Статьи

 




dx.doi.org/ 10.18577/2307-6046-2021-0-4-32-47
УДК 669.017.165
Н. А. Ночовная, В. И. Иванов, Л. Ю. Авилочев
ИНТЕРМЕТАЛЛИДНОЕ СОЕДИНЕНИЕ AlхTi – ПЕРСПЕКТИВНЫЙ МАТЕРИАЛ ДЛЯ ПОВЫШЕННЫХ ТЕМПЕРАТУР (обзор) Часть 2. Механические свойства интерметаллида Al2Ti и влияние легирования

Интерметаллидные сплавы на основе соединения Al2Ti являются наиболее перспективными жаропрочными материалами для будущих энергетических установок. В работе рассмотрены механические свойства интерметаллида Al2Ti, двухфазных сплавов на его основе и сплава, легированного ниобием. Для применения при температурах до 950 °С представляют интерес сплавы с фазовым составом r-Al2Ti + γ-TiAl и пластинчатой микроструктурой с дополнительным легированием тугоплавкими элементами. Использование таких сплавов в двигателях позволит увеличить их весовую отдачу, топливную эффективность и экологические характеристики.

Ключевые слова: интерметаллидные сплавы на основе Al2Ti, литье, легирование, термическая обработка, фазовый состав, микроструктура, механические свойства, окисление, intermetallic Al2Ti alloys, casting, alloying, heat treatment, phase composition, microstructure, mechanical properties, oxidation.

Введение

Для создания перспективных энергетических силовых установок требуются новые материалы, работающие в условиях более высоких температур, повышенных нагрузок и длительного ресурса. С этой точки зрения разработка легких жаропрочных сплавов на основе интерметаллидов и технологий их производства является главной задачей современного материаловедения, так как ее решение позволит повысить
весовую отдачу, топливную эффективность и экологические характеристики силовой установки [1–5].

Многочисленные исследования по изучению структуры и механизмов пластической деформации нелегированного интерметаллида Al2Ti не позволили в полной мере оценить его перспективность в качестве жаропрочного материала. Этот интерметаллид оказался достаточно сложным для производства и исследования структурных превращений при повышенных температурах, поэтому проведены исследования по изучению влияния составов двойных систем и легированного сплава на механические свойства при комнатной и повышенных температурах.

 *Часть 1 – см. «Труды ВИАМ», № 3 (97), 2021.

Механические свойства двойных сплавов на основе Al2Ti

Ранее проведенные исследования показали, что интерметаллид Al2Ti, обладая хорошими теплофизическими и упругими свойствами, имеет сложные фазовые и структурные превращения, существенным образом влияющие на механические свойства при комнатной и повышенных температурах. Для изучения влияния состава и структуры двойных сплавов на основе Al2Ti на механические свойства при низких и повышенных температурах в работах [6–22] выполнены исследования, а в работе [19] изучалось также влияние легирования.

В работe [6] исследованы механические свойства образцов из сплава состава Al–33,3Ti* на основе Al2Ti в состояниях – литое (Л), литое + газоизостатическое прессование (ГИП): при температуре 1150 °С и напряжении 70 МПа в течение 4 ч (Л + ГИП) и металлический порошок (МП) сплава с размером частиц 45 мкм + ГИП: при температуре 1000–1100 °С и напряжении 175 МПа в течение 4 ч (МП+ГИП). Испытания на сжатие проводили на образцах размером 3×3×7 мм при скорости нагружения 5,7·10–4 с–1. Результаты испытаний представлены в табл. 1.

 

Таблица 1

Свойства при сжатии интерметаллида Al2Ti в различных состояниях

Свойства

Значения свойств для интерметаллида Al2Ti в состоянии

литом

литом + ГИП

МП + ГИП

Предел текучести σ0,2сж, МПа,

при температуре, °С:

20

200

400

600

800

1000

 

 

~720

620

580

520

430

220

 

 

~680

560

540

450

390

220

 

 

1350

1170

980

700

450

~50

Относительное укорочение, %,

при температуре, °С:

20

200

400

600

800

 

 

0,3

0,3

2

4

3,8

 

 

0,2

3

4,5

8,8

18

 

 

4,8

4,9

12

30

>50

 

При температуре 20 °С наибольшие значения предела текучести показали образцы в состоянии МП + ГИП, средние значения имели образцы в литом состоянии, а наименьшие ‒ после состояния Л + ГИП. Сплав в состоянии МП + ГИП обладал наибольшей пластичностью при температуре 20 °С, однако трещины наблюдались при деформации 3,5 %, а разрушение происходило при деформации 4,5–5 %. Пластичность сплава в состояниях Л и Л + ГИП была низкой и не превышала 0,2–0,3 %.

С повышением температуры в сплавах происходит снижение прочностных и повышение пластических характеристик. Наибольшее снижение прочности и увеличение пластичности имеет материал в состоянии МП + ГИП. Сплавы в литом состоянии и после Л + ГИП показали высокие прочностные свойства при температурах до 1000 °С.

*Здесь и далее – составы сплавов приведены в % (атомн.).

В работе [7] исследована деформация монокристаллического сплава составаAl–37,5Ti при температурах 800–1200 °С и скоростях нагружения 1,7(10–4–10–1) с–1. При испытаниях на растяжение использовали образцы размером 1×2×5 мм, на сжатие – размером 2×2×5 мм. Нагружение проводили по оси [201] при испытании в вакууме. Результаты испытаний представлены в табл. 2. При температуре 800 °С прочность монокристаллов сплава состава Al–37,5Ti составляла 65 МПа при отсутствии пластичности. С повышением температуры до 1100 °С прочность снизилась до 100–110 МПа, а при температуре 1200 °С составила всего ~(12–18) МПа.

 

Таблица 2

Напряжения течения при сжатии монокристаллов сплава состава Al–37,5Ti

при повышенных температурах

Относительное

укорочение, %

Напряжения течения*, МПа, при температуре испытания, °С

800

1000

1100

1200

ε2,5

65

Хрупкое

разрушение

200

110

16

ε5

215

110

18

ε10

220

110

18

ε20

230

100

12

* Скорость нагружения при сжатии 1,7·10–4 с–1.

 

В результате испытаний зависимость деформации разрушения при растяжении сплава состава Al–37,5Ti в виде монокристаллов от скорости деформирования при температуре 1200 °С следующие:

 

Скорость деформирования, с–1

1,7·10–1

1,7·10–2

1,7·10–3

1,7·10–4

Деформация до разрушения, %

0

62

232

185

 

Видно, что при температуре 800 °С и скоростях нагружения 1,7(10–4–10–1) с–1 образцы показали хрупкое разрушение. При температурах >1000 °С и скорости нагружения 1,7·10–4 с–1 пластичность увеличивалась до 20 % и при температуре 1200 °С составила 185 %. При температуре 1200 °С и скорости нагружения 1,7·10–2 с–1 деформация составила 62 %, а скорость нагружения 1,7·10–3 с–1 обеспечила пластичность до 235 %, но при скорости нагружения 1,7·10–4 с–1 она уменьшилась до 185 %, что, по-видимому, обусловлено процессами динамической рекристаллизации.

Значения предела текучести и относительного удлинения при растяжении монокристаллов сплава состава Al–37,5Ti в зависимости от температуры представлены в табл. 3.

Таблица 3

Механические свойства при растяжении монокристаллов сплава состава Al–37,5Ti

при повышенных температурах и скорости нагружения 1,7·10–4 с–1

Свойства

Значения свойств при температуре испытания, °С

800

900

1000

1100

1200

Предел текучести σ0,2, МПа

550*

300

150

80

5

Относительное удлинение δ, %

50

75

80

185

Коэффициент сверхпластичности

0,08

0,16

0,2

0,22

0,4

*Напряжения течения при температуре 800 °С при сжатии.

 

Исследование температурно-скоростных характеристик монокристаллов сплава состава Al–37,5Ti показало, что он имеет повышенную чувствительность к скорости деформирования при повышенной температуре. Высокая скорость деформирования сплава, равная 1,7·10–1 с–1, независимо от температуры приводила к тому, что выделения фазы r-Al2Ti тормозили движение восходящих дислокаций, что повышало предел текучести и вызывало хрупкое разрушение при температуре 1200 °С. При температуре испытания 900 °С и малой скорости нагружения происходили снижение предела текучести и рост пластичности материала. При температурах >1000 °С объемная доля выделений фазы r-Al2Ti уменьшалась и увеличивалось количество фазы h-Al2Ti. Пластинчатые выделения фазы h-Al2Ti не тормозили движение дислокаций и обеспечивали релаксацию напряжений. При температуре 1200 °С структурные изменения в сплаве вызывали разупрочнение за счет множества восходящих дислокаций и незначительного упрочнения выделениями фазы h-Al2Ti, что приводило к стабильной деформации и большей пластичности, обеспечивающей повышенный коэффициент сверхпластичности для интерметаллидных сплавов.

Низкая технологичность литого сплава на основе Al2Ti и отсутствие режимов горячей деформации этого материала способствовали разработке технологии литья и изучению структуры и механических свойств литых сплавов. Для этих целей использовали индукционную плавку с центробежной заливкой расплава в металлические формы [8–10]. При разработке технологии получения отливок из сплавов на основе Al2Ti установлено, что кристаллизация заготовок с высокой скоростью охлаждения приводила к появлению усадочных раковин, пор и склонности отливок к разрушению из-за высоких термических напряжений.

Отработку технологии литья заготовок проверяли на сплаве состава Al–40Ti с поликристаллической направленной структурой из фаз r-Al2Ti + γ-TiAl [9, 10]. Такую структуру получали направленной кристаллизацией с градиентом кристаллизации 6,4 °С/мм в образцах (диаметр/длина) размером 6,5×(80–90) мм. Кристаллизация расплава с таким температурным градиентом снижала термические напряжения в литых образцах, что исключало их растрескивание. Литые заготовки имели почти однофазную микроструктуру и содержали преимущественно фазу γ-TiAl. Отжиг при температуре 950 °С в течение 200 ч не оказал влияния на размеры зерен, которые изменялись от 20 до 45 мкм (рис. 1). После такой термической обработки образцы имели и пластинчатую микроструктуру из фаз γ-TiAl + r-Al2Ti.

 

 

Рис. 1. Микроструктура сплава состава Al–40Ti после отжига при температуре 950 °С
в течение 200 ч

 

Механические свойства литых образцов из сплава состава Al–40Ti определяли при трехточечном изгибе на образцах размером 3,1×3,8×51 мм и расстоянием между опорами 40 мм, а испытания на сжатие проводили на образцах размером 3,1×3,8×45 мм при скорости нагружения 0,01 мм/мин, температурах 900–1000 °С в воздушной среде [10]. Полученные результаты представлены в табл. 4.

Таблица 4

Разрушающие напряжения при испытаниях на изгиб и сжатие

литых образцов из сплава состава Al–40Ti

Вид испытания

Максимальные разрушающие напряжения, МПа,

при температуре испытания, °С

900

950

1000

На изгиб

207

122

58

На сжатие

385

243

150

 

Испытания показали, что литой материал имел бо́льшую прочность на сжатие по сравнению с испытаниями на изгиб, при этом до температуры 900 °С образцы не имели пластичности. Ограниченная пластичность наблюдается при температурах >900 °С, что свидетельствует о температуре хрупкопластичного перехода. При температурах >950 °С образцы показали пластичность >4 %. Сравнение разрушающих напряжений в литом состоянии и после термической обработки при 950 °С (выдержка 2 ч, закалка в воде) показало, что литой материал с направленной микроструктурой после термической обработки обладал прочностью 100 МПа, а с равноосной литой структурой имел прочность 200 МПа. При температуре 900 °Спрочность литого материала с равноосной микроструктурой увеличилась до 207 МПа, а термически обработанного – до 385 МПа. При температурах >950 °С литые образцы показали вдвое большую прочность при сжатии и имели межзеренное разрушение с небольшой долей разрушения внутри зерна.

Для оценки характеристик жаропрочности сплава состава Al–40Ti проводили испытания на ползучесть при сжатии и постоянных уровнях напряжений на стадии установившейся ползучести на образцах размером 3,1×3,8×5,1 мм при скоростях нагружения от 10–3 до10–5 с–1, температурах 900, 950 и 1000 °С в воздушной среде.

Истинные скорости ползучести для сплава состава Al–40Ti при испытании на сжатие при повышенных температурах и напряжении 150 МПа составили:

 

Температура испытания, °С

900

950

1000

Истинная скорость ползучести, с–1

10–5

10–4

10–3

 

Испытания показали, что сплав состава Al–40Ti при температурах >1000 °С начинает разупрочняться, что, по-видимому, связано с активностью восходящих дислокаций.

По заключению авторов работ [8–10], сплав состава Al–40Ti имеет значительные преимущества перед интерметаллидными двухфазными (γ-TiAl + α2-Ti3Al) сплавами, поскольку обладает достаточной технологичностью при изготовлении литых заготовок, высоким сопротивлением ползучести и лучшей стойкостью к окислению. Это дало основание утверждать, что низкие прочностные и пластические характеристики сплава не являются препятствием для использования его в качестве перспективного жаропрочного материала. Это утверждение явилось важным доводом для дальнейших исследований сплавов состава Al–40Ti.

В работе [11] проведено исследование отливок из сплавов состава Al–40Ti, полученных в индукционной печи с холодным тиглем и центробежной заливкой расплава. Литую структуру образцов изучали современными методами исследования. Испытания на ползучесть при сжатии проводили при температурах 900–1050 °С на полированных образцах размером 3,1×3,8×5,5 мм.

Типичные микроструктуры отливок представлены на рис. 2. Исходная литая структура имела почти однофазную микроструктуру фазы γ-TiAl, что свидетельствовало о нестабильном состоянии литого материала. Тонкие исследования структуры выявили в матрице γ-TiAl домены метастабильной фазы Al5Ti3 с размерами 5–10 нм. После отжига при температуре 1050 °С в течение 200 ч и закалки в воде структура становится почти пластинчатой, при этом размер зерен остается практически неизменным и составляет ~45 мкм (рис. 2, б).

 

 

Рис. 2. Микроструктура сплава состава Al–40Ti в литом состоянии (а) и после термической обработки (б) при температуре 1050 °С в течение 200 ч (закалка в воде)

 

Испытания на сжатие литых образцов при постоянных напряжениях 150, 120 и 80 МПа в виде кривых зависимости «истинная деформация–истинная скорость ползучести» при температуре 900 °С показаны на рис. 3.

 

 

Рис. 3. Истинные скорости ползучести и деформации при постоянных напряжениях при испытании на сжатие литого сплава состава Al–40Ti при температуре 900 °С

 

При температуре 900 °С литой сплав состава Al–40Ti обладал стойкостью к ползучести: при напряжении σ = 150 МПа скорость ползучести составляла ~2·10–5 с–1, при σ = 120 МПа ‒ равнялась ~7·10–6 с–1. При снижении напряжений до σ = 80 МПа скорость ползучести не превышала ~10–6 с–1. Изучена зависимость скорости ползучести на второй стадии ползучести от напряжений для сплава состава Al–40Ti в литом состоянии и после термической обработки при температуре 950 °С с закалкой в воде, а также для сплава состава Al–57Ti на основе γ-TiAl. Результаты представлены на рис. 4.

Испытания при температурах 900 и 1050 °С (рис. 4) показали, что литой и термообработанный сплав состава Al–40Ti имеет практически одинаковые кривые ползучести, что свидетельствует о незначительном влиянии микроструктуры. При испытании при температуре 1050 °С отмечен следующий эффект: если перед испытаниями образцы предварительно подвергали нагрузке 5 МПа в течение 40 ч, то скорость ползучести при испытаниях под нагрузкой 100 МПа уменьшалась с величины ~10–3 до 3,5·10–5 с–1 (т. е. свыше двух порядков), что не нашло объяснения.

 

 

Рис. 4. Зависимости скорости ползучести на второй стадии ползучести от напряжений для литого сплава состава Al–40Ti (темные символы) и после термической обработки при температуре 950 °С в течение 200 ч с закалкой в воде (светлые символы) [10] и для сплава состава γ-Ti–43Al c пластинчатой структурой [12]

 

Поскольку исходная литая структура состояла из матричной фазы γ-TiAl, в которой присутствовали метастабильные домены фазы Al5Ti3, то при испытании при температуре 1050 °С они превращались в стабильные фазы γ-TiAl и r-Al2Ti. Образование стабильной фазыr-Al2Ti в виде тонких дисперсных частиц (или пластинок) с небольшими межпластинчатыми расстояниями обеспечивало сплаву низкую скорость ползучести.

Изучению сопротивления ползучести поликристаллических, направленно закристаллизованных сплавов (составы Al–40Ti и Al–38Ti) посвящены работы[13, 19]. Сплавы изготавливали методом индукционной плавки с последующей центробежной заливкой в формы. Монокристаллы образцов выращивали из поликристаллических заготовок методом перемещающейся зоны плавления в печи с радиационным нагревом. Структура поликристаллических образцов после отжига при температуре 950 °С в течение 50 ч состояла из пластинчатых фаз γ-TiAl + r-Al2Ti с объемной долей каждой фазы ~50 % (рис. 5), которая практически не изменялась при увеличении содержания Al. Испытания на ползучесть при сжатии проводили на образцах кубической формы при температурах 900–1050 °С в воздушной среде. Установлено, что поликристаллический сплав состава Al–38Ti после отжига более стоек к ползучести при температуре 900 °С, чем сплавы составов Al–40Ti и Al–52Ti (γ-TiAl), а сплав состава Al–40Ti в монокристаллическом состоянии показал бо́льшую экспоненту напряжений и высокую стойкость к ползучести при температуре 1050 °С (рис. 6). Повышенная стойкость к ползучести монокристаллических сплавов, по сравнению с поликристаллическими сплавами, связана с отсутствием слабых структурных элементов на границах зерен.

 

Рис. 5. Микроструктура литого сплава состава Al–38Ti с двухфазной структурой из фаз
γ-TiAl + r-Al2Ti после отжига при температуре 900 °С в течение 50 ч

 

 

Рис. 6. Зависимости установившейся ползучести от напряжений (а) для интерметаллидов составов TiAl ( – [14], – [15], × – [16]), Al–40Ti (▲), Al–38Ti (), а также скорости деформации сдвига от критических напряжений (б) для сплава состава Al–40Ti при температурах
900 (r – монокристаллы, ▲ – поликристаллы) и 1050 °С (◊ – монокристаллы, ♦ – поликристаллы). Скорость деформации и напряжения рассчитаны в соответствии с уравнениями Шмидта и Тейлора

 

На рис. 7 представлены зависимости скорости ползучести от приложенных напряжений при сжатии монокристаллических образцов с ориентациями (100) и  испытанных при температуре 900 °С. Полученные результаты и расчеты показали, что при нагружении перпендикулярно  плоскости (100) и параллельно плоскости  факторы Шмидта оказались равными 0,408 и 0,49 соответственно. В образцах, нагруженных перпендикулярно плоскости (100), деформация протекала неоднородно и приводила к значительному изгибу образцов. В то время, как образцы, нагруженные параллельно оси интенсивно растрескивались по боковым сторонам после пластической деформации >8 %. Двухфазные пластинчатые структуры сплавов с фазами r-Al2Ti + γ-TiAl при температурах до 900 °С стабильны, а укрупнение фазы r-Al2Ti наблюдалось только при температуре 1050 °С. Отмечены и другие особенности поведения сплава – снижение стойкости к ползучести при приближении к однофазной области γ-TiAl, хрупкость монокристаллического материала и ослабленные границы зерен у поликристаллического материала. Кроме этого, отмечено, что сплав состава Al–40Ti имеет ограничения по верхнему температурному пределу, что связано с укрупнением и растворением пластин фазы r-Al2Ti при температурах >1050 °С, а также со слабым влиянием субзеренных границ в поликристаллической структуре.

 

 

Рис. 7. Зависимости скорости деформации на второй стадии ползучести от критических напряжений сдвига при температуре 900 °С для монокристаллов сплава состава Al–40Ti: ◊ – нагружение перпендикулярно плоскости (100); Δ – нагружение параллельно плоскости

 

Однако проведенные исследования не дают полного понимания влияния структурных параметров на стойкость к ползучести сплавов составов Al–40Ti и Al–38Ti, поэтому для выяснения этих закономерностей необходимо проведение дальнейших исследований.

В работах [17–19] продолжены исследования характеристик стойкости к ползучести при температурах 900–1050 °С сплавов составов Al–40Ti и Al–38Ti в литом состоянии и после термической обработки. Литые образцы изготавливали индукционной плавкой с последующей заливкой расплава в формы [19]. Механические испытания на сжатие проводили на полированных образцах размером 3,1×3,8×5,5 мм при температурах 900–1050 °С.

Литые образцы сплавов содержат в основном фазу γ-TiAl (рис. 8), а также области с множественными доменами фазы r-Al2Ti, метастабильную фазу Al5Ti3 размером 5–10 нм и фазу h-Al2Ti. Присутствие вторичной фазы h-Al2Ti связано с тем, что матричная фаза γ-TiAl имеет с метастабильной фазой h-TiAl2 следующие ориентационные соответствия: [001](γ-TiAl) || [001] (h-TiAl2) и [100](γ-TiAl) || [100] (h-TiAl2) или [100](γ-TiAl) || [010](h-TiAl2). Плоскости фазы h-TiAl2 принадлежат семейству плоскостей {301} в то время, как плоскости фазы γ-TiAl принадлежат семейству {101}. Межфазные поверхности между обеими фазами r-Al2Ti и h-Al2Ti являются двойниковыми поверхностями {310}.

В литых образцах сплава состава Al–40Ti после отжига формировалась почти двухфазная структура r-Al2Ti + γ-TiAl (рис. 8, а), а сплав состава Al–38Ti после отжига содержал тонкую микроструктуру (рис. 8, б). Зависимости скорости ползучести от напряжений для сплавов составов Al–40Ti и Al–38Ti в термически обработанном состоянии при температурах 1000 и 1050 °С представлены на рис. 9. При сравнении результатов испытаний на стойкость к ползучести сплавов составов Al–40Ti и Al–38Ti с почти пластинчатой структурой отмечено, что при температурах 1000 и 1050 °С сплавы этих составов имеет лучшую стойкость к ползучести после термической обработки. Испытания этих сплавов на стойкость к ползучести при температуре 1050 °С выявили отсутствие влияния термической обработки. Сплав состава Al–38Ti в литом состоянии и после термической обработки по сопротивлению ползучести превосходил сплав Al–40Ti при температурах 1000 и 1050 °С.

 

 

Рис. 8. Микроструктура образцов из сплавов составов Al–40Ti (а) и Al–38Ti (б) в литом
состоянии и после термической обработки по режимам: 950 °С в течение 200 (а) и 50 ч (б) при охлаждении в воде [20]

 

 

Рис. 9. Сравнение минимальной скорости ползучести на второй стадии при температурах 1000 (а) и 1050 °С (б) сплавов составов Al–40Ti (▲, ) и Al–38Ti (Δ, Ο) в литом состоянии и после термической обработки [20]

 

Установлено, что в процессе испытаний на ползучесть происходит превращение фазы h-Al2Ti в фазуr-Al2Ti как в литых образцах, так и в образцах после термической обработки.

Проведенные исследования по выявлению влияния температур и уровней напряжений показали, что экспонента напряжений постоянна и равна 4, что подтверждало установленное ранее влияние винтовых дислокаций на сопротивление ползучести интерметаллидных сплавов системы Ti–Al [21, 22].

Изучение влияния температуры, напряжений и модуля упругости на скорость ползучести при температурах 900–1050 °С сплавов составов Al–40Ti и Al–38Ti позволило определить энергию активации ползучести Q с использованием уравнения

 

 

где ε· – скорость ползучести; А – постоянная; σ – напряжение; Е – модуль упругости; R – универсальная газовая постоянная; T – температура.

Для сплава состава Al–40Ti в литом состоянии энергия активации ползучести составила 550 кДж/моль, а после термической обработки 430 кДж/мол. Для сплава состава Al–38Ti в литом состоянии и после термической обработки энергии активации ползучести имели близкие значения: 385 и 383 кДж/моль соответственно. Полученные значения энергии активации ползучести отличались от научно-технических литературных данных по диффузии элементов в интерметаллиде γ-TiAl [22], которые равны QAl = 356 кДж/мoль и QTi = 249 кДж/моль, что свидетельствует о ведущей роли титана в снижении жаропрочности интерметаллидных сплавов системы Ti–Al.

В процессе испытаний на ползучесть отмечались также и другие явления [19]. В сплаве состава Al–38Ti как в литом, так и в термообработанном состояниях происходили структурные изменения – образование протяженных малоугловых границ, дислокаций в глобулярных фазах r-Al2Ti и γ-TiAl, а также в зонах с пластинчатой (r-Al2Ti + γ-TiAl) структурой, где дислокации присутствовали преимущественно в фазе γ-TiAl. Обнаруженные явления являются важными, поскольку могут влиять на температуру и продолжительность эксплуатации этих сплавов.

Исследования двухфазных сплавов на основе Al2Ti показали, что они обладают характерными особенностями механических свойств при комнатной и повышенных температурах.

При комнатной температуре литые сплавы при растяжении имеют низкие прочностные и пластические свойства, а лучшие характеристики получены при испытаниях на сжатие. Наибольшие значения прочности и пластичности обеспечивал порошковый материал после ГИП, что свидетельствовало о значительном влиянии размера зерна на механические свойства. С повышением температуры в сплавах наблюдалось снижение прочностных и повышение пластических характеристик. Наибольшее снижение прочности и повышение пластичности отмечалось в материале МП + ГИП. Сплавы в литом состоянии и после ГИП имели наиболее высокие прочностные свойства при температурах до 950 °С.

Двухфазный сплав состава Al–37,5Ti показал повышенную зависимость деформации от скорости нагружения: при температуре 1200 °С и скорости нагружения 1,7·10–1 с–1 пластичность сплава имеет нулевое значение, скорость нагружения 1,7·10–2 с–1 обеспечила значение деформации 62 %, а при скорости нагружения 1,7·10–4 с–1наблюдался режим сверхпластичности.

Наименьшая скорость ползучести при изгибе отмечена у сплава состава Al–38Ti с двухфазной структурой (r-Al2Ti + γ-TiAl) в состоянии Л + ГИП, которая при температуре 1000 °С и напряжении 100 МПа составила 1,5·10–5 с–1, а при температуре 1050 °С при том же напряжении скорость ползучести равна 7·10–5 с–1, т. е. в 4,5 раза больше.

Многочисленные исследования сплавов с двухфазной (r-Al2Ti + γ-TiAl) структурой (равноосной или пластинчатой) не обеспечили в сплавах требуемой прочности и пластичности, поэтому были сделаны попытки использовать легирование для изменения фазового состава и морфологии структурных составляющих, которые могли бы улучшить указанные характеристики.

 

Влияние легирования на свойства Al2Ti сплавов

Изучению легирования интерметаллида Al2Ti посвящены несколько работ [19, 20, 23], но только в работе [19] представлены исследования механических свойств легированного ниобием сплава – исследован тройной сплав состава Al–36Ti–2Nb. Сплав изготавливали центробежным литьем и подвергали термической обработке для изучения изменений в структуре. Вследствие низких значений свойств при растяжении, испытания проводили при сжатии и трехточечном  изгибе, а испытания на скорость ползучести – при постоянных напряжениях на стадии установившейся ползучести при температурах 900 и 1050 °С в воздушной среде.

На рис. 10 представлена микроструктура сплава состава Al–36Ti–2Nb в исходном литом состоянии и после термической обработки. Рентгеновский фазовый анализ литого материала показал, что он представлен в основном однофазной структурой, состоящей из фазы TiAl и небольшого количества фазы r-Al2Ti. Близкие результаты по определению фазового состава этого сплава в литом состоянии получены в работе [21]. Размер зерен в образцах составлял 20–45 мкм. После термической обработки при температуре 950 °С с выдержкой 50 ч и закалкой в воде фазовый состав сплава изменился (в % (по массе)) до 60TiAl + 40 r-Al2Ti с изменением размеров зерен от 10 до 55 мкм (рис. 10).

 

 

Рис. 10. Микроструктура сплава состава Al–36Ti–2Nb в литом состоянии (а) и после термической обработки при температуре 950 °С в течение 50 ч, охлаждение в воде (б)

 

Механические свойства образцов из сплавов Al–38Ti–2Nb и Al–38Ti в литом состоянии представлены в табл. 7.

В сплаве состава Al–36Ti–2Nb при температуре 20 °С разрушающие напряжения составили 219 МПа при пластичности 0,04 %. При температуре 900 °С разрушающие напряжения этого сплава увеличились до 285 МПа, а пластичность повысилась до 0,27 %. При температуре 950 °С сплав показал предел прочности σв.изг = 179 МПа и пластичность ε > 3 %, в то время как у сплава состава Al–38Ti предел прочности составил σв.изг = 215 МПа при пластичности 0,3 %. Отсутствие пластичности у сплавов составов Al–38Ti и Al–36Ti–2Nb до температуры 850 °С связано с наличием хрупкопластичного перехода при температурах >900 °С.

 

Таблица 5

Механические свойства литых сплавов составов Al–38Ti и Al–36Ti–2Nb

при изгибе и различных температурах

Свойства

Значения свойств при температуре испытания, °С

20

800

900

950

1000

Сплав состава Al–38Ti

σв.изг, МПа

147*

164*

255

215

72

εизг, %

0,02

0,11

0,3

0,3

>3

Сплав состава Al–36Ti–2Nb

σв.изг, МПа

219*

239*

285

179

67

εизг, %

0,04

0,12

0,27

>3

>3

*Отмечены разрушающие напряжения.

 

На рис. 11 представлены зависимости минимальных скоростей ползучести от напряжений при температурах 900–1050 °С для сплава состава Al–36Ti–2Nb в состоянии после литья и после термической обработки.

 

Рис. 11. Зависимости минимальной скорости ползучести от напряжений для сплава состава Al–36Ti–2Nb в состоянии после литья (а) и после термической обработки при температуре 950 °С в течение 50 ч, охлаждение в воде (б)

 

Для сравнения минимальной скорости ползучести для сплава состава Al–36Ti–2Nb в литом и термообработанном состояниях при температурах 900–1050 °С было выбрано напряжении 100 МПа, полученные результаты представлены в табл. 6.

 

Таблица 6

Сравнение минимальной скорости ползучести при изгибе сплава состава Al–38Ti–2Nb

в литом состоянии и после термической обработки

при повышенных температурах и напряжении 100 МПа

Состояние сплава

Минимальная скорость ползучести, с–1, при σ = 100 МПа

и при температуре испытания, °С

900

950

1000

1050

Литое

6·10–7

6·10–6

4·10–5

1,2·10–4

Литое + термообработка

7·10–7

2·10–6

4·10–5

1,5·10–4

 

Проведенные испытания показали преимущества литого и термически обработанного сплава состава Al–38Ti–2Nb при температурах до 950 °С. При температурах >1000 °С сопротивление ползучести литого и термически обработанного сплава имеют близкие значение. Такое поведение сплава связано с большей прочностью термически обработанного сплава до температуры 950 °С, выше которой преимущества по прочности имеет сплав в литом состоянии.

Для жаропрочного применения сплавов большое значение имеет их стойкость к температурной газовой коррозии, поскольку образующийся малопластичный газонасыщенный слой ухудшает механические свойства сплавов. Для изучения этого явления выполнены исследования по циклическому окислению некоторых интерметаллидных сплавов по режиму: нагрев до 900 °С, выдержка 1 ч, охлаждение на воздухе до 20 °С с последующими повторениями цикла. Суммарная выдержка образцов при температуре 900 °С составляла 100 ч. Результаты экспериментов для сплава на основе интерметаллида γ-TiAl, двухфазного сплава состава Al–38Ti и легированного сплава состава Al–36Ti–2Nb представлены на рис. 12.

По стойкости к циклическому окислению составы сплавов располагались в ряд: Al–36Ti–2Nb → Al–38Ti ˃ γ-TiAl. Стойкость к окислению сплава состава Al–36Ti–2Nb обеспечивалась низким значением константы реакции окисления и высокими ‒ для других составов сплавов: 0,243 мг/(см∙ч) – для интерметаллида γ-TiAl; 0,028 мг/(см∙ч) – для Al–38Ti;  0,001 мг/(см∙ч) – для Al–38Ti–2Nb. Повышенная стойкость к окислению сплава состава Al–38Ti–2Nb связана с образованием наружного слоя из плотного оксида алюминия, промежуточного слоя из оксидов алюминия и титана. Образование такого комбинированного слоя затрудняет подвод кислорода к границе раздела «газ–металл» и тормозит образование и рост защитной оксидной пленки.

Исследование сплава состава Al–36Ti–2Nb в литом состоянии показало, что при комнатной температуре он имеет в литом состоянии пониженные механические свойства при изгибе – предел прочности и пластичность. Наличие таких свойств связано с двумя обстоятельствами – образованием неравновесной структуры, состоящей из фаз γ-TiAl и h-Al2Ti(Al5Ti3), при изготовлении заготовок и наличие интервала хрупкопластичного перехода из-за присутствия в структуре упорядоченных фаз. Термическая обработка сплава в двухфазной (γ-TiAl + r-Al2Ti) области стабилизировало микроструктуру сплава, что привело к увеличению предела прочности и пластичности при повышенных температурах:

– при 900 °С – предел прочности при изгибе равнялся 285 МПа при пластичности 0,27 %, а скорость ползучести при напряжении 100 МПа составила 6·10–7 с–1;

– при 950 °С – предел прочности составил 170 МПа и пластичность ˃3 %, а скорость ползучести при том же напряжении равнялась 2·10–6 c–1.

По характеристикам скорости ползучести сплав состава Al–36Ti–2Nb превосходил сплавы с двухфазной структурой (γ-TiAl + α2-TiAl) на 53 °С. Кроме того, этот сплав обладал повышенной циклической жаростойкостью при температуре 900 °С за время 100 ч в сравнении сo сплавом состава Al–38Ti и в особенности интерметаллида γ-TiAl [19, 24].

 

 

Рис. 12. Кривые циклического окисления сплавов составов γ-TiAl (- - -), Al–38Ti (Ï)
и Al–36Ti–2Nb (□) при температуре 900 °С за время 100 ч в воздушной среде [19]

 

Проведенные исследования по изучению свойств двойных сплавов на основе интерметаллида Al2Ti и легированного сплава состава Al–36Ti–2Nb показали, что, несмотря на низкие прочностные и пластические свойства сплавов при комнатной температуре, полученные результаты испытаний на жаропрочность (скорость ползучести на второй стадии) и стойкость к окислению дают основу для будущих разработок легких жаропрочных интерметаллидных cплавов на основе AlхTi.

Как отмечалось в работах [24–26], для этих целей необходимо проведение дальнейших работ по изучению влияния легирования активными переходными и редкоземельными элементами, а также неметаллическими элементами, для модифицирования литой структуры. Использование перечисленных элементов будет способствовать формированию стабильного фазового состава сплавов, очистке сплавов от примесей, а также получению более мелкозернистой исходной структуры. Дополнительно к этому использование термомеханической и/или термической обработок будет способствовать формированию оптимальной низкотемпературной и термически стойкой микроструктуры. Сочетание этих воздействий позволит разработать сплавы с улучшенными механическими характеристиками.

 

Заключения

Литые сплавы на основе интерметаллида Al2Ti при комнатной температуре и испытаниях на растяжение обладают низкими механическими свойствами – прочностью и пластичностью, но лучшими характеристиками при сжатии. Наибольшие значения прочности и пластичности имеет материал, изготовленный по схеме МП + ГИП.

С повышением температуры в сплавах происходит снижение прочностных и повышение пластических характеристик. Наибольшее снижение прочности и повышение пластичности имеет материал, изготовленный по схеме МП + ГИП. Сплавы в литом и литом + ГИП состояниях показали высокие прочностные свойства при температурах до 1000 °С.

Двойные сплавы на основе интерметаллида Al2Ti чувствительны к скорости нагружения: при температуре 1200 °С и скорости нагружения 1,7·10–1 с–1 сплав имеет нулевые значения пластичности, скорость нагружения 1,7·10–2 с–1 обеспечивает деформацию 62 %, а при скорости нагружения 1,7·10–4 с–1возникает режим сверхпластичности с коэффициентом 0,4.

Двойной сплав состава Al–38Ti в литом состоянии и после термической обработки показал следующие механические свойства при изгибе при температуре 900 °С: σв.изг = 255 МПа, ε = 0,3 % и скорость ползучести при напряжении 100 МПа равна 6·10–6 с–1.

Сплав состава Al–36Ti–2Nb в литом и термообработанном состоянии обеспечивает при изгибе при температуре испытания 900 °С следующие свойства: σв.изг = 285 МПа, ε = 0,27 % и скорость ползучести при напряжении 100 МПа равна 6·10–7 с–1.

Сплав состава Al–36Ti–2Nb обладает повышенной циклической жаростойкостью при температурах 20 ⇄ 900 °С в течение 100 ч, равной 3 г/м2, сплав на основе γ-TiAl в этих условиях показал значение 50 г/м2.

Дальнейшие работы по изучению сплавов на основе интерметаллида Al2Ti необходимо проводить в направлении комплексного легирования, использования термомеханической и термической обработок для измельчения и формирования оптимальной микроструктуры, которая будет обеспечивать лучший комплекс механических свойств.


ЛИТЕРАТУРА REFERENCE LIST
1. Каблов Е.Н. Инновационные разработки ФГУП «ВИАМ» ГНЦ РФ по реализации «Стратегических направлений развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года // Авиационные материалы и технологии. 2015. № 1 (34). С. 3–33.
2. Каблов Е.Н. ВИАМ: материалы нового поколения для ПД-14 // Крылья Родины. 2019. № 7–8. С. 54–58.
3. Каблов Е.Н., Бондаренко Ю.А., Колодяжный М.Ю., Сурова В.А., Нарский А.Р. Перспективы создания высокотемпературных жаропрочных сплавов на основе тугоплавких матриц и естественных композитов // Вопросы материаловедения. 2020. № 4 (104). С. 64–78.
4. Ночовная H.A., Базылева O.A., Каблов Д.E., Панин П.В. Интерметаллидные сплавы на основе титана и никеля / под общ. ред. Е.Н. Каблова. М.: ВИАМ, 2018. 318 с.
5. Антипов В.В. Перспективы развития алюминиевых, магниевых и титановых сплавов для изделий авиационно-космической техники // Авиационные материалы и технологии. 2017. № S. С. 186–194. DOI: 10.18577/2071-9140-2017-0-S-186-194.
6. Benci J.E., Maa J.C., Feistb T.P. Evaluation of the intermetallic compound Al2Ti for elevated temperature applications // Journal of Materials Science and Engineering A. 1995. Vol. 192/193. P. 38–44.
7. Umakoshi Y., Nakano T., Ashida K. High Temperature Deformation in Ti–62,5 at. % Al Single Crystals Containing Small Al2Ti-type Precipitates // Journal of Materials Science Forum. 1999. Vol. 304–306. P. 163–168.
8. Blum M., Jarczyk G., Scholz H., Plier S. et al. Prototype plant for economical mass production of TiAl-vales // Journal of Materials Science and Engineering A. 2002. Vol. 329–331. P. 616–620.
9. Zhang W.J., Reddy B.V., Deeve S.C. Physical properties of TiAl alloys // Journal of Scripta Materialia. 2001. Vol. 45. No. 6. P. 645–651.
10. Рininsky M., Drevermann A., Schmitz G.J., Palm M. et al. Casting and properties of Al-rich Ti–Al alloys // Proceedings International Conference «Ti-2007. Science and Technology» / ed. by M. Ninomi, S. Akiyma, M. Ikeda, M. Hagiwara, K. Maruyma. The Japan Institute of Metals, 2007. P. 1059–1062.
11. Sturm D., Heilmaer M., Saage H., Pininssky M. et al. Creep strength of centrifugally cast Al-rich TiAl alloys // Journal of Materials Science and Engineering A. 2009. Vol. 510–511. P. 373–376.
12. Ymamoto R., Mizogicni K., Wegman G., Maruyama K. Effect of discontinuour coarsening of lamellae on creep strength of fully lamellar TiAl alloys // Journal of Intermetallics. 1998. Vol. 5. P. 699–702.
13. Sturm D., Heilmaier M., Naumenko K., Rozhar S., Kruger M. Creep deformation characteristics of Al-rich Ti–Al alloys // Proceedings International Conference «Creep and Fracture of Engineering Materials and Structures» (Kyoto, May 27–31, 2012). URL: https://www.researchgate.net/publication/ 277455436_Creep_deformation_characteristics_of_Al-rich_Ti-Al_alloys (дата обращения: 14.01.2021).
14. Hayes R.W., Martin P.L. Tension creep wrought single phase γ TiAl // Journal of Acta Metalugica et Materialia. 1995. Vol. 43. No. 7. P. 2761–2772.
15. Kim S., Cho W., Hong C.P. Creep behavior of cast TiAl based intermetallics // Journal of Materials Science and Technology. 1995. Vol. 11. No 5. P. 1147–1155.
16. Jimenez J.A., Carsi M., Frommeyer G., Knipperscher S. et al. The effect microstructure on the creep behavior of theTi–46Al–1Mo–0,2Si alloy // Journal of Intermetallics. 2005. Vol. 13. No. 11. P. 1021–1029.
17. Sturm D., Heilmaier M., Saage H., Agular J. et al. High temperature creep behavior of Al-rich Ti–Al alloys // Journal of Physics. 2010. Conference Series 240. No 1. P. 012084. DOI: 10.1088/1742-6596/240/1/012084.
18. Sturm D., Heilmaier M., Saage H., Agular J. et al. Creep strength of binary Al62Ti38 alloy // International Journal of Materials Research. 2010. Vol. 101. No. 5. Р. 676–679.
19. Sturm D. Herstellung und Eigenschaften Al-reicher TiAl Legierungen: dis. zur Erlangung des akademischen Grades. Magdeburg: Otto-von-Guericke-Universitat Magdeburg, 2010. 118 s.
20. Palm M., Zhangl L.C., Stein F., Sauthoff G. Phases and phase equilibria in the Al-rich part of the Al–Ti system above 900 °С // Journal of Intermetallics. 2002. Vol. 10. No. 6. Р. 523–540.
21. Karthikeyan S., Visvanathan G.B. Evaluation of the jogged-screw model of creep in equiexed γ-TiAl: identification of the key substructural parameters // Journal of Acta Materialia. 2004. Vol. 52. No. 9. P. 2577–2589.
22. Mishin Y., Herzig C. Diffusion in the Ti–Al system // Journal of Acta Materialia. 2000. Vol. 48. No. 3. P. 589–623.
23. Chakravadhanula V.S.K., Kelm K., Kienle L., Duppel V. et al. TEM studies of the ternary Ti36Al62Nb2 alloy // Material Research Society Symposium. Proceeding. 2011. Vol. 1295. DOI: 10.1557/opl.2011.181.
24. Алексеев Е.Б., Ночовная Н.А., Новак А.В., Панин П.В. Деформируемый интерметаллидный титановый орто-сплав, легированный иттрием. Часть 1. Исследование микроструктуры слитка и построение реологических кривых // Труды ВИАМ. 2018. № 6 (66). Cт. 02. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 14.01.2021). DOI: 10.18577/2307-6046-2018-0-6-12-21.
25. Алексеев Е.Б., Ночовная Н.А., Новак А.В., Панин П.В. Деформируемый интерметаллидный титановый орто-сплав, легированный иттрием. Часть 2. Исследование влияния термической обработки на микроструктуру и механические свойства катаной плиты // Труды ВИАМ. 2018. № 12 (72). Cт. 04. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 14.01.2021). DOI: 10.18577/2307-6046-2018-0-12-37-45.
26. Новак А.В., Алексеев Е.Б., Иванов В.И., Дзунович Д.А. Изучение влияния параметров закалки на структуру и твердость интерметаллидного титанового орто-сплава ВТИ-4 // Труды ВИАМ. 2018. No. 2 (62). Cт. 05. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 14.01.2021). DOI: 10.18577/2307-6046-2018-0-2-5-5.
1. Kablov E.N. Innovative developments of FSUE «VIAM» SSC of RF on realization of «Strategic directions of the development of materials and technologies of their processing for the period until 2030». Aviacionnye materialy i tehnologii, 2015, no. 1 (34), pp. 3–33. DOI: 10.18577/2071-9140-2015-0-1-3-33.
2. Kablov E. N. VIAM: new generation materials for PD-14. Krylya Rodiny, 2019, no. 7-8. S. 54–58.
3. Kablov E.N., Bondarenko Yu.A., Kolodyazhny M.Yu., Surova V.A., Narsky A.R. Prospects for the creation of high-temperature heat-resistant alloys based on refractory matrices and natural composites. Voprosy materialovedeniya, 2020, no. 4 (104), pp. 64–78.
4. Nochovnaya N.A., Bazyleva O.A., Kablov D.E., Panin P.V. Intermetallic alloys based on titanium and nickel. Ed. E.N. Kablov. Moscow: VIAM, 2018, 318 p.
5. Antipov V.V. Prospects for development of aluminium, magnesium and titanium alloys for aerospace engineering. Aviacionnye materialy i tehnologii, 2017, no. S, pp. 186–194. DOI: 10.18577/2107-9140-2017-0-S-186-194.
6. Benci J.E., Maa J.C., Feistb T.P. Evaluation of the intermetallic compound Al2Ti for elevated temperature applications. Journal of Materials Science and Engineering A, 1995, vol. 192/193. pp. 38–44.
7. Umakoshi Y., Nakano T., Ashida K. High Temperature Deformation in Ti–62,5 at. % Al Single Crystals Containing Small Al2Ti-type Precipitates. Journal of Materials Science Forum, 1999, vol. 304–306, pp. 163–168.
8. Blum M., Jarczyk G., Scholz H., Plier S. et al. Prototype plant for economical mass production of TiAl-vales. Journal of Materials Science and Engineering A, 2002, vol. 329–331, pp. 616–620.
9. Zhang W.J., Reddy B.V., Deeve S.C. Physical properties of TiAl alloys. Journal of Scripta Materialia, 2001, vol. 45, no. 6, pp. 645–651.
10. Рininsky M., Drevermann A., Schmitz G.J., Palm M. et al. Casting and properties of Al-rich Ti–Al alloys. Proceedings International Conference «Ti-2007. Science and Technology». The Japan Institute of Metals, 2007, pp. 1059–1062.
11. Sturm D., Heilmaer M., Saage H., Pininssky M. et al. Creep strength of centrifugally cast Al-rich TiAl alloys. Journal of Materials Science and Engineering A, 2009, vol. 510–511, pp. 373–376.
12. Ymamoto R., Mizogicni K., Wegman G., Maruyama K. Effect of discontinuour coarsening of lamellae on creep strength of fully lamellar TiAl alloys. Journal of Intermetallics, 1998, vol. 5, pp. 699–702.
13. Sturm D., Heimaier M., Naumenko K., Rozhar S., Kruger M. Creep deformation characteristics of Al-rich Ti–Al alloys. Proceedings International Conference «Creep and Fracture of Engineering Materials and Structures» (Bed Berneck 4–9 May 2008). The Japan Institute of Metals, 2008. S0921-5093(08)01463-9.
14. Hayes R.W., Martin P.L. Tension creep wrought single phase γ TiAl. Journal of Acta Metalugica et Materialia, 1995, vol. 43, no. 7, pp. 2761–2772.
15. Kim S., Cho W., Hong C.P. Creep behavior of cast TiAl based intermetallics. Journal of Materials Science and Technology, 1995, vol. 11, no. 5, pp. 1147–1155.
16. Jimenez J.A., Carsi M., Frommeyer G., Knipperscher S. et al. The effect microstructure on the creep behavior of theTi–46Al–1Mo–0,2Si alloy. Journal of Intermetallics, 2005, vol. 13, no. 11, pp. 1021–1029.
17. Sturm D., Heilmaier M., Saage H., Agular J. et al. High temperature creep behavior of Al-rich Ti–Al alloys. Journal of Physics. 2010. Conference Series 240, no. 1, pp. 012084. DOI: 10.1088/1742-6596/240/1/012084.
18. Sturm D., Heilmaier M., Saage H., Agular J. et al. Creep strength of binary Al62Ti38 alloy. International Journal of Materials Research, 2010, vol. 101, no. 5. Р. 676–679.
19. Sturm D. Herstellung und Eigenschaften Al-reicher TiAl Legierungen: dis. zur Erlangung des akademischen Grades. Magdeburg: Otto-von-Guericke-Universitat Magdeburg, 2010. 118 s.
20. Palm M., Zhangl L.C., Stein F., Sauthoff G. Phases and phase equilibria in the Al-rich part of the Al–Ti system above 900 °С. Journal of Intermetallics, 2002, vol. 10, no. 6. Р. 523–540.
21. Karthikeyan S., Visvanathan G.B. Evaluation of the jogged-screw model of creep in equiexed γ-TiAl: identification of the key substructural parameters. Journal of Acta Materialia, 2004, vol. 52, no. 9, pp. 2577–2589.
22. Mishin Y., Herzig C. Diffusion in the Ti–Al system. Journal of Acta Materialia, 2000, vol. 48, no. 3, pp. 589–623.
23. Chakravadhanula V.S.K., Kelm K., Kienle L., Duppel V. et al. TEM studies of the ternary Ti36Al62Nb2 alloy. Material Research Society Symposium Proceeding, 2011, vol. 1295. DOI: 10.1557/opl.2011.181.
24. Alekseev Е.B., Nochovnaya N.A., Novak A.V., Panin P.V. Wrought intermetallic titanium ortho alloy doped with yttrium Part 1. Research on ingot microstructure and rheological curves plotting. Trudy VIAM, 2018, no. 6 (66), paper no. 02. Available at: http://www.viam-works.ru (accessed: January 14, 2021). DOI: 10.18577/2307-6046-2018-0-6-12-21.
25. Alexeev Е.B., Nochovnaya N.A., Novak A.V., Panin P.V. Wrought intermetallic titanium ortho alloy doped with yttrium. Part 2. Research on heat treatment effect on rolled slab microstructure and mechanical properties. Trudy VIAM, 2018, no. 12 (72), paper no. 04. Available at: http://www.viam-works.ru (accessed: January 14, 2021). DOI: 10.18577/2307-6046-2018-0-12-37-45.
26. Novak A.V., Alekseev E.B., Ivanov V.I., Dzunovich D.A. The study of the quenching parameters influence on structure and hardness of orthorhombic titanium aluminide alloy VТI-4. Trudy VIAM, 2018, no. 2, paper no. 05. Available at: http://www.viam-works.ru (accessed: January 14, 2021). DOI: 10.18577/2307-6046-2018-0-2-5-5.
Вы можете оставить комментарий к статье. Для этого необходимо зарегистрироваться на сайте.