Способ обработки интерметаллических сплавов на основе гамма-алюминида титана

Изобретение относится к изготовлению высококачественных слитков и заготовок изделий из легированных жаропрочных интерметаллических сплавов на основе гамма-алюминида титана. Сплавы этого типа отличаются малой плотностью, высокой удельной прочностью и хорошей стойкостью к окислению и предназначены для экстремальных областей применения при высоких температурах и нагрузках.

Обычные технические гамма-титаналюминидные сплавы (TNB сплавы) содержат от 40 до 50 атомных процентов алюминия и до 10-15% легирующих примесей, обычно Nb, Cr, Si, В и С, остальное - титан. Подобные сплавы в твердом состоянии состоят из γ-TiAl как основной фазы (70-90 объемн. %) и α₂-Ti₃Al как неосновной фазы. Детали или полуфабрикаты (слитки, отливки) из таких титаналюминидных сплавов, полученные способом литья, имеют относительно их прочности, текучести и стойкости к воздействиям нагрузок при комнатной температуре недостатки, которые обусловливаются металлургическими, структурными особенностями и свойствами составляющих фаз этих материалов. Техническому применению сплавов, как правило, препятствует их хрупкость.

Инновационные гамма-титаналюминиды, релевантные современному уровню техники (так называемые TNM-сплавы 3-го поколения), содержат 42-46 ат. % алюминия, и в качестве легирующих добавок в сумме до 10-12 ат. % переходные металлы, стабилизирующие первичную β-Ti фазу (также известную как В2-фаза), с которой начинается кристаллизация TNM-расплавов [Appel F., Paul J.D. H., Oehring М. "Gamma Titanium Aluminide Alloys: Science and Technology", Weinheim, Wiley-VCH Verlag, 2011, 745 р.]. Помимо Nb и Cr используются такие β-стабилизаторы, как Mo, Та, Zr, W. Их применение приводит к сохранению в затвердевшем сплаве относительно малой объемной фракции метастабильной В2-фазы, пластичной при высоких температурах. Благодаря этому, работоспособность сплавов в наиболее экстремальных условиях (например, в конструкциях турбин авиационных двигателей) повышается до 700°C. Однако, сохраняющаяся хрупкость и недостаточная прочность сплавов при комнатной температуре ограничивают их применимость в режимах термоциклирования, характерных для функционирования авиационной турбины.

По мнению авторов, одним из наиболее перспективных подходов формирования сбалансированных механических свойств является целенаправленная инженерия структурно-фазового состояния γ-TiAl интерметаллидов, создание пространственно-упорядоченных микроструктур/текстур с использованием высокоградиентной направленной кристаллизации [A.V. Kartavykh, Е.А. Asnis, N.V. Piskun, I.I. Statkevich, M.V. Gorshenkov, A.V. Korotitskiy. A promising microstructure/deformability adjustment of β-stabilized γ-TiAl intermetallics // Materials Letters. 2016. V. 162. P. 180-184].

Известен способ изготовления интерметаллических отливок, описанный в RU 2107582 C1 [1] (опублик. 27.03.1998 г.), включающий приготовление расплава из первого твердого и второго металлов в емкости, с использованием нагрева, и заливку расплава из емкости в форму для образования отливки после затвердевания. Сначала в емкость для приготовления расплава помещают загрузку, состоящую из первого твердого металла; загрузку, состоящую из второго металла, которая вступает в экзотермическую реакцию с первым металлом, расплавляют отдельно, вводят в емкость расплавленную загрузку, состоящую из второго металла, для контактирования с загрузкой первого металла. После чего ведут их нагрев в контакте друг с другом для экзотермической реакции первого и второго металлов и образования сплава для литья и сокращения времени, необходимого для получения сплава, времени нахождения расплава в емкости и для уменьшения загрязнения расплава в результате реакции с материалом емкости. Общим с заявляемым способом является назначение изобретения, а также наличие общих операций, таких как приготовление расплава. Недостатком известного способа является загрязнение расплава, обусловленное его контактом со стенками тигля и литейной формы при высоких температурах.

Известен также способ индукционного плавления металлов и сплавов, описанный в US 4738713 В1 [2] (опублик. 04.01.1994 г.) и включающий плавление металлошихты индукционными токами в холодном тигле. В тигле расплавляют металл, причем тигель представляет собой вертикально-ориентированный, полый, удлиненный цилиндр, как правило, постоянного поперечного сечения по всей его длине с металлическими боковыми стенками. Тигель снабжен средствами для охлаждения, часть указанного тигля окружена первичной катушкой индуктивности. Далее в указанный тигель вводят загрузку, которая состоит из химически активного металла, после чего воздействуют на металл индукционным переменным током для создания тепла в загрузке, поддерживают переменный ток, далее проводят охлаждение. Общим с заявляемым способом является назначение изобретения, а также наличие общих операций, таких как плавление и нагрев с помощью индукционного переменного тока, охлаждение расплава. Недостатком известного способа является загрязнение расплава, обусловленное его контактом со стенками тигля.

Наиболее близким к заявляемому способу по технической сущности (прототипом) является RU 2362651 С1 [3] (опублик. 27.07.2009, г.), в котором описан способ получения слитков и литых изделий из интерметаллических сплавов. Согласно данному изобретению способ получения слитков и литых изделий из интерметаллических сплавов на основе титана и алюминия включает плавление исходной шихты в тигле и последующую кристаллизацию расплава в форме. Для плавления используют тигель и форму, выполненные из нитрида алюминия или футерованные изнутри нитридом алюминия. После этого кристаллизацию расплава осуществляют в атмосфере инертного газа. Общим с заявляемым способом является назначение изобретения, а также наличие общих операций, таких как плавление и кристаллизация в атмосфере инертного газа. Недостатком известного способа является загрязнение расплава, обусловленное его контактом со стенками тигля и литейной формы при высоких температурах.

Заявляемый способ отличается от прототипа тем, что для нагревания и плавления материала используют переменные индукционные токи, а кристаллизацию проводят без контакта со стенками тигля в поле осевого градиента температуры величиной не менее 300°C/см.

Техническим результатом заявляемого изобретения является достижение высокого уровня механических свойств и устойчивости к деформации отливок интерметаллических сплавов на основе гамма-TiAl при комнатной температуре, а именно: предела текучести 500-600 МПа, предела прочности 1700-1800 МПа при статических нагрузках.

Указанный результат достигается тем, что способ включает направленную бестигельную зонную перекристаллизацию (БЗП) литой цилиндрической заготовки интерметаллического сплава на основе гамма-алюминида титана в атмосфере инертного газа, причем для нагревания и плавления материала используют переменные индукционные токи с диапазоном частот 10 кГц-1 МГц, а кристаллизацию проводят в поле осевого градиента температуры величиной не менее 300°C/см.

Указанный результат достигается также тем, что в качестве инертного газа используют аргон или гелий.

Изобретение поясняется чертежами, где на Фиг. 1 изображена схема реализации заявляемого способа со следующими обозначениями: 1 - отливка сплава на основе гамма-TiAl в процессе направленной зонной перекристаллизации; 2 - кварцевый или сапфировый трубчатый реактор; 3 - водоохлаждаемые торцевые держатели слитка гамма-TiAl; 4 - кольцевой водоохлаждаемый индуктор-нагреватель, перемещаемый вдоль реактора с постоянной скоростью снизу вверх. На Фиг. 2 даны экспериментальные кривые деформации образцов интерметаллического сплава на основе гамма-TiAl состава Ti-44Al-5Nb-3Cr-1.5Zr (ат. %) при комнатной температуре до (1) и после (2) применения заявляемого способа. На Фиг. 3 представлены: (а) неупорядоченная микроструктура исходного литого сплава Ti-44Al-5Nb-3Cr-1.5Zr (ат. %); (б) упорядоченная дуплексная микроструктура того же сплава после применения заявляемого способа; (в) увеличенная пограничная область между ламельной и γ-гранулярной фракциями структуры с «демпфирующими» зернами прослойки В2; (г) увеличенная ламельная субструктура, состоящая из чередующихся ламелей γ-TiAl и α₂-Ti₃Al фаз субмикронной толщины. Изображения (а), (б), (г) на Фиг. 3 получены методом растровой электронной микроскопии в режиме обратно-рассеянных электронов; изображение (в) получено методом электронной микроскопии на просвет.

Изобретение также поясняется Таблицей 1, где приведены данные единичных измерений предела текучести (σ_0.2) и предела прочности (σ_max) образцов интерметаллического сплава Ti-44Al-5Nb-3Cr-1.5Zr (ат. %) до (1) и после (2) применения заявляемого способа, полученные стандартным путем из кривых деформации на Фиг. 2. В Таблице 1 представлены также результаты статистической обработки результатов измерений - средние величины и относительные среднеквадратичные отклонения (ОСКО) по выборкам σ_0.2 и σ_max.

Сущность заявляемого способа обработки интерметаллических сплавов на основе гамма-алюминида титана поясняется примером реализации.

Пример. В частном случае способ реализуется следующим образом. В качестве исходного материала использована цилиндрическая отливка интерметаллического сплава на основе гамма-TiAl состава Ti-44Al-5Nb-3Cr-1.5Zr (ат. %), а схема реализации способа изображена на Фиг. 1. Отливка (1) помещается в вертикальный кварцевый или сапфировый трубчатый реактор (2) без контакта с его стенками, что обеспечивается фиксацией торцов отливки в водоохлаждаемых держателях (3). В реакторе создается проток высокочистого инертного газа сверху вниз через торцевые патрубки. С экономической точки зрения целесообразно в качестве инертного газа использовать аргон. Для нагревания и плавления материала использован кольцевой высокочастотный полый водоохлаждаемый индуктор (4), питающийся электрическим током частотой 400 кГц. Мощность индуктора рассчитывается так, чтобы длина расплавленной зоны не превышала диаметра отливки, а величина осевого градиента температуры на фронте кристаллизации (нижней границе расплавленной зоны) составляла не менее 300°C/см. После расплавления и стабилизации первой (нижней) зоны осуществляется процесс бестигельной зонной перекристаллизации образца (БЗП) при движении индуктора снизу вверх с постоянной скоростью 150 мм/ч.

Статистическая выборка образцов исходного и перекристаллизованного сплава Ti-44Al-5Nb-3Cr-1.5Zr испытывалась методом одноосного сжатия (осадки) в осевом направлении слитков при комнатной температуре. Результаты испытаний даны в графическом виде на Фиг. 2, и в численном виде в Таблице 1, наглядно иллюстрируя сравнительную устойчивость исходного литого и обработанного сплавов к деформации. Из экспериментальных данных следует, что у сплава после применения заявляемого способа предел текучести σ_0.2 повышен на 11% (547.8 против 494.1 МПа), а предел прочности σ_max - на 26% (1781.2 против 1414.0 МПа). Статистический разброс значений σ_max по слитку улучшен вдвое - с 17.3 до 8.7% по ОСКО.

Указанные закономерности объясняются изменением и упорядочением микроструктуры сплава после применения заявляемого способа. На Фиг. 3а зафиксирована неконтролируемая в процессе литья неупорядоченная микроструктура исходной отливки Ti-44Al-5Nb-3Cr-1.5Zr (ат. %). Компоненты микроструктуры состоят из трех фаз: основной γ-TiAl (серая фаза на Фиг. 3а), неосновной α₂-Ti₃Al (темно-серая), и метастабильной фазы B2(β-Ti) (светлая фаза). Для сравнения на Фиг. 3б дана упорядоченная дуплексная (ламельно-гранулярная) микроструктура того же сплава после БЗП, содержащая домены аксиально-направленной ламельной α₂-Ti₃Al+γ-TiAl текстуры (80% объемн.), гранулярной γ-TiAl микроструктуры (15%), и 5% светлых межгранулярных прослоек β-Ti (В2) фазы. Ламельная текстура, состоящая из чередующихся ламелей γ-TiAl и α₂-Ti₃Al фаз субмикронной толщины, выстроенных вдоль направления действия температурного градиента, увеличена на Фиг. 3г. Фиг. 3в представляет увеличенную пограничную область между ламельной и γ-гранулярной фракциями, где видны детали структурного перехода и «демпфирующие» зерна прослойки В2.

Упорядоченная дуплексная структура с оптимизированным объемным соотношением фазовых доменов (γ+α₂)/γ/В2 после БЗП обладает более сбалансированными свойствами по сравнению с литым материалом: улучшенной прочностью за счет мелкодисперсной ламельной составляющей при осевом нагружении, и одновременно улучшенной пластичностью за счет γ-гранулярной сопряженной составляющей с «прокладками» из В2-фазы. За счет ограниченной упругой подвижности γ-зерен в среде В2-фазы, такие домены способствуют релаксации напряжений в основной ламельной структуре, повышая пороговые критические напряжения деформации материала σ_0.2 и σ_max.