состава сплава TNM+ при температурах отжига

Структуры экспериментальных сплавов в различных состояниях приведены на рис. 2. Основной структурной составляющей в них являются колонии, состоящие из пластин интерметаллидных фаз г и б2, которые сформировались в результате эвтектоидного распада фазы б. По границам этих колоний выявляются частицы, которые с учетом результатов МРСА (табл. 5), могут быть идентифицированы как фазы в (светлые) и
г (темные).

Результаты МРСА, представленные в табл. 5 демонстрируют хорошую сходимость с расчетными данными. Поскольку эвтектоидные колонии г/б2 формируются при распаде фазы б, то анализ состава первых позволяет оценить и состав данной фазы на момент закалки. Для сплава TNM эвтектоидные колонии (табл. 5) после отжига при 1250 и 1100°С имеют состав близкий к расчетному составу б фазы (табл. 3) при соответствующих температурах. В хорошем соответствии с расчетными результатами, результаты МРСА выявили, что включения фаз в и б достаточно сильно различаются по составу: первые отличаются повышенным содержание молибдена, а вторые, наоборот, наиболее низкой концентрацией этого элемента, а также наибольшим содержанием алюминия. Следует отметить, что экспериментальные результаты не в полной мере отражают состояние сплава при температуре отжига, поскольку в процессе охлаждения с печью в той или иной мере протекают диффузионные процессы. Именно этим объясняется присутствие г фазы в структуре сплава после отжига при 1250°С.

а б

в г

д е

ж

Рис. 2 - Структура сплавов в литом состоянии: а)TNM, б) TNM+; после отжига при 1400°С: в)TNM, г) TNM+; после отжига при 1250°С: д)TNM, е) TNM+; после отжига при 1100°С: ж)TNM, з) TNM+;

Результаты МРСА по сплаву TNM+, приведенные в табл.5, также в целом соответствуют результатам расчета. В частности, из них следует, что эвтектоидные колонии г/б2 имеют состав близкий к расчетному составу б фазы (табл. 4). Цирконий равномерно распределяется между фазами, а хром в наибольшем количестве присутствует в в фазе.

В целом, расчетные и экспериментальные результаты неплохо согласуются между собой, что свидетельствует о перспективности расчета фазового состава г-сплавов.

Таблица 5

Распределение элементов в структуре сплавов TNM и TNM+ после отжига

Работа проведена при поддержке РФФИ, грант №16-33-01108\16 от 03.02.2016

Выводы

С использованием программы Thermo-Calc рассчитаны политермические сечения систем Ti-Al-Nb-Mo и Ti-Al-Nb-Mo-Cr-Zr, и определена последовательность фазовых превращений в процессе кристаллизации и последующего охлаждения применительно к двум
г-сплавам TNM (42,99 ат. % Al, 4,52 ат. % Nb и1,07 ат. % Mo) и
TNM+ (43,01 Al, 4,31 Nb, 1,02 Mo, 0,9 Cr и 0,92 Zr). Представлены результаты расчетов фазового состава и состава фаз при возможных температурах отжига рассматриваемых г сплавов: 1400, 1250 и 1100°С.

Исследования микроструктуры сплавов TNM и TNM+ в сканирующий электронный микроскоп показали, что основной структурной составляющей в них являются колонии, состоящие из пластин интерметаллидных фаз г и б2, которые сформировались в результате эвтектоидного распада фазы б. По границам этих колоний выявляются частицы фаз в и г.

Результаты микрорентгеноспектрального анализа исследуемых сплавов после различных режимов отжига показали хорошую сходимость с расчетными данными по составу фаз при соответствующих температурах. Установлено, что совместное введение в базовый сплав TNM до 1 ат.% циркония и хрома приводит к повышению количества
в-фазы. Причем цирконий равномерно распределяется между фазами, в то время как содержание хрома, аналогично молибдену максимально в
в-фазе. Последнее обстоятельство свидетельствует о высоком бетастабилизирующем эффекте хрома.

Литература

1. Appel F., Paul J.D.H., Oehring M. Gamma Titanium Aluminide Alloys: Science and Technology. Wiley-VCH Verlag& Co. KGaA, 2011. 745 р.

2. Ильин А.А., Колачев Б.А., Полькин И.С. Титановые сплавы. Состав, структура, свойства: Справочник. М.: ВИЛС-МАТИ, 2009. 520 с.

3. Xinhua Wu. Review of alloy and process development of TiAl alloys // Intermetallics. 2006. V.14. Р. 1114.

4. Hu D., Wu X., Loretto M.H. Advances in optimization of mechanical properties in cast TiAl alloys // Intermetallics. 2005. V.13.Р. 914.

5. Si-Young Sung, Young-Jig Kim. Modeling of titanium aluminides turbo-charger casting // Intermetallics. 2007. V. 15. P. 468.

6. Liu K, Ma Y. C., Gao M. et al. Single step centrifugal casting TiAl automotive valves // Intermetallics. 2005. V. 13. P. 925.

7. Barbosa Joaquim, Silva Ribeiro С., Caetano Monteiro A. Influence of superheating on casting of г-TiAl // Intermetallics.2007. V. 15. P. 945.

8. Kuang J. P., Harding R. A., Campbell J. Microstructures and properties of investment castings of г-titanium aluminide //Materials Science and Engineering A. 2002. V.329 - 331. P. 31.

9. Simpkins R. J., Rourke M. P., Bieler T. A., McQuayb P. A. The effects of HIP pore closure and age hardening on primary creep and tensile property variations in a TiAl XD™ alloy with 0.1 wt.% carbon // Materials Science and Engineering A. 2007. V. 463. P. 208.

10. Harding R. A., Wickins M., Wang H. et al. Development of aturbulence-free casting technique for titanium aluminides // Intermetallics. 2011. V. 19. P. 805.

11. BeddoesJ., Seo D. Y., Chen W. R., Zhao L. Relationship between tensile and primary creep properties of near г-TiAl intermetallics // Intermetallics. 2001. V. 9. P. 915.

12. Hodge A. M., Hsiung L. M., Nieh T. G. Creep of nearly lamella TiAl alloy containing W // Scripta Materialia. 2004. V. 51. P. 411.

13. Нu D., Wu X., Loretto M. H. Advances in optimisation of mechanical properties in cast TiAl alloys // Intermetallics. 2005. V. 13. P. 914.

14. Witusiewicz V. Т., BondarA.A., HechtU., Velikanova T. Ya. The Al - В - Nb - Ti system: IV. Experimental study and thermodynamic re-evaluation of the binary Al - Nb and ternary Al - Nb - Ti systems // J. of Alloys and Compounds. 2009. V. 472. P. 133.

15. Hao Y. L., Yang R., Cui Y. Y., Li D. The influence of alloying on the б2 / (б2+г)/г phase boundaries in TiAl based systems // Acta Mater. 2000. V. 48. P. 1313.

16. Kainuma R., Fujita Y., Mitsui H. et al. Phase equilibria among б (hcp), в (bcc) and г (L10) phases in T i - A l base ternary alloys // Intermetallics. 2000. V. 8. P. 855.

17. Нu D. Effect of composition on grain refinement in TiAl based alloys / / Intermetallics. 2001. V. 9. P. 1037.

18. Wu X., Нu D. Microstructural refinement in cast TiAl alloys by solid state transformations / / Scripta Materialia. 2005. V. 52. P. 731.

19. Wang J. N., Xie K. Grain size refinement of a TiAl alloy by rapid heat treatment / / Scripta Mater. 2000. V. 43. P. 441.

20. Jin Y., Wang J. N., YangJie, Wang Yong. Microstructure refinement of cast TiAl alloys by |3 solidification / / Scripta Materialia. 2004. V. 51. P. 113.

21. Huang Z. W., Voice W., Bowen P. Thermal exposure induced
б2 + г > B2(щ) and б2>B2(щ) phase transformations in a high Nb fully lamellar TiAl alloy // Scripta Materialia. 2003. V. 48. P. 79.

22. Gьther V., Rothe C., Winter S., Clemens H. Metallurgy, Microstructure and Properties of Intermetallic TiAl Ingots // BHM (Berg undHьttenmдnnischeMonatshefte). 2010. V. 155(7). Р. 325 - 329.

23. Н.А. Белов, И.С. Чупахин «Количественный анализ фазового состава сплава TNM-B1 на основе алюминида титана TiAl(г)», Металловедение и термическая обработка металлов, 2013, № 9, С.32-37.

A. Bartels, C. Koeppe, H. Mecking, Microstructure and properties of Ti-48Al-2Cr after thermomechanical treatment. Materials Science and Engineering: A.;192-193 (1995) 226-232.

24. Hongsheng Ding, Ge Nie, Ruirun Chen, et al., Influence of oxygen on microstructure and mechanical properties of directionally solidified Ti-47Al- 2Cr-2Nb alloy, Mater. Des. 41 (2012) 108-113.

25. Z.W. Huang, Thermal stability of Ti-44Al-4Nb-4Zr-0.2Si-1B alloy, Intermetallics 42 (2013) 170-179.

Размещено на Allbest.ru