CC BY
21
УДК 669.017.165
Н.А. Ночовная1, В.И. Иванов1, Л.Ю. Авилочев1
ИНТЕРМЕТАЛЛИДНОЕ СОЕДИНЕНИЕ AlxTi - ПЕРСПЕКТИВНЫЙ
МАТЕРИАЛ ДЛЯ ПОВЫШЕННЫХ ТЕМПЕРАТУР (обзор)
Часть 2. Механические свойства интерметаллида Al2Ti и влияние легирования*
DOI: 10.18577/2307-6046-2021 -0-4-32-47
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 + y-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.
N.A. Nochovnaya1, V.I. Ivanov1, L.Yu. Avilochev1
INTERMETALLIC COMPOUND AlxTi - ARE PROMISING MATERIAL FOR HIGH ELEVATED TEMPERATURES (review) Part 2. The mechanical properties of the intermetallic Al2Ti compound and the effect of alloying
Intermetallide alloys based on the Al2Ti compound are the most promising heat-resistant materials for future energy plants.The review examines the mechanical properties of the Al2Ti In-termetalide, two-phase alloys based on it and the doped niobium alloy. For use at temperatures of up to 950 °С, alloys with phase composition r-Al2Ti + y-TiAl and platemicrostructure with additional doping of refractory elements are of interest.
Keywords: intermetallic Al2Ti alloys, casting, alloying, heat treatment, phase composition, microstructure, mechanical properties, oxidation.
"'Федеральное государственное унитарное предприятие «Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов» Государственный научный центр Российской Федерации [Federal State Unitary Enterprise «All-Russian Scientific Research Institute of Aviation Materials» State Research Center of the Russian Federation]; e-mail: admin@viam.ru
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
* Часть 1 - см. «Труды ВИАМ», № 3 (97), 2021.
мере оценить его перспективность в качестве жаропрочного материала. Этот интерме-таллид 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.
Механические свойства двойных сплавов на основе А12Т1
Ранее проведенные исследования показали, что интерметаллид Л12Т^ 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 Л12Т 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 Л1-33,3ТР на основе Л12Ti 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 А12Т в различных состояниях_
Свойства Значения свойств для интерметаллида Л12Т в состоянии
литом литом + ГИП МП+ГИП
Предел текучести о02сж, МПа,
при температуре, °С: 20 ~720 ~680 1350
200 620 560 1170
400 580 540 980
600 520 450 700
800 430 390 450
1000 220 220 ~50
Относительное укорочение, %,
при температуре, °С: 20 0,3 0,2 4,8
200 0,3 3 4,9
400 2 4,5 12
600 4 8,8 30
800 3,8 18 >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 состава Al-37,5Ti при температурах 800-1200 °С и скоростях нагружения 1,7(10-4—101) 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
^2,5 65 Хрупкое разрушение 200 110 16
85 215 110 18
£10 220 110 18
£20 230 100 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 1,710-1 1,710-2 1,710-3 1,710-4
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
-3 -1
составила 62 %, а скорость нагружения 1,7^10 с обеспечила пластичность до 235 %, но при скорости нагружения 1,7-Ю"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 п] ри температуре испытания, °С
800 900 1000 1100 1200
Предел текучести о0,2, МПа 550* 300 150 80 5
Относительное удлинение 5, % - 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 г-Л12Т 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 г-Л12Т уменьшалась и увеличивалось количество фазы Л-Л12Ть Пластинчатые выделения фазы Л-Л12Т 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 Л-Л12Т^ что приводило к стабильной деформации и большей пластичности, обеспечивающей повышенный коэффициент сверхпластичности для интерметаллидных сплавов.
Низкая технологичность литого сплава на основе Л12Т 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 Л12Т 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 Л1-40Т с поликристаллической направленной структурой из фаз г-Л12Т + у-^Л1 [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 у-^Л1. 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 у-^Л1 + г-Л12Ть
ч 20 (лп
Рис. 1. Микроструктура сплава состава Л1-40Т после отжига при температуре 950 °С в течение 200 ч
Механические свойства литых образцов из сплава состава Л1-40Т 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 большую 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 °С прочность 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
-3 -5 -1
нагружения от 10 до 10 с , 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- 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 (y-TiAl + a2-TiзAl) 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 ^-40^.
В работе [11] проведено исследование отливок из сплавов состава ^-40^, 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 y-TiAl, что свидетельствовало
о нестабильном состоянии литого материала. Тонкие исследования структуры выявили в матрице у-Т1Л1 домены метастабильной фазы Л15Т13 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 Л1-40Т1 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.
Истинная деформация, мм
Рис. 3. Истинные скорости ползучести и деформации при постоянных напряжениях при испытании на сжатие литого сплава состава Л1-40Т1 при температуре 900 °С
При температуре 900 °С литой сплав состава Л1-40Т обладал стойкостью к ползучести: при напряжении а = 150 МПа скорость ползучести составляла ~2^10-5 с-1, при о = 120 МПа - равнялась ~7^10-6 с-1. При снижении напряжений до а = 80 МПа скорость ползучести не превышала ~10-6 с-1. Изучена зависимость скорости ползучести на второй стадии ползучести от напряжений для сплава состава Л1-40Т в литом состоянии и после термической обработки при температуре 950 °С с закалкой в воде, а также для сплава состава Л1-57Т на основе у-Т1Л1. Результаты представлены на рис. 4.
Испытания при температурах 900 и 1050 °С (рис. 4) показали, что литой и термообработанный сплав состава Л1-40Т 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.
к н о
и ^
е
о к
Л
н о о Л о И о
3 к
Л
н Й
10-
10-3 -
10-
10-5 ■
10-
10-7 ■
10-
1000
Истинное напряжение, МПа
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 Y-Ti-43Al c пластинчатой структурой [12]
2
4
6
8
Поскольку исходная литая структура состояла из матричной фазы y-TiAl, в которой присутствовали метастабильные домены фазы Al5Ti3, то при испытании при температуре 1050 °С они превращались в стабильные фазы y-TiAl и г-А12Тг Образование стабильной фазы г-А12Т в виде тонких дисперсных частиц (или пластинок) с небольшими межпластинчатыми расстояниями обеспечивало сплаву низкую скорость ползучести.
Изучению сопротивления ползучести поликристаллических, направленно закристаллизованных сплавов (составы А1-40Т и А1-38Т^ 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 у-^А1 + г-А12Т с объемной долей каждой фазы ~50 % (рис. 5), которая практически не изменялась при увеличении содержания А1. Испытания на ползучесть при сжатии проводили на образцах кубической формы при температурах 900-1050 °С в воздушной среде. Установлено, что поликристаллический сплав состава А1-38Т после отжига более стоек к ползучести при температуре 900 °С, чем сплавы составов А1-40Т и А1-52Т (у-^А1), а сплав состава А1-40Т в монокристаллическом состоянии показал большую 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 Л1-38Т с двухфазной структурой из фаз у-Т1Л1 + г-Л12Т1 после отжига при температуре 900 °С в течение 50 ч
10-
10-3
у
^
ч о с
10-4
10-
10-6
§ 10-7 Я
я
10-8
а)
10 100
Приложенное напряжение, МПа
10-2
10-
я
03
10-
я я я
й
а
о
1000
10-5
« 10-6
о а о и О
10-
10-8
б;
10
100
1000
Критическое напряжение сдвига, МПа
Рис. 6. Зависимости установившейся ползучести от напряжений (а) для интерметаллидов составов Т1Л1 (о - [14], □ - [15], X - [16]), Л1-40Т (▲), Л1-38Т (♦), а также скорости деформации сдвига от критических напряжений (б) для сплава состава Л1-40Т при температурах 900 (Д - монокристаллы, ▲ - поликристаллы) и 1050 °С (О - монокристаллы, ♦ - поликристаллы). Скорость деформации и напряжения рассчитаны в соответствии с уравнениями Шмидта и Тейлора
2
4
5
7
1
На рис. 7 представлены зависимости скорости ползучести от приложенных напряжений при сжатии монокристаллических образцов с ориентациями (100) и (301), испытанных при температуре 900 °С. Полученные результаты и расчеты показали, что при нагружении перпендикулярно плоскости (100) и параллельно плоскости (301) 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 (301), интенсивно растрескивались по боковым сторонам после пластической деформации >8 %. Двухфазные пластинчатые структуры сплавов с фазами г-Л12Т1 + у-Т1Л1 при температурах до 900 °С стабильны, а укрупнение фазы г-Л12Т1 наблюдалось только при температуре 1050 °С. Отмечены и другие особенности поведения сплава - снижение стойкости к ползучести при приближении к однофазной области у-Т1Л1, хрупкость монокристаллического материала и ослабленные границы зерен у поликристаллического материала. Кроме этого, отмечено, что сплав состава Л1-40Т
имеет ограничения по верхнему температурному пределу, что связано с укрупнением и растворением пластин фазы г-Л12Т при температурах >1050 °С, а также со слабым влиянием субзеренных границ в поликристаллической структуре.
10-
10-
§ 10-4
ср
о
и «
Ö 10-5
о
ср
о
и
о
10-6
10 100 1000 Критическое разрешенное напряжение сдвига, МПа
Рис. 7. Зависимости скорости деформации на второй стадии ползучести от критических напряжений сдвига при температуре 900 °С для монокристаллов сплава состава Л1—40Т1: О - нагруже-ние перпендикулярно плоскости (100); Д - нагружение параллельно плоскости (301)
2
3
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 y-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 y-TiAl имеет с метастабильной фазой h-TiAl2 следующие ориентационные соответствия: [001](y-TiAl) || [001] (h-TiAl2) и [100](y-TiAl) || [100] (h-TiAl2) или [100](Y-TiAl) || [010](h-TiAl2). Плоскости фазы h-TiAl2 принадлежат семейству плоскостей {301} в то время, как плоскости фазы y-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 + y-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 Л1-38Т в литом состоянии и после термической обработки по сопротивлению ползучести превосходил сплав А1-40Т при температурах 1000 и 1050 °С.
¿Л
Ш
*
IШ
,#/ ]
Ш ¿и/
Шк
а)
Ш
50 мт
Рис. 8. Микроструктура образцов из сплавов составов Л1-40Т1 (а) и Л1-38Т1 (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]
10-2
10-
10-4
8 10-
10-6
10-7
10
а)
б)
100
Напряжение, МПа
1000
10
100
Напряжение, МПа
1000
Рис. 9. Сравнение минимальной скорости ползучести на второй стадии при температурах 1000 (а) и 1050 °С (б) сплавов составов Л1-40Т1 (▲, •) и Л1-38Т1 (Д, О) в литом состоянии и после термической обработки [20]
Установлено, что в процессе испытаний на ползучесть происходит превращение фазы Л-Л12Т1 в фазу г-Л12Т 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 Т1-Л1 [21, 22].
Изучение влияния температуры, напряжений и модуля упругости на скорость ползучести при температурах 900-1050 °С сплавов составов Л1-40Т и Л1-38Т позволило определить энергию активации ползучести Q с использованием уравнения
4=А (!)ехр
где 4 - скорость ползучести; А - постоянная; о - напряжение; Е - модуль упругости; Я - универсальная газовая постоянная; Т - температура.
Для сплава состава Л1-40Т в литом состоянии энергия активации ползучести составила 550 кДж/моль, а после термической обработки 430 кДж/мол. Для сплава состава Л1-38Т 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 у-Т1Л1 [22], которые равны QЛl = 356 кДж/моль и QTi = 249 кДж/моль, что свидетельствует о ведущей роли титана в снижении жаропрочности интерметаллидных сплавов системы Т1-Л1.
В процессе испытаний на ползучесть отмечались также и другие явления [19]. В сплаве состава Л1-38Т как в литом, так и в термообработанном состояниях происходили структурные изменения - образование протяженных малоугловых границ, дислокаций в глобулярных фазах г-Л12Т1 и у-Т1Л1, а также в зонах с пластинчатой (г-Л12Т1 + у-Т1Л1) структурой, где дислокации присутствовали преимущественно в фазе у-Т1Л1. Обнаруженные явления являются важными, поскольку могут влиять на температуру и продолжительность эксплуатации этих сплавов.
Исследования двухфазных сплавов на основе Л12Т 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 Л1-37,5Т 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 1,710-2 с-1 обеспечила значение деформации 62 %, а при скорости нагружения 1,710-4 с-1 наблюдался режим сверхпластичности.
Наименьшая скорость ползучести при изгибе отмечена у сплава состава Л1-38Т с двухфазной структурой (г-Л12Т + у-Т1Л1) 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 710-5 с-1, т. е. в 4,5 раза больше.
Многочисленные исследования сплавов с двухфазной (г-Л12Т1 + у-Т1Л1) 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 А12Т сплавов
Изучению легирования интерметаллида Л12Т посвящены несколько работ [19, 20, 23], но только в работе [19] представлены исследования механических свойств легированного ниобием сплава - исследован тройной сплав состава Л1-36Т1-2ЫЬ. 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 Л1-36Т1-2№ в исходном литом состоянии и после термической обработки. Рентгеновский фазовый анализ литого материала показал, что он представлен в основном однофазной структурой, состоящей из фазы Т1Л1 и небольшого количества фазы г-Л12Т1. 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 60Т1Л1 + 40 г-Л12Т1 с изменением размеров зерен от 10 до 55 мкм (рис. 10).
| 'а) I ■
Л
ШШР
Рис. 10. Микроструктура сплава состава Л1-36Т1-2КЬ 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 Л1-38Т1-2№ и Л1-38Т в литом состоянии представлены в табл. 7.
В сплаве состава Л1-36Т1-2№ 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 ов.изг = 179 МПа и пластичность 8 > 3 %, в то время как у сплава состава Л1-38Т предел прочности составил Ов.изг- = 215 МПа при пластичности 0,3 %. Отсутствие пластичности у сплавов составов Л1-38Т и Л1-36Т1-2№ до температуры 850 °С связано с наличием хрупкопла-стичного перехода при температурах >900 °С.
Таблица 5
Механические свойства литых сплавов составов А1-38Т и А1-36Т1-2№
Свойства Значения свойств при температуре испытания, °С
20 800 900 950 1000
Сплав состава Л1-38Т1
Ов.изг, МПа 147* 164* 255 215 72
8из^ % 0,02 0,11 0,3 0,3 >3
Сплав состава Л1-36Т1-2КЬ
Ов.изг, МПа 219* 239* 285 179 67
8из^ % 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 Л1-36Т1-2№ в состоянии после литья и после термической обработки.
а) б)
Рис. 11. Зависимости минимальной скорости ползучести от напряжений для сплава состава Л1-36Т1-2КЬ 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 Л1-36Т1-2№ 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 А1-38Т1-2№
в литом состоянии и после термической обработки _при повышенных температурах и напряжении 100 МПа_
Состояние сплава Минимальная скорость ползучести, с 1, при о = 100 МПа и при температуре испытания, °С
900 950 1000 1050
Литое 610-7 610-6 410-5 1,210-4
Литое + термообработка 710-7 210-6 410-5 1,510-4
Проведенные испытания показали преимущества литого и термически обработанного сплава состава Л1-38Т1-2№ 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 интерметал-лида у-Т1Л1, двухфазного сплава состава Л1-38Т и легированного сплава состава Л1-36Т1-2№ представлены на рис. 12.
По стойкости к циклическому окислению составы сплавов располагались в ряд: Л1-36Т1-2№ ^ Л1-38Т > у-Т1Л1. Стойкость к окислению сплава состава Л1-36Т1-2№ обеспечивалась низким значением константы реакции окисления и высокими - для других составов сплавов: 0,243 мг/(см-ч) - для интерметаллида у-Т1Л1; 0,028 мг/(см-ч) -
для Л1-38Т1; 0,001 мг/(см-ч) - для Л1-38Т1-2ЫЪ. Повышенная стойкость к окислению сплава состава Л1-38Т1-2ЫЪ 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 Л1-36Т1-2ЫЪ 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 у-Т1Л1 и Л-Л12Т1(Л15Т13), при изготовлении заготовок и наличие интервала хрупкопла-стичного перехода из-за присутствия в структуре упорядоченных фаз. Термическая обработка сплава в двухфазной (у-Т1Л1 + г-Л12Т1) 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 610-7 с-1;
- при 950 °С - предел прочности составил 170 МПа и пластичность >3 %, а скорость ползучести при том же напряжении равнялась 2 10-6 с-1.
По характеристикам скорости ползучести сплав состава Л1-36Т1-2ЫЪ превосходил сплавы с двухфазной структурой (у-Т1Л1 + а2-Т1Л1) на 53 °С. Кроме того, этот сплав обладал повышенной циклической жаростойкостью при температуре 900 °С за время 100 ч в сравнении со сплавом состава Л1-38Т и в особенности интерметаллида у-Т1Л1 [19, 24].
0,6
0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100
Продолжительность выдержки, ч
Рис. 12. Кривые циклического окисления сплавов составов у-Т1Л1 (- - -), Л1-38Т1 (х) и Л1-36Т1-2КЬ (□) при температуре 900 °С за время 100 ч в воздушной среде [19]
Проведенные исследования по изучению свойств двойных сплавов на основе интерметаллида Л12Т и легированного сплава состава Л1-36Т1-2ЫЪ 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 сплавов на основе Л1ХТ1.
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 1,7l0-4 с-1 возникает 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: овизг = 255 МПа, 8 = 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: ов.изг = 285 МПа, 8 = 0,27 % и скорость ползучести при напряжении 100 МПа равна 610-7 с-1.
Сплав состава Al-36Ti-2Nb обладает повышенной циклической жаростойкостью при температурах 20 ^ 900 °С в течение 100 ч, равной 3 г/м , сплав на основе y-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.
Библиографический список
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.Е., 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 Mate-rialia. 2001. Vol. 45. No. 6. P. 645-651.
10. Pininsky 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 у 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. P. 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. P. 523-540.
21. Karthikeyan S., Visvanathan G.B. Evaluation of the jogged-screw model of creep in equiexed y-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). От. 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). От. 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). От. 05. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 14.01.2021). DOI: 10.18577/2307-6046-2018-0-2-5-5.
