ПЕРСПЕКТИВНЫЕ ИНТЕРМЕТАЛЛИДНЫЕ Al2Ti СПЛАВЫ ДЛЯ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ДЕТАЛЕЙ ЛИТЕЙНЫМИ МЕТОДАМИ (обзор)

Статьи

 




dx.doi.org/ 10.18577/2307-6046-2021-0-5-23-38
УДК 669.017.165:669.295
А. В. Трапезников, В. И. Иванов, Е. А. Прохорчук, Ю. В. Решетников
ПЕРСПЕКТИВНЫЕ ИНТЕРМЕТАЛЛИДНЫЕ Al2Ti СПЛАВЫ ДЛЯ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ДЕТАЛЕЙ ЛИТЕЙНЫМИ МЕТОДАМИ (обзор)

Интерметаллидное соединение Al2Ti является перспективным материалом для разработки жаропрочных сплавов, применяемых для изготовления фасонных деталей наземных и авиационных энергетических установок. Рассмотрены особенности структуры двухфазных сплавов, оценены литейные свойства и технологические характеристики в сравнении с различными AlTi сплавами, применительно к производству слитков и литых изделий. При производстве литых изделий из таких сплавов необходимо использовать технологии, разработанные для титановых сплавов.

Ключевые слова: интерметаллидное соединение Al2Ti, двойные сплавы, структуры, фазовые превращения, выплавка слитков, отливка деталей, intermetallic compound Al2Ti, two-phases alloys, structures, phase transformations, ingot casting, casting of parts.

Введение

В настоящее время решение вопросов, связанных с разработкой инновационных конструкционных материалов для авиационной техники, является одной из важнейших материаловедческих задач [1, 2]. Имеющиеся  в распоряжении конструкторов жаростойкие сплавы с твердорастворно- и дисперсноупрочненной металлической матрицей не в полной мере обеспечивают предъявляемые к ним требования [3, 4].

Согласно формуле Циолковского:

 

где ν – максимальная скорость, развиваемая летательным аппаратом; I – удельный импульс энергетической установки (реактивного двигателя); M1 – исходная масса летательного аппарата (полезный груз, конструкция и топливо); M2 – конечная масса аппарата (полезный груз и конструкция), основным фактором, накладывающим ограничения на максимальную скорость, развиваемую летательным аппаратом, является его масса.

В современных ракетах до 95 % массы составляет топливо. Несмотря на перспективные разработки, основным источником тяги летательных аппаратов остаются традиционные, применяемые уже на протяжении более 60 лет, двигатели на химическом топливе. Можно было бы повысить эффективность химического топлива за счет использования новых компонентов, однако разработчики уже используют наиболее энергоэффективные реакции, которые не могут дать больший эффект. При использовании кислородно-водородного топлива, которое остается самым эффективным, предъявляются чрезвычайно высокие требования к техническим решениям и конструкционным материалам. Для преодоления «скоростного барьера», устанавливаемого формулой Циолковского для ракетных двигателей, необходимы принципиально новые решения.

Для авиации указанные ограничения не столь критичны, поскольку масса топлива составляет 30–40 % от общей массы летательного аппарата. Использование комбинации из удачных инженерных решений и инновационных материалов обеспечивает безопасную, комфортную и эффективную эксплуатацию.

Известно, что с повышением температуры рабочего газа возрастает эффективность энергетической установки. В настоящее время для изготовления ответственных деталей двигателей и горячего тракта используются материалы на основе никеля. Их отличает высокая жаропрочность, термическая стабильность и надежность при эксплуатации в сложных условиях при температурах до 1000 °С. Дальнейшее повышение жаропрочности никелевых сплавов, вне зависимости от их структурных особенностей и способов получения, осуществляется за счет увеличения доли тугоплавких элементов: вольфрама, рения, молибдена, тантала и рутения. Однако увеличение содержания данных элементов неизбежно сопряжено не только с увеличением стоимости конечных сплавов, но и с повышением плотности до 8,4–9,0 г/см3. Связанное с этим увеличение массы ведет к снижению тяговооруженности как двигателя, так и самого летательного аппарата. Увеличенные нагрузки на несущие конструкции приводят к снижению срока службы и другим неблагоприятным последствиям. Поэтому вопросам разработки и внедрению в производство передовых технологий и материалов должно уделяться особое внимание.

Необходимость развития отечественного двигателестроения и, в частности, авиационных материалов, определила разработку в 2011 г. во ФГУП «ВИАМ», при содействии промышленных предприятий, стратегии развития, отраженной в соответствующем документе [5], где развитию интерметаллидных материалов, в первую очередь алюминия, титана и никеля, посвящено одно из 18 направлений.

Особенно интересны в этом отношении именно алюминиды титана, поскольку обладая сравнимой с никелевыми сплавами жаропрочностью и коррозионной стойкостью, имеют вдвое меньшую плотность и, следовательно, повышенную удельную прочность [6]. Таким образом, повышение удельной прочности конструкционных материалов в настоящее время представляется наиболее перспективным направлением повышения эффективности как наземной, так и аэрокосмической техники.

В системе Al–Ti наибольший интерес представляют три интерметаллидных соединения: AlTi, Al2Ti и Al3Ti. При этом гамма-сплавы на основе AlTi нашли свое применение, однако обладают наибольшей плотностью из всех алюминидов титана. Так, интерметаллид Al3Ti имеет наименьшую плотность, но из-за чрезвычайной хрупкости пока находит применение только в виде покрытий, а соединение Al2Ti, находясь между ними, представляет, таким образом, некий компромисс – сохраняя легкость соединения Al3Ti, проявляет пластические свойства, более присущие γ-сплаву на основе AlTi [7–9].

Современное состояние исследований

по интерметаллидным соединениям системы AlTi

В работах С.Г. Глазунова [10, 11] было показано, что легирование титана большими количествами алюминия повышает его прочность и жаропрочность (модуль упругости, длительную прочность и сопротивление ползучести), а также сопротивление окислению. Особенно интересным оказался сплав титана, содержащий 40 % (по массе) алюминия и соответствующий интерметаллидному соединению γ-AlTi. С помощью проведенных научных исследований установлено, что по высокотемпературной стабильности этот интерметаллид превосходит титановые и некоторые никелевые сплавы до температуры 800 °С. В результате последующих работ установлено, что этот интерметаллид имеет в литом состоянии при комнатной температуре весьма низкую прочность (условный предел прочности составляет <250 МПа) и пластичность (относительное удлинение – менее 1 %). Полученные результаты привели к тому, что дальнейшие исследования в этой области сочли бесперспективными как в СССР, так и за рубежом.

Тем не менее проблема повышения температурного интервала применения сплавов в газотурбинных двигателях (детали и узлы компрессоров низкого и высокого давления и др.) остается по-прежнему актуальной, поскольку ее решение позволит увеличить весовую отдачу двигателя, что является первоочередной задачей при создании двигателей нового поколения.

В связи с этим особое внимание исследователей привлекла возможность создания конструкционных сплавов на базе титана и алюминия, содержащих >50 % (атомн.) Al.

 

Кристаллическая структура

интерметаллидных соединений AlTi и Al2Ti

В настоящее время известно большое число исследований диаграмм системы Al–Ti, в которых установлены области гомогенности интерметаллидных соединений, изучены их структура и свойства [12, 13]. Наиболее интересным является интерметаллид Al2Ti – данное соединение представлено тремя фазами: r-Al2Ti, образующейся при низкой температуре, и высокотемпературной h-Al2Ti, а также метастабильной фазы Al5Ti3.

Интерметаллид Al2Ti – это упорядоченное соединение, обладающее высокой степенью дальнего порядка: 0,98 (у фазыr-Al2Ti) и 0,993 (у фазы Al5Ti3). Схематически расположение атомов в кристаллических решетках интерметаллидных соединений AlTi и Al2Ti представлено на рис. 1. Параметры кристаллических решеток этих фаз представлены в табл. 1 [14].

 

 

Рис. 1. Кристаллические решетки интерметаллидных фаз AlTi и Al2Ti

Таблица 1

Кристаллографические параметры решеток фаз AlTi и Al2Ti

Обозначение фазы

Символы Пирсона

Пространственная группа

Состояние

Параметры решетки, нм

Прототип

AlTi

tP4

P4/mmm

Cтабильное

a = 0,3997;

c = 0,4062

AuCu

r-Al2Ti

tI24

I41/amd

Cтабильное

a = 0,3971;

c/6 = 0,4052;

c/a = 1,0200

HfGa2

h-Al2Ti

oC12

Cmmm

Метастабильное

а/3 = 0,4032;

b = 0,3959;

c = 0,4032

ZrGa2

Al5Ti3

tP32

P4/mbm

Метастабильное

а/4 = 0,3980;

c = 0,4038

Ti3Ga5

 

Кристаллическая решетка соединения AlTi представляет собой однопериодную решетку с модулем М = 1, а соединения Al5Ti3, r-Al2Ti и h-Al2Ti являются длиннопериодными решетками с модулями периодичности М = 16, М = 6 и М = 3 соответственно. Соединения h-Al2Ti и Al5Ti3, являясь метастабильными фазами, при термических обработках могут распадаться и переходить в стабильные фазы AlTi и r-Al2Ti.

Предполагается, что температура исчезновения ближнего порядка у этих соединений находится вблизи температуры плавления и неупорядоченное состояние этих фаз зафиксировать закалкой не удается, поскольку упорядочение проходит с высокой скоростью.

На рис. 2 представлены области существования этих фаз в соответствии с диаграммой [12].

 

 

Рис. 2. Диаграмма системы Al–Ti в области нахождения фаз h-Al2Ti, r-Al2Ti и Al5Ti3

(1d-APS – одномерные противофазные структуры)

 

Фазовые превращенияв интерметаллиде Al2Ti

В работе [15] при анализе сплавов составов от 59 до 62 % (атомн.) Al показано, что микроструктура сплавов зависит не только от составов, но и от способа их получения. Результаты исследований приведены в табл. 2.

Таблица 2

Фазовый состав сплавов c 59,5; 60 и 60,5 % (атомн.) Al после плавки

во взвешенном состояниии сплава c 59,7 % (атомн.) Al после центробежной заливки

Состав

сплава, % (атомн.) Al

Процесс

производства

Состояние

образца

Качественный фазовый состав,

полученный с помощью

ТЭМ

CЭМ

59,5

ВС

Исходное

AlTi, Al5Ti3, Al2Ti

AlTi, Al2Ti

Отжиг при 1000 °С, 100 ч

AlTi, r-Al2Ti

AlTi, r-Al2Ti

60,0

ВС

Исходное

AlTi, Al5Ti3

Отжиг при 800 °С, 500 ч

AlTi, Al5Ti3, h-Al2Ti

Отжиг при 950 °С, 200 ч

AlTi, r-Al2Ti

60,5

ВС

Исходное

AlTi, Al5Ti3, h-Al2Ti

Отжиг при 800 °С, 1000 ч

AlTi, Al5Ti3,

Al2Ti

59,7

ЦЗ

Исходное

AlTi, Al5Ti3

Отжиг при 950 °С, 200 ч

AlTi, r-Al2Ti

Отжиг при 1000 °С, 100 ч

AlTi, Al2Ti

Примечание. ВС – плавка во взвешенном состоянии; ЦЗ – центробежная заливка; ТЭМ и СЭМ – трансмиссионная и сканирующая электронная микроскопия соответственно.

 

Из представленных данных видно, что сплавы, изготовленные способом ВС или ЦЗ, обеспечивают сплавам метастабильный фазовый состав, состоящий из матричной фазы AlTiи вторичных фаз Al5Ti3 и h-Al2Ti. В соответствии с диаграммой состояния при температурах <1215 °С в структуре сплавов должна присутствовать фаза r-Al2Ti, однако этого не происходит, так как образование фазы r-Al2Tiосуществляется двумя способами, показанными на рис. 3.

 

 

Рис. 3. Схема перестройки кристаллических решеток фазы h-Al2Ti

в фазу r-Al2Ti по I и II вариантам [14]

 

Образование фаз Al5Ti3 и h-Al2Ti, осуществляемое в ходе низкотемпературной термообработки, наблюдалось в литых образцах [16]. Фаза Al5Ti3 очень неустойчива при температурах >900 °С, в то время как фаза h-Al2Ti стабильна до температур 1200 °С. Сплав, содержащий 58 % (атомн.) Al, после отжига при температуре <800 °С имел матричную фазу γ-AlTi и вторую фазу Al5Ti3, которая исчезала при нагреве, превращаясь в фазу h-Al2Ti. В сплаве, содержащем 62,5 % (атомн.) Al, при температурах <800 °С наблюдались выделения фазы Al5Ti3, превращающиеся с повышением температуры в фазу h-Al2Ti [15–18]. Фаза Al5Ti3 наблюдалась в области гомогенности в упорядоченном состоянии в виде монокристалла с характерными антифазными границами [19]. Двухступенчатый отжиг сплава, содержащего 62,5 % (атомн.) Al , при температурах 1200 и 750 °C в течение 2 сут, привел к образованию в его структуре зерен фазы Al5Ti3 [20, 21]. В образце сплава аналогичного состава, полученного методом зонной плавки и затем термообработанного при температуре 750 °C в течение 2 сут, матричная структура также состояла из фазы Al5Ti3 [22], а приотжиге при температуре 930 °С сформировалась ламеллярная структура γ-AlTi+r-Al2Ti [23].

Образование метастабильной фазы Al5Ti3 из матричной фазы AlTi происходит при упорядоченном замещении титана алюминием на титановой плоскости (002) в решетке AlTi. Фаза Al5Ti3 не является обособленной второй фазой и присутствует в фазе AlTi в виде локальных упорядоченных областей, состоящих изнебольших доменов, растущих когерентно в матрице AlTi с низким индексом межрешеточных плоскостей [20–23].

Температура превращения фазы Al5Ti3 при нагреве зависит от состава сплава (рис. 2) и имеет температурный максимум при содержании Al ~62,5 % (атомн.), соответствующего составу фазы Al5Ti3, а температура распада этойфазы зависит от продолжительности отжига в области стабильности (пунктирная область на рис. 2).

Низкотемпературная фаза r-Al2Ti при охлаждении быстро не образуется, а только через превращения в фазыAl5Ti3 иh-Al2Ti, которые имеют близкое соответствие структуре AlTi. Кристаллографический анализ показал, что существует соответствие между структурами AlTi и Al5Ti3 или AlTi и h-Al2Ti, но такое соответствие не наблюдается между структурами AlTi и r-Al2Ti. При охлаждении из однофазной области AlTi, фазы Al5Ti3 и h-Al2Ti могут быстро образовываться за счет диффузии, а образование фазы r-Al2Ti требует большего времени [11, 24, 25].

Область существования (гомогенности) фазы r-Al2Ti находится в диапазоне концентраций (65–67) % (атомн.) Al при температуре до 1200 °C. Расположение атомов алюминия в узлах кристаллической решетки r-Al2Ti не характерно для L10-структуры. Это объясняет комплексность диффузионного процесса зарождения и превращения фазы Al5Ti3 вфазу r-Al2Ti [26–28]: сначала происходит быстрое образование фазы Al5Ti3, после этого – метастабильной фазы h-Al2Ti. Дальнейшее образование фазы r-Al2Ti наблюдается после отжига при температуре ~1000 °C.

 

Литейные технологии производства

литья интерметаллида γ-AlTi и сплавов на основе фазы Al2Ti

При выборе композиции литейного сплава в первую очередь следует обратить внимание на его литейные свойства, такие как жидкотекучесть и склонность к образованию усадочных дефектов, которые можно определить, анализируя фазовую диаграмму системы Al–Ti (рис. 4).

С точки зрения литейных свойств фазовую диаграмму Al–Ti можно условно разделить на две части. В левой части находятся сплавы с содержанием до 75 % (атомн.) Al ‒ в частности, α- и α2-сплавы, γ-сплавы и сплавы на основе соединения Al2Ti. Эти сплавы имеют узкие интервалы кристаллизации – в пределах 100 °С (рис. 5).

 

Рис. 4. Фазовая диаграмма системы Al–Ti [29]

 

 

Рис. 5. Температуры солидус и ликвидус сплавов

в обогащенной алюминием части диаграммыAl–Ti [12]

(1d-APS – одномерные противофазные структуры)

 

Подобные сплавы имеют хорошую жидкотекучесть. Повышенная жидкотекучесть означает, что расплав будет сравнительно легко заполнять полость формы при минимальной температуре перегрева, что, в свою очередь, сведет к минимуму вероятность образования дефектов усадочного характера в теле отливки. В правой части находятся фазы, содержащие >75 % (атомн.) Al, а именно – композиции на основе соединения Al3Ti. Такие сплавы кристаллизуются в широком диапазоне температур (по различным оценкам) – от 400 до 800 °С [12], что обуславливает их низкую жидкотекучесть. Пониженная жидкотекучесть сплавов обуславливает заливку расплава со значительным перегревом, что приводит к развитию усадочных дефектов в отливке. Таким образом, использование сплавов с содержанием алюминия >75 % (атомн.) представляется малоперспективным для получения бездефектных отливок. Поэтому поиски инновационных алюминий-титановых сплавов, перспективных с точки зрения изготовления литых изделий, сконцентрированы в областях диаграмм состояния, прилегающих к γ-сплавам. Наибольшее распространение получили сплавы на основе AlTi, применяемые для изготовления лопаток турбин низкого давления [30].

В исследовании [31] проводилась оценка жидкотекучести и заполняемости формы γ-сплавом состава Ti–34,5Al–Nb–Cr (в % (по массе)) путем заливки спиральной пробы на жидкотекучесть и вертикальной пробы Чикеля. Формы для отбора проб вытачивали из блочного графита. Спиральная проба представляет собой спиральный канал треугольного сечения. Результаты по определению жидкотекучести приведены на рис. 6. Проба Чикеля имеет несколько вертикальных каналов диаметром 2, 4, 6 и 8 мм, равноудаленных от центрального стояка. Результаты заполняемости пробы Чикеля приведены на рис. 7.

 

 

Рис. 6. Жидкотекучесть различных титановых сплавов [31].

Данные по сплаву γ-AlTi + Al2Ti – ориентировочные

 

 

 

Рис. 7. Заполняемость различными сплавами графитовой пробы Чикеля [31].

Данные по сплаву γ-AlTi + Al2Ti – ориентировочные

В обогащенной алюминием области фазовой диаграммы Al–Ti особый интерес вызывают сплавы на основе Al2Ti благодаря их пониженной плотности и высоким показателям удельной прочности и коррозионной стойкости. Теплофизические характеристики интерметаллидов AlTi и Al2Ti приведены в табл. 3.

 

Таблица 3

Физико-механические свойства интерметаллидов AlTi, Al2Ti

и никелевого сплава Inconel 713С [32]

Свойства

Значения свойств для литого сплава

AlTi

Al2Ti

Inconel 713С

(аналог сплава ЭП718)

Плотность, кг/м3

3800

3560

7910

Температура плавления, °С

1460

1440

1380

Модуль упругости, ГПа

176

208

209

Модуль сдвига, ГПа

70

88

80,8

Коэффициент Пуассона

0,23

0,26

0,3

Предел прочности при растяжении, МПа

550

220 (700*)

840

Относительное удлинение, %

0,5–1

0,04 (4,5*)

10

Стойкость к окислению за 100 ч

при температуре 900 °С, г/м2

1,1–1,3

1,1–1,6

>12

* Данные получены при испытаниях на сжатие.

 

Как видно из представленных данных, интерметаллид Al2Ti обладает низкой плотностью, повышенным удельным модулем упругости и жаростойкостью, превосходящей жаростойкость никелевого сплава Inconel 713С. Основным недостатком интерметаллида Al2Ti являются крайне низкие прочность и пластичность.

 

Особенности металлургического производства сплавов

на основе интерметаллида Al2Ti

Основным способом производства алюминиевых сплавов является плавка в огнеупорном тигле, осуществляемая в печах сопротивления или в индукционной печи на воздухе или в инертной атмосфере. Такая технология обеспечивает получение однородных по составу слитков и качественных отливок за счет того, что активные компоненты воздуха (азот и кислород) не растворяются в алюминиевых сплавах, а образуют тугоплавкие соединения (оксиды и нитриды), которые отшлаковываются и сравнительно легко удаляются с поверхности расплава. Технологическая сложность получения алюминиевых сплавов с содержанием титана >15 % (по массе) заключается в том, что при его больших количествах наблюдается коррозионное взаимодействие титана с материалом тигля, что приводит не только к загрязнению расплава неметаллическими соединениями, но и повышает риск его прогорания. Поэтому для получения сплавов с содержанием титана, соответствующих интерметаллиду Al2Ti (Al–33 % (атомн.) Ti), необходимо использовать вакуумную технологию выплавки слитков. Эта технология включает два способа выплавки – вакуумно-дуговая плавка (ВДП) с расходуемым электродом и вакуумная индукционная плавка (ВИП) с охлаждаемым тиглем. Каждый из этих видов плавки имеет свои преимущества и недостатки.

Так, ВДП позволяет получать различные по составу сплавы титана практически со всеми легирующими элементами – как легкоплавкими, так и тугоплавкими, обеспечивая требуемый состав сплавов. Ограничение использования этого вида выплавки слитков связано с трудностями получения расходуемых электродов, содержащих большой процент (больше 50–60 %) хрупких шихтовых материалов – обычно лигатур, которые не позволяют изготавливать крупногабаритные электроды ввиду возможности их разрушения под собственной массой. Другое ограничение связано с необходимостью многократных переплавов для достижения гомогенности слитка при содержании >50 % (по массе) легирующих элементов и постоянной подшихтовки выгорающих элементов. Поэтому наиболее подходящим для этих целей, вместо многократного вакуумно-дугового переплава, является метод ВИП.

В настоящее время ВИП с охлаждаемым подом применяется при производстве малогабаритных слитков интерметаллидных сплавов всех типов, поскольку обеспечивает более равномерное распределение компонентов за счет перемешивания расплава, выдержку и охлаждение слитка с заданной скоростью. Основным недостатком этого способа является высокая энергоемкость процесса и материальные затраты на используемое оборудование.

С учетом вышеизложенного технологический процесс получения слитков из сплавов на основе интерметаллида Al2Ti должен состоять из следующих этапов:

– подготовка исходной шихты – титановой губки, алюминия и многокомпонентных лигатур легирующих элементов;

– изготовление расходуемых электродов способом проходного прессования;

– многократная ВДП слитков под заданный размер.

Для получения отливок целесообразно использовать ВИП с последующей разливкой в керамические формы, полученные по выплавляемым моделям.

 

Теплофизические и механические свойства литых заготовок

из сплавов на основе интерметаллидов AlTi и Al2Ti

Некоторые теплофизические свойства интерметаллидов AlTi и Al2Ti представлены в табл. 4 [32].

 

Таблица 4

Теплофизические свойства интерметаллидов AlTi и Al2Ti

Свойства

Значения свойств для литого сплава на основе

AlTi

Al2Ti

Температуры солидус/ликвидус, °С

1460/1440

1480/1450

Температурный коэффициент линейного расширения: α·106 К–1

11,5–16

10,5–13

Коэффициент теплопроводности λ, Вт/(м·К)

20

25

Удельная теплоемкость ср, кДж/(кг·К)

~560

~600

Жидкотекучесть (ориентировочные значения), мм

350

350

 

Из представленных данных видно, что по основным теплофизическим свойствам интерметаллиды AlTi и Al2Ti имеют близкие значения параметров, поэтому технологический процесс получения отливок из сплавов на основе Al2Ti будет во многом повторять разработанные технологии для сплавов состава AlTi.

В работе [33] приведены свойства слитков и фасонных отливок из сплава состава (в % (по массе)) Ti–48Al–2Nb–2Cr, полученных дуговой плавкой с расходуемым электродом на титановом гарнисаже. Размеры отливок приведены в табл. 5.

С целью уплотнения отливки подвергали горячему изостатическому прессованию (ГИП) в среде аргона при температуре 1100–1250 °С и давлении 1400–1500 ат (140–150 МПа), а с целью изменения структуры – термической обработке, режимы которой варьировали в пределах: температура 1100–1300 °С, продолжительность 1–50 ч, охлаждение в воде, на воздухе или с печью. После ГИП из отливок клапана были изготовлены образцы для механических испытаний, на которых оценивали уровень свойств в процессе растяжения при температурах 20, 700 и 800 °С. Все образцы для механических испытаний подвергали термической обработке по режиму: 800 °С, 3 ч – для снятия напряжений и стабилизации структуры.

 

Таблица 5

Размеры отливок с различным поперечным сечением

Наименование

отливки

Диаметр, мм

Толщина, мм

Длина, мм

Слиток

Накладка

90

140

20–35

600

Клапан

головка

ножка

40

14

5–15

90

Крыльчатка

стержень

лопасть

23

2

60

25

 

Отмечена характерная особенность литого металла – дендритная пористость.
В расположении пор в объеме наблюдалась четкая закономерность: самые крупные поры и полости размером 200–2000 мкм располагались в осевых зонах отливок. Ширина пораженной крупными порами зоны составляла 1–3 мм при диаметре отливок 10 мм и увеличивалась до 6–8 мм при диаметре отливок 30–40 мм. К зоне грубых пор примыкала зона шириной 2–3 мм, в которой наблюдалась разветвленная пористость, в которой узкие, протяженные полости шириной 10–50 мкм образовывали дендритный рисунок. Наряду с указанными сравнительно крупными порами в металле присутствовало значительное количество мелких единичных пор размером не более 3–5 мкм. Они располагались по всему объему отливок, в том числе и в поверхностных зонах. Поры всех типов расположены в микрообъемах структуры, занимаемых массивной γ-фазой. С уменьшением размеров отливок, сопровождаемым измельчением дендритной структуры металла, измельчаются поры всех типов.

Под влиянием ГИП происходило залечивание пор. Полное удаление пор в отливках достигалось при ГИП по режиму: температура 1200 °С, давление 140 МПа в течение 3 ч. Залечивание пор сопровождалось существенным изменением структуры металла. В микрообъемах, примыкающих к порам, наблюдалась деформация, осуществляемая преимущественно за счет деформации массивной пластинчатой γ-фазы путем скольжения и замены ее на зеренную структуру γ- и α-фаз.

При термообработке с нагревом до температур двухфазной (γ + α)-области, следующей после ГИП, продолжается разрушение ламеллярной структуры и замена ее зеренной. Этот процесс при термообработке происходит, по-видимому, за счет напряжений, возникающих из-за значительного объемного эффекта фазового превращения γ⇄α. Последовательность изменения структуры при термообработке та же, что и при ГИП. В заключение авторы работы [33] делают вывод о том, что изменяя число циклов термообработки, каждый из которых состоит из операций нагрева, выдержки и охлаждения, можно без применения деформации получить двухфазную структуру с регламентированным соотношением объемных долей ламеллярных и зеренных участков, а также полностью зеренную структуру γ- и α-фаз.

В табл. 6 приведены значения механических свойств, полученные при испытаниях на растяжение образцов из клапана двигателя внутреннего сгорания при различных температурах.

 

Таблица 6

Механические свойства полуфабрикатов из сплава на основе AlTi

Вид полуфабриката

Температура

испытания, °С

σв

σ0,2

δ

ψ

МПа

%

Слиток

20

700

350–400

430

0,1–0,5

1,0–1,5

Фасонное литье, клапан

20

700

800

558

508

520

558

484

475

0,5–0,8

8,5

25,3

4,5

51,2

 

Таким образом, предел прочности для фасонной отливки при 20 °C составил ~560 МПа, а при повышении температуры испытания ≥700 °С уменьшился до 510–
520 МПа. Этот уровень прочности заметно больше, чем у массивного слитка. Уровень пластических характеристик фасонной отливки также превосходит уровень пластичности слитка в пределах всего температурного диапазона испытаний.

В исследовании [34] испытывали образцы интерметаллида Al2Ti. Заготовки под образцы получали тремя способами:

– литьем без дополнительной обработки;

– литьем с последующей ГИП-обработкой при температуре 1150 °С, давлении ~70 МПа в течение 4 ч;

– прессованием порошка, затем также обработанного ГИП при температуре 1150 °С, давлении ~172 МПа в течение 4 ч.

Из полученных заготовок с применением электроэрозии изготавливали образцы размером до 10 мм. Образцы подвергали испытаниям на сжатие и стойкость к окислению, кроме того определяли температурный коэффициент линейного расширения (ТКЛР).

Результаты испытаний приведены на рис. 8–11 и в табл. 7.

 

 

 

 

Рис. 11. Температурный коэффициент линейного расширения (ТКЛР) образцов
из интерметаллидов AlTi, Al2Ti и Al3Ti

 

Таблица 7

Сравнительная прибавка массы для интерметаллидов Al2Ti, Al3Ti и AlTi

Температура испытания,

°С

Прибавка массы, мг/см2, для образцов из интерметаллидов

порошкового

Al2Ti

литого + ГИП

Al2Ti

литого

Al2Ti

Al3Ti

Ti–48Al + X*

Ti–21Al

815

0,15

0,9

1,1

~0,8

1,3–8,4

~6

982

3,9

7,4

10,5

24–60

14

(при 900 °С)

*X: Mn, W, V, Cr.

 

Изготовленный из порошка образец показал наилучшее сопротивление сжатию при комнатной температуре, однако при температурах около 750–800 °С его пластичность резко увеличивалась до 60 % и более. Стойкость к окислению больше у порошкового образца во всем диапазоне исследованных температур.

Таким образом, литой интерметаллидный однофазный сплав Al2Ti проявляет сравнительно низкие свойства в литом состоянии, ГИП-обработка незначительно повышает стойкость к окислению и пластичность при температурах от 200 до 900 °С.

Причины низкой технологичности однофазного соединения Al2Ti и сплавов на его основе изучены в работах [35–37]. Отсутствие достаточного количества плоскостей скольжения и большое количество оборванных связей по границам зерен приводит к торможению дислокаций по границам зерен, что связывается с высокой твердостью и низкой пластичностью данных интерметаллидов и является основными причинами низкой технологичности однофазных сплавов. Выделение фаз h-Al2Ti и Al5Ti3 в двухфазной системе также приводит к охрупчиванию сплава.

В дальнейшем, с целью повышения технологических свойств интерметаллидных сплавов, продолжены исследования этих сплавов в двухфазной области γ-AlTi + r-Al2Ti [38–41]. Однако исследование в этой области и изучение двойных сплавов с различной структурой не обеспечили комплекса требуемых свойств в литых сплавах.

Помимо исследований самой двухфазной составляющей изучена возможность легирования алюминий-титановой матрицы различными элементами. В работе [42] исследованы предпосылки создания тройных интерметаллидных сплавов и выбраны наиболее перспективные легирующие элементы, такие как Ni, Nb, Cu, Ta, Co, Mn, V.

В работе [43] приведены исследования тройного сплава состава (в % (по массе)) Al–36Ti–2Nb, изготовленного центробежным литьем. Проведенные испытания образцов показали характерные для этого класса соединений стойкость к ползучести и окислению при температурах до 950 °С, однако пластичность при комнатной температуре оказалась неудовлетворительной. При температуре 950 °С сплав продемонстрировал пластичность 3 % при пределе прочности 170 МПа.

 

Заключения

Интерметаллидные сплавы на основе соединения Al2Ti являются перспективными материалами для разработки жаропрочных сплавов для двигательных и энергетических установок благодаря их низкой плотности (3,5–3,8 г/см3), высокой удельной прочности и стабильности при температурах до 950 °С.

Широкое применение литейных интерметаллидных сплавов с высоким содержанием алюминия (>65 % (атомн.)) сдерживает их недостаточная технологичность вследствие низких пластических (d – до 0,5 % при температуре испытания 20 °С) и прочностных свойств (σв≤ 220 МПа). Однако преимуществом данного класса сплавов является высокая прочность при сжатии (от 700 до 1400 МПа) и стойкость к окислению при высоких температурах (от 7,5 до 10,5 мг/см2 в зависимости от способа термообработки).

Низкая технологичность и обрабатываемость обуславливают необходимость использования литейных методов получения слитков и фасонных отливок из сплавов на основе однофазного (Al2Ti) и двухфазного (γ-AlTi + r-Al2Ti) интерметаллидов. Анализ фазовой диаграммы позволяет утверждать, что данные сплавы имеют хорошие литейные свойства – жидкотекучесть (300–350 мм) и заполняемость (на уровне γ-сплавов), не требующие сильного перегрева выше температуры солидус.

Наиболее перспективным способом получения литых изделий из алюминидов титана является существующая технология изготовления слитков путем многократного вакуумно-дугового переплава и дальнейшего получения фасонных отливок путем вакуумной индукционной плавки в печи с охлаждаемым тиглем с разливкой в керамические формы.

С целью повышения пластических и прочностных свойств сплавов на основе Al2Ti и γ-AlTi + r-Al2Ti следует продолжать исследования в области многокомпонентного макро- и микролегирования сплавов элементами Ni, Nb, Cu, Ta, Co, Mn, V. Легированные сплавы на основе фазы γ-AlTi + r-Al2Ti позволят существенно снизить массу конечных деталей и узлов энергетических установок и в итоге массу наземных и летательных аппаратов по сравнению с применяемыми в настоящее время жаропрочными никелевыми сплавами и некоторыми γ-сплавами.


ЛИТЕРАТУРА REFERENCE LIST
1. Каблов Е.Н., Бакрадзе М.М., Громов В.И., Вознесенская Н.М., Якушева Н.А. Новые высокопрочные конструкционные и коррозионностойкие стали для аэрокосмической техники разработки ФГУП «ВИАМ» (обзор) // Авиационные материалы и технологии. 2020. № 1 (58). С. 3–11. DOI: 10.18577/2071-9140-2020-0-1-3-11.
2. 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.
3. Каблов Е.Н. ВИАМ: материалы нового поколения для ПД-14 // Крылья Родины. 2019. № 7–8. С. 54–58.
4. 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.
5. Каблов Е.Н. Стратегические направления развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года // Авиационные материалы и технологии. 2012. № S. С. 7–17.
6. 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.
7. Appel F., Clemens H., Fischer F. Modeling concepts for intermetallic titanium aluminides // Journal of Progress Materials Science. 2016. Vol. 81. P. 55–124.
8. Bewlay B.P., Nag S., Suzuki A., Weimer M.J. Titi alloys in commercial aircraft engines materials at high temperatures // Journal of Materials at High Temperatures. 2016. Vol. 33. No. 5. P. 549–559.
9. Appel F., Paul J.D.H., Oehring M. Application, Component Assessment, and Outlook // Gamma Titanium Aluminide Alloys: Science and Technology. Weinheim: Wiley-VCHg Verlag, 2011. P. 729–738.
10. Алтунин Ю.Ф., Глазунов С.Г. Двойные сплавы титан-алюминий // Титан в промышленности. М.: Оборонгиз, 1961. С. 5–30.
11. Алтунин Ю.Ф., Глазунов С.Г. Высокожаропрочные титановые сплавы // Титан в промышленности. М.: Оборонгиз, 1961. С. 245–253.
12. Schuster J.C., Palm M. Reassessment of the binary aluminium-titanium phase diagram // Journal of Phase Equilibria and Diffusion. 2006. Vol. 27. P. 255–277.
13. Batalu D., Cosmeleata G., Aloman A. Critical analysis of the Ti–Al phase diagrams // University Politechnica of Bucharest: Scientific Bulletin, Series B. 2006. Vol. 68. No. 4. P. 77–90.
14. Zhang L., Palm M., Stein F., Sauthoff G. Formation of lamellar microstructures Al-rich TiAl alloys between 900 to 1100 °C // Journal of Intermetallics. 2001. Vol. 9. P. 229–238.
15. Palm M., Engberding N., Stein F. et al. Phase and evolution of microstructures in Ti–60 Al at. % // Journal of Acta Materialia. 2012. Vol. 60. P. 3559–3569.
16. Stein F., Zhang L., Sauthoff G., Palm M. TEM and DTA study on the stability of Al5Ti3 and h-Al2Ti-superstructures in aluminium-rich TiAl alloys // Journal of Acta Materialia. 2001. Vol. 49. No. 15. P. 2919–2932.
17. Palm M., Zhang L., Stein F., Sauthoff G. Phase and phase equilibria in the Al-rich part of the Al–Ti system above 900 °C // Journal of Intermetallics. 2002. Vol. 10. No. 6. P. 523–540.
18. Nakano T., Hayashi K., Umakoshi Y. et al. Effect of long-period superstructures on plasticproperties in Al-rich TiAl single crystals // MRS Proceedings. 2004. Vol. 842. DOI: 10.1557/PROC-842-S7.4.
19. Nakano T., Negishi A., Hayashi K., Umakoshi Y. Ordering process of Al5Ti3, h-Al2Ti and r-Al2Ti with FCC-base long-period superstructures in rapid solidified Al-rich TiAl alloys // Journal of Acta Materialia. 1999. Vol. 47. No. 4. Р. 1091–1104.
20. Nakano T., Hayashi K., Nagasawa Y., Umakoshi Y. Plastic Deformation Behavior of Al5Ti3 Single-Phase Crystal // MRS Proceedings. 2002. Vol. 753. DOI: 10.1557/PROC-753-BB5.8.
21. Hata S., Higuchi K., Itakura M. et al. Shot-range order in Al-rich γ-TiAl alloys studied by high-resolution transmission electron microscopy with image processing // Journal of Philosophical Magazine Letter. 2002. Vol. 82. No. 7. P. 363–372.
22. Hayashi K., Nakano T., Umakoshi Y. Metastable region of Al5Ti3 single-phase in time-temperature-transformation (TTT) diagram of Ti–62 at. % Al single crystal // Journal of Intermetallics. 2002. Vol. 10. No. 8. P. 771–781.
23. Hata S., Higuchi K., Mitate T. et al. HRTEM observation of Partially Ordered Long-period Superstructures in Al-Rich TiAl alloys // MRS Proceedings. 2002. Vol. 753. DOI: 10.1557/PROC-753-BB4.2.
24. Hata S., Nakano T., Higuchi K.Y. et al. Semi-quantitative HRTEM for partially ordered materials: Application to Al-rich TiAl alloys // Journal of Materials Science Forum. 2003. Vol. 426–432. P. 1721–1726.
25. Hata S., Higuchi K., Mitate T. et al. HRTEM image contrast and atomistic microstructures of long-period ordered Al-rich TiAl alloys // Journal of Electronic Microscopie. 2000. Vol. 53. No. 1. P. 1–9.
26. Sturm D., Heimaier H., Saage H. et al. Creep strength of a binary Al62Ti38 alloy // International Journal Materials Research. 2010. Vol. 101. No. 5. P. 676–679.
27. Braun J., Ellner M. Phase equilibria investigation on the aluminium-rich part of the binary system Ti–Al // Journal of Metallugical Materials Transaction A. 2001. Vol. 32. No. 5. P. 1037–1047.
28. Palm M., Engberding N., Stein F., Kelm K., Irsen S. Phase and evolution of microstructures in Ti–60 at. % Al // Journal of Acta Materialia. 2012. Vol. 60. P. 3559–3569.
29. Witusiewicz V.T., Bondar A.A., Hecht U. et al. The Al–B–Nb–Ti system. III. Thermodynamic reevaluation of the constuent binary system Al–Ti // Journal of Alloys and Compounds. 2008. Vol. 465. No. 1–2. P. 64–77.
30. Жаропрочные интерметаллидные сплавы // ФГУП «ВИАМ»: офиц. сайт. URL: https://viam.ru/review/2942 (дата обращения: 24.03.2021).
31. Анташев В.Г., Иванов В.И., Ясинский К.К. Разработка технологии получения литых деталей из интерметаллидного сплава TiAl и их использование в конструкциях // Технология легких сплавов. 1996. № 3. С. 20–23.
32. Ночовная Н.А., Иванов В.И., Авилочев Л.Ю. Интерметаллидное соединение AlxTi – перспективный материал для повышенных температур (обзор). Часть 1. Кристаллическая структура и свойства интерметаллидного соединения Al2Ti // Труды ВИАМ. 2021. № 3 (97). Ст. 03. URL: http://viam-works.ru (дата обращения: 12.04.2021). DOI: 10.18577/2307-6046-2021-0-3-28-43.
33. Лукьянычев С.Ю., Шаханова Г.В., Смирнова Т.Р., Горюнова Г.В. Структура и свойства полуфабрикатов из сплава Ti–48Al–2Nb–2Cr на основе интерметаллида TiAl, полученных методом фасонного литья // Технология легких сплавов. 1996. № 3. С. 16–19.
34. Benci J.T., Ma J.C., Feist F. Evaluation of the intermetallic compound Al2Ti for elevated – temperature application // Materials Science Engineering A. 1995. Vol. 192. P. 38–44.
35. Durlu N., Inal O.T. Ll2-type ternary titanium aluminides as electron concentration phases // Journal of Materials Science. 1992. Vol. 27. No. 12. P. 3225–3230.
36. Wu Z.L., Pope D.P. Ll2 Al3Ti-based alloys with Al2Ti precipitates – I. Structure and stability of the precipitates // Acta Metallurgica et Materialia. 1994. Vol. 42. Is. 2. P. 509–518. DOI: 10.1016/0956-7151(94)90505-3.
37. Wu Z.L., Pope D.P. Ll2 Al3Ti-based alloys with Al2Ti precipitates – II. Deformation behavior of single crystals // Acta Metallurgica et Materialia. 1994. Vol. 42. Is. 2. P. 519–526. DOI: 10.1016/0956-7151(94)90506-1.
38. Каблов Е.Н., Кашапов О.С., Медведев П.Н., Павлова Т.В. Исследование двухфазного титанового сплава системы Al–Ti–Sn–Zr–Si–β-стабилизаторы // Авиационные материалы и технологии. 2020. № 1 (58). С. 30–37. DOI: 10.18577/2071-9140-2020-0-1-30-37.
39. 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.
40. Paninsky M., Drevermann A., Schmitz G.J. et al. Casting and properties of Al-rich Ti–Al alloys // Proceedings International Conference «Ti-2007. Science and Tecnology». The Japan Institute of Metals, 2007. P. 1059–1062.
41. Sturm D., Heilmaer M., Saage H. et al. Creep strength of centrifugally cast Al-rich TiAl alloys // Journal of Materials Science and Engineering A. 2009. Vol. 51–511. P. 373–376.
42. Деменок А.О., Ганеев А.А., Деменок О.Б., Кулаков Б.А. Выбор легирующих элементов для сплавов на основе алюминида титана // Вестник ЮУрГУ. Сер.: Металлургия. 2013. № 1. С. 95–102.
43. Sturm D. Herstellung und Eigenschaften Al-reicher TiAl Legierungen: dissertation zur Erlangung des akademischen Grades. Magdebur: Otto-von-Guericke-Universität Magdeburg, 2010. 118 p.
1. Kablov E.N., Bakradze M.M., Gromov V.I., Voznesenskaya N.M., Yakusheva N.A. New high strength structural and corrosion-resistant steels for aerospace equipment developed by FSUE «VIAM» (review). Aviacionnye materialy i tehnologii, 2020, no. 1 (58), pp. 3–11. DOI: 10.18577 / 2071-9140-2020-0-1-3-11.
2. 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.
3. Kablov E.N. VIAM: new generation materials for PD-14. Krylya Rodiny, 2019, no. 7-8, pp. 54–58.
4. 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.
5. Kablov E.N. The strategic directions of development of materials and technologies of their processing for the period to 2030. Aviacionnye materialy i tehnologii, 2012, no. S, pp. 7–17.
6. Night H.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.
7. Appel F., Clemens H., Fischer F. Modeling concepts for intermetallic titanium aluminides. Journal of Progress Materials Science, 2016, vol. 81, pp. 55–124.
8. Bewlay B.P., Nag S., Suzuki A., Weimer M.J. Titi alloys in commercial aircraft engines materials at high temperatures. Journal of Materials at High Temperatures, 2016, vol. 33, no. 5, pp. 549–559.
9. Appel F., Paul J.D.H., Oehring M. Application, Component Assessment, and Outlook. Gamma Titanium Aluminide Alloys: Science and Technology. Weinheim: Wiley-VCHg Verlag, 2011, pp. 729–738.
10. Altunin Yu.F., Glazunov S.G. Double alloys titanium-aluminum. Titanium in industry. Moscow: Oborongiz, 1961, pp. 5–30.
11. Altunin Yu.F., Glazunov S.G. High heat-resistant titanium alloys. Titanium in industry. Moscow: Oborongiz, 1961, pp. 245–253.
12. Schuster J.C., Palm M. Reassessment of the binary aluminum-titanium phase diagram. Journal of Phase Equilibria and Diffusion, 2006, vol. 27, pp. 255–277.
13. Batalu D., Cosmeleata G., Aloman A. Critical analysis of the Ti-Al phase diagrams. University Politechnica of Bucharest: Scientific Bulletin, Series B, 2006, vol. 68, no. 4, pp. 77–90.
14. Zhang L., Palm M., Stein F., Sauthoff G. Formation of lamellar microstructures Al-rich TiAl alloys between 900 to 1100 ° C. Journal of Intermetallics, 2001, vol. 9, pp. 229–238.
15. Palm M., Engberding N., Stein F. et al. Phase and evolution of microstructures in Ti – 60 Al at. %. Journal of Acta Materialia, 2012, vol. 60, pp. 3559–3569.
16. Stein F., Zhang L., Sauthoff G., Palm M. TEM and DTA study on the stability of Al5Ti3 and h-Al2Ti-superstructures in aluminum-rich TiAl alloys. Journal of Acta Materialia, 2001, vol. 49, no. 15, pp. 2919–2932.
17. Palm M., Zhang L., Stein F., Sauthoff G. Phase and phase equilibria in the Al-rich part of the Al-Ti system above 900 ° C. Journal of Intermetallics, 2002, vol. 10, no. 6, pp. 523–540.
18. Nakano T., Hayashi K., Umakoshi Y. et al. Effect of long-period superstructures on plastic properties in Al-rich TiAl single crystals. MRS Proceedings, 2004, vol. 842. DOI: 10.1557/PROC-842-S7.4.
19. Nakano T., Negishi A., Hayashi K., Umakoshi Y. Ordering process of Al5Ti3, h-Al2Ti and r-Al2Ti with FCC-base long-period superstructures in rapid solidified Al-rich TiAl alloys. Journal of Acta Materialia, 1999, vol. 47, no. 4, pp. 1091–1104.
20. Nakano T., Hayashi K., Nagasawa Y., Umakoshi Y. Plastic Deformation Behavior of Al5Ti3 Single-Phase Crystal. MRS Proceedings, 2002, vol. 753. DOI: 10.1557/PROC-753-BB5.8.
21. Hata S., Higuchi K., Itakura M. et al. Shot-range order in Al-rich γ-TiAl alloys studied by high-resolution transmission electron microscopy with image processing. Journal of Philosophical Magazine Letter, 2002, vol. 82, no. 7, pp. 363–372.
22. Hayashi K., Nakano T., Umakoshi Y. Metastable region of Al5Ti3 single-phase in time-temperature-transformation (TTT) diagram of Ti–62 at. % Al single crystal. Journal of Intermetallics, 2002, vol. 10, no. 8, pp. 771–781.
23. Hata S., Higuchi K., Mitate T. et al. HRTEM observation of Partially Ordered Long-period Superstructures in Al-Rich TiAl alloys. MRS Proceedings. 2002, vol. 753. DOI: 10.1557/PROC-753-BB4.2.
24. Hata S., Nakano T., Higuchi K.Y. et al. Semi-quantitative HRTEM for partially ordered materials: Application to Al-rich TiAl alloys. Journal of Materials Science Forum, 2003, vol. 426-432, pp. 1721–1726.
25. Hata S., Higuchi K., Mitate T. et al. HRTEM image contrast and atomistic microstructures of long-period ordered Al-rich TiAl alloys. Journal of Electronic Microscopie, 2000, vol. 53, no. 1, pp. 1–9.
26. Sturm D., Heimaier H., Saage H. et al. Creep strength of a binary Al62Ti38 alloy. International Journal Materials Research, 2010, vol. 101, no. 5, pp. 676–679.
27. Braun J., Ellner M. Phase equilibria investigation on the aluminum-rich part of the binary system Ti–Al. Journal of Metallugical Materials Transaction A, 2001, vol. 32, no. 5, pp. 1037–1047.
28. Palm M., Engberding N., Stein F., Kelm K., Irsen S. Phase and evolution of microstructures in Ti–60 at. % Al. Journal of Acta Materialia, 2012, vol. 60, pp. 3559–3569.
29. Witusiewicz V.T., Bondar A.A., Hecht U. et al. The Al–B–Nb–Ti system. III. Thermodynamic reevaluation of the constuent binary system Al – Ti. Journal of Alloys and Compounds, 2008, vol. 465, no. 1-2, pp. 64–77.
30. Heat-resistant intermetallic alloys. Available at: https://viam.ru/review/2942 (accessed: March 24, 2021).
31. Antashev V.G., Ivanov V.I., Yasinsky K.K. Development of technology for producing cast parts from the TiAl intermetallic alloy and their use in structures. Tekhnologiya legkikh splavov, 1996, no. 3, pp. 20–23.
32. Nochovnaya N.A., Ivanov V.I., Avilochev L.Yu. Intermetallic compound AlxTi – are promising material for high elevated temperatures (review). Part 1. The crystaline structure and properties of the intermetallic compound Al2Ti. Trudy VIAM, 2021, no. 3 (97), paper no. 03. Available at: http://viam-works.ru (accessed: April 12, 2021). DOI: 10.18577 / 2307-6046-2021-0-3-28-43.
33. Lukyanychev S.Yu., Shakhanova G.V., Smirnova T.R., Goryunova G.V. Structure and properties of semi-finished products made of Ti–48Al–2Nb–2Cr alloy based on TiAl intermetallic compound obtained by shaped casting. Tekhnologiya legkikh splavov, 1996, no. 3, pp. 16–19.
34. Benci J.T., Ma J.C., Feist F. Evaluation of the intermetallic compound Al2Ti for elevated – temperature application. Materials Science Engineering A, 1995, vol. 192, pp. 38–44.
35. Durlu N., Inal O.T. Ll2-type ternary titanium aluminides as electron concentration phases. Journal of Materials Science, 1992, vol. 27, no. 12, pp. 3225–3230.
36. Wu Z.L., Pope D.P. Ll2 Al3Ti-based alloys with Al2Ti precipitates – I. Structure and stability of the precipitates. Acta Metallurgica et Materialia, 1994, vol. 42, is. 2, pp. 509–518. DOI: 10.1016/0956-7151 (94) 90505-3.
37. Wu Z.L., Pope D.P. Ll2 Al3Ti-based alloys with Al2Ti precipitates – II. Deformation behavior of single crystals. Acta Metallurgica et Materialia, 1994, vol. 42, is. 2, pp. 519–526. DOI: 10.1016/0956-7151 (94) 90506-1.
38. Kablov E.N., Kashapov O.S., Medvedev P.N., Pavlova T.V. Study of a α+β-titanium alloy based on a system of Ti–Al–Sn–Zr–Si–β-stabilizing alloying elements. Aviacionnye materialy i tehnologii, 2020, no. 1 (58), pp. 30–37. DOI: 10.18577/2071-9140-2020-0-1-30-37.
39. 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.
40. Paninsky M., Drevermann A., Schmitz G. J. et al. Casting and properties of Al-rich Ti–Al alloys. Proceedings International Conference "Ti-2007. Science and Tecnology". The Japan Institute of Metals, 2007, pp. 1059–1062.
41. Sturm D., Heilmaer M., Saage H. et al. Creep strength of centrifugally cast Al-rich TiAl alloys. Journal of Materials Science and Engineering A, 2009, vol. 51-511, pp. 373–376.
42. Demenok A.O., Ganeev A.A., Demenok O.B., Kulakov B.A. The choice of alloying elements for alloys based on titanium aluminide. Vestnik SUSU, ser.: Metallurgiya. 2013, no. 1, pp. 95–102.
43. Sturm D. Herstellung und Eigenschaften Al-reicher TiAl Legierungen: dissertation zur Erlangung des akademischen Grades. Magdebur: Otto-von-Guericke-Universität Magdeburg, 2010, 118 p.
Вы можете оставить комментарий к статье. Для этого необходимо зарегистрироваться на сайте.