CC BY
34
УДК 669.017.165
Н.А. Ночовная1, В.И. Иванов1, Л.Ю. Авилочев1
ИНТЕРМЕТАЛЛИДНОЕ СОЕДИНЕНИЕ AlxTi - ПЕРСПЕКТИВНЫЙ МАТЕРИАЛ ДЛЯ ПОВЫШЕННЫХ ТЕМПЕРАТУР (обзор) Часть 1. Кристаллическая структура и свойства интерметаллидного соединения Al2Ti
DOI: 10.18577/2307-6046-2021 -0-3-28-43
Интерметаллидное соединение Al2Ti является наиболее перспективной основой жаропрочных сплавов для будущих энергетических установок. В работе дается обзор по структурам двойных сплавов системы Ti-Al, механизмам фазовых превращений и особенностям пластической деформации сплавов. Сплавы с фазовым составом r-Al2Ti+y-TiAl и пластинчатой структурой обладают в зависимости от текстуры и размера зерна аномальными механическими свойствами - повышенной прочностью и сниженной пластичностью при повышенных температурах.
Ключевые слова: интерметаллиднoе соединение Al2Ti, двойные сплавы, структуры, фазовые превращения, пластическая деформация, аномальные механические свойства.
N.A. Nochovnaya1, V.I. Ivanov1, L.Yu. Avilochev1
INTERMETALLIC COMPOUND AlxTi - ARE PROMISING MATERIAL FOR HIGH ELEVATED TEMPERATURES (review) Part 1. The crystaline structure and properties of the intermetallic compound Al2Ti
The Al2Ti intermetallic compound is the most promising base for high-temperature alloys designed for advanced power plants. This work provides an overview of the structures of binary alloys concerning to the Ti-Al system, as well as the phase transformation mechanisms and the peculiarities ofplastic deformation of alloys. The alloys which phase composition is represented by a mixture of r-Al2Ti+y-TiAl with a lamellar structure show anomalous mechanical properties depending on texture formation and grain size. These alloys possess increased strength and decreased plasticity at elevated temperatures.
Keywords: intermetallic compound Al2Ti, binary alloys, structures, phase transformations, plastic deformation, anomalous mechanical properties.
"'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
Создание перспективных конструкций летательных аппаратов и силовых установок авиационных газотурбинных двигателей требует разработки новых материалов, которые должны работать в условиях повышенных температур, значительных нагрузок и иметь длительный ресурс [1, 2], поэтому разработка легких жаропрочных сплавов является одной из главных задач современного материаловедения.
Опыт использования жаропрочных титановых сплавов показал, что они успешно эксплуатируются в деталях и конструкциях до температуры 600 °С, обеспечивая снижение массы и требуемый ресурс. Дальнейшее повышение температур эксплуатации и конструкторские требования по жаропрочности (главным образом по сопротивлению ползучести) и стойкости к окислению могут быть достигнуты благодаря применению жаропрочных титановых сплавов на интерметаллидной основе [3-8].
Для этих целей разработаны жаропрочные сплавы на основе интерметаллидов Ti2AlNb - орто-фаза (сплавы марок ВТИ-4, ВИТ1 и ВИТ5 (Россия), Ti-22-25 (США)) и TiAl (сплавы марок ВТИ-3, ВИТ7 (Россия), Ti-48-2-2 (США), АВВ-2 (Швеция), TNM (ФРГ) и др.) [9-21].
Сплавы орто-фазы (Ti2AlNb ) по своим удельным жаропрочным характеристикам ( oj00/d, где оj00- сточасовая прочность при повышенной температуре; d - плотность) превосходят жаропрочные титановые сплавы марок ВТ41 (Россия), Ti 1100 (США), IMI834 (Великобритания) при температурах до 650 °С, а сплавы на основе у-фазы (TiAl) превосходят жаропрочные сплавы марок ЭП741 (Россия), INC0718 (США) при температурах до 800 °С.
Применение орто-сплава Ti2AlNb в качестве композиционного материала (матрица - сплав Ti22-23+35% (объемн.) волокон SiC марки Ultra SCS-6, США) позволило снизить массу деталей компрессора двигателя на 35% и повысить его ресурсные характеристики [22-24], однако повысить рабочую температуру этого материала не удалось.
Сплавы на основе интерметаллида TiAl предполагалось использовать в конструкциях газотурбинных двигателей, однако достигнутый уровень пластичности этих сплавов и повышенные требования к характеристикам надежности (сопротивлению усталости, вязкости разрушения и ударным нагрузкам) ограничили их применение в менее нагруженных деталях, таких как сопловые лопатки турбины низкого давления [25, 26]. Использование таких сплавов при температурах >750 °С затруднено, что связано со снижением удельных характеристик жаропрочности и повышенным окислением.
Проблема разработки и применения легких интерметаллидов системы Ti-Al по-прежнему актуальна, поскольку от нее зависят весовая отдача, топливная экономичность и экологические характеристики силовой установки [27].
Диаграмма состояния системы Ti-Al
Исследования, проведенные в работе [28], интерметаллидных сплавов cиcтемы Ti-Al с содержанием алюминия >55%* показали, что они обладают низкой плотностью и хорошей жаростойкостью благодаря образованию на поверхности плотных оксидов титана и алюминия. Однако низкие прочностные и пластические свойства этих сплавов долгое время не позволяли использовать их разработчикам материалов. Этому также способствовала недостаточная изученность этой части фазовой диаграммы и структур обнаруженных интерметаллидных соединений.
По данным работ [29, 30] в сплавах состава Ti-(55-75)Al подтверждены ранее открытые интерметаллидные соединения Al2Ti и Al3Ti, а также другие метастабильные фазы Al5Ti3 и А1 nTi5. Исследования диаграммы состояния Ti-Al, проведены в работах [31, 32], и варианты этих диаграмм представлены на рис. 1 и 2.
* Здесь и далее - составы сплавов приведены в % (атомн.).
Анализ структуры и свойств интерметаллидных соединений позволил выделить область перспективных интерметаллидов с меньшей плотностью и высоким модулем упругости - Al2Ti (^=3580 кг/м3, £=208 ГПа) и AlзTi (^=3360 кг/м3, Е=195 ГПа), и лучшей жаростойкостью до температур 1000 °С.
Т Содержание Л1, %(атомн.) Al
Рис. 1. Диаграмма состояния системы Т1-Л1 [30]
2000
1800-
1600-
й
ар 1200-и
и Н
1000-
800-
600
0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100 Т Содержание Л1, % (атомн.) Л1
Рис. 2. Диаграмма состояния системы Т1-Л1 [31, 32]
Кристаллические решетки и структура интерметаллидных соединений состава Ti-(50-75)Al
Изученные интерметаллидные соединения, их кристаллические решетки и области существования представлены в табл. 1.
Таблица 1
Кристаллические решетки, структура и области существования
интерметаллидных соединений состава Т1-(50-75)А1 [31-40]_
Соединение Кристаллическая решетка Параметры решетки, нм Области существования, концентрация А1, % (атомн.); температура Т, °С
У-Т1А1 АиСи (Ь10) а=0,4001 с=0,4071 Стабильная фаза: (46,7-66,5)А1 [33-35] -от ~52 до ~65А1 до Т3; ~50 до 60 А1 при 1000 °С [36]; (50-62)А1 при 1200 °С [34, 38]
П-А12Т1 2гва2 а=1,20884 ¿=0,39461 с=0,40295 Метастабильная фаза: (63-65)А1 при 1300 °С, стабильна при Т=1433-1214 °С [39]
АиСи а=0,403 с=0,3955 Стабильная орторомбическая фаза: (63-65)А1 при Т=1445-1170 °С [37]; для Ti36A164 - при 1300 °С [33, 37]
HfGa2 а=0,397 с=2,4309 Стабильная структура: (66-67)А1 при Т<1216 °С [36, 37]; ^упор=0,985 [31]
Тетрагональная сверхструктура АиСи а=0,3953 с=0,4104 Состоит из нескольких фаз - стабильная фаза: (66-71)А1 при Т=1416-995 °С [37, 38]; при 66 А1 - сверхструктура типа АиСи
ггА13 аср=0,39555 сср=1,65064 Тип Б023: (68,5-70,9)А1 при 7=1416-1206 °С [39]
А1зТ12 а=0,39053 с=2,91963 Тип Ti2Al5: гомогенная область при Т=1416-990 °С [34] и Т=1215-985 °С [40]
А15Т13 Ga5Ti3 с=0,4038 а=1,1293 Стабильна при Т<810 °С [31]
А1пТ1з Тетрагональная упорядоченная сверхструктура СиАи а=0,3923 с/4=0,41337 Метастабильная фаза; 5^=0,965 [34]
А1зТ12 А№ а=0,3903 ¿=0,29196 Фаза стабильна до температуры 810 °С; 5упор=0,993 [36]
е-А13Т1 (высокотемпературная фаза) TiA1з (Б022) а=0,3849 с=0,8609 Существует при (74,2-75)А1 и 7=1387-735 °С [37]
а=0,3853 с=0,8587 Существует при (74,5-75)А1 и Т=1200 °С [37]
е-А13Т1 (низкотемпературная фаза) TiA13 а=0,3877 с=3,3828 Существует при (74,5-75)А1 [37]; 5упор=0,987 [31]
Си3Аи а=0,3972, а=0,3967 Метастабильная фаза (сверхбыстрая кристаллизация) [37]
Примечание. 5упор - степень упорядочения дальнего порядка.
Все интерметаллидные соединения системы Т1-А1 имеют общую формулу AlxTiy (где х: 1, 2, 3, 5, 11; у: 1, 2, 3, 5) и являются упорядоченными соединениями с высокой степенью упорядочения ^упор - от 0,847 (у Т1А1-фазы) до 0,993 (у А15Т12-фазы). Схемы расположения атомов в кристаллических решетках ряда интерметаллидных соединений, таких как Т1А1, А12Т1, А15Т1з и А13Т1, показаны на рис. 3.
Кристаллическая решетка соединения Т1А1 является однопериодной решеткой с модулем периодичности 1, а соединения г-А12Т1, Л-А12Т1 и А15Т^ имеют длиннопериод-ные сверхструктурные (ДПСС) решетки с модулями 6; 3 и 16 соответственно. Соединения А15Т12 и А1п^5 являются метастабильными фазами и при термической обработке могут переходить в стабильные фазы Т1А1 и А12Т (Л-А12Т1 и г-А12Т1).
Рис. 3. Кристаллические структуры и параметры решеток фаз, обогащенных алюминием в сплавах на основе фазы Т1Л1 (а), метастабильной фазы Л15Т13 (б), высокотемпературной (в) и низкотемпературной формы (г) фазы г-Л12Т1 [40]
Теплофизические и механические свойства интерметаллидов
состава ^-(50-75^
Теплофизические и механические свойства литых сплавов на основе Т1Л1 (например, сплав марки АВВ-2), литых соединений Л12Т1, Л1зТ1 и никелевого сплава (например, марки Ш713С) представлены в табл. 2.
Таблица 2
Теплофизические свойства сплава на основе TiAl марки АВВ-2, литых соединений Al2Ti и TiAl3 и никелевого сплава марки IN713C [41-45]_
Значения свойств для
Свойства литого литого литого
Т1Л1-сплава инте рметаллида М-сплава
(АВВ-2) Т1Л12 Т1Л13 (¡N7130
Плотность, кг/м3 3800 3560 3360 7910
Температура плавления, °С 1460 1440 1395 1380
Температурный коэффициент линейного расширения (ТКЛР): аТ06, 1/К, 12 12 12,6 12
при температурах 20-900 °С
Коэффициент теплопроводности, Вт/(м-К), при температурах 20-900 °С 22 ~25 21 12
Модуль упругости Е, ГПа 176 208 195 209
Модуль сдвига О, ГПа 70 88 91,4 80,8
Коэффициент Пуассона 0,23 0,26 0,17 0,3
Предел прочности при растяжении, МПа 550 700* 380* 840
Относительное удлинение, % 0,5 4,5* Хрупкое разрушение 10
Условная вязкость разрушения 12-35 - 2-3 30-50
МПал/м
Стойкость к окислению, г/м2 за 100 ч, <780 <900 <950 <800
при температурах, °С
*Свойства, полученные при испытаниях на сжатие.
Изучение интерметаллидов системы Т1-Л1 при содержании алюминия >55% показало, что, кроме низкой плотности и жаростойкости, они обладают повышенным модулем упругости с дальнейшим снижением прочности и пластичности.
По теплофизическим свойствам (ТКЛР, коэффициенту теплопроводности), а также по удельным упругим характеристикам наиболее перспективны интерметаллиды Л12Т1 и Л13Т1, которые по стойкости к окислению превосходят никелевый сплав ¡N7130.
В настоящее время получил применение интерметаллид Т1Л1, из которого в опытно-промышленном масштабе производят литые детали (лопатки турбины низкого давления) двигателей ОБих и PW1100G, что привело к снижению массы двигателей [23-25]. Информация по разработанным Т1Л1 сплавам с различными системами легирования, структурами и механическими свойствами приведена в монографиях [22, 41].
Первые исследования интерметаллидов Т1 и Л1 в области алюминиевой матрицы были направлены на изучение интерметаллида 8-Л13Т1, поскольку он имеет наименьшую плотность, высокий модуль упругости и отличную жаростойкость. Однако этот интерметаллид в литом состоянии показал низкие механические свойства, поэтому проводилось его легирование различными элементами - Бе, Со, N1, Си, V [46-48], 2п [49], 2г [50], Сг [51, 52], Л§ [53, 54], Ьа [55] - с целью изменения кристаллической решетки, фазового состава, изучения их влияния на структуру и механические свойства. Проведенные исследования в большинстве случаев не дали положительных результатов, поскольку показали, что легирование и измельчение структуры не обеспечивают получения удовлетворительных механических свойств, поэтому основным направлением дальнейших разработок стало изучение свойств интерметал-лида Л12Т1.
Фазовые превращения в системе Т1Л1-Л1зТ1
На рис. 4 представлена часть диаграммы состояния в области интерметаллидов Т1Л1-Л13Т1. Несмотря на проведенные исследования, центральная часть диаграммы является не до конца изученной и некоторые области отмечены пунктиром.
Рис. 4. Часть диаграммы состояния Т1-Л1 в области существования интерметаллидов Т1Л1, Л^Т и ЛЬН [30]
В зависимости от состава и температуры установлены следующие фазы - стабильные фазы Т1Л1, г-Л12Т1 и Л13Т1; метастабильные фазы Л15Т13 и Л-Л12Т1.
Фазы Л15Т13 и Л-Л12Т1 наблюдаются в литом состоянии при термообработке при низких температурах [56]. Фаза Л15Т13 быстро исчезает при температурах >900 °С в то время, как фаза Л-Л12Т1 остается условно стабильной до температуры 1200 °С. Сплав состава Т1-58Л1 после отжига <800 °С имел матрицу со структурой Т1Л1 и вторую фазу Л15Т13, которая исчезает при высоких температурах, превращаясь в фазу Л-Л12Т1 и сохраняющуюся до температуры 1200 °С. В сплаве состава Т1-62,5Л1 выделения фазы Л15Т13 сохраняются при температурах <800 °С, и при повышении температуры она превращается в фазу Л-Л12Т1 [57-59]. Однофазный монокристалл фазы Л15Т13 может существовать в широких температурных и временных интервалах отжига в упорядоченном состоянии, в котором присутствуют антифазные границы (АФГ) [ 60-62]. После отжига сплава состава Т1-62,5Л1 при температуре 1200 °С, а затем при втором отжиге при температуре 750 °С в течение 48 ч в структуре образовались однофазные зерна фазы Л15Т13 [62]. В сплаве этого состава, выплавленного зонной плавкой и тер-мообработанного при температуре 750 °С в течение 48 ч, фаза Л15Т13 получена в виде основной фазы [61], а отжиг при температуре 930 °С обеспечил получение тонкопластинчатой морфологии из у-Т1Л1 и г-Л12Т1 фаз [62].
Согласно диаграмме состояния, фаза г-Л12Т1 стабильна при концентрациях алюминия Л1-(42-37,5)Т1 в температурном интервале от 700-1200 °С (рис. 4). Объемная доля фазы г-Л12Т1 в двухфазной области Т1Л1+Л12Т1 зависит от состава сплава и температуры и уменьшается с увеличением содержания титана и повышением температуры. Периодичность слоев Л1 в фазе г-Л12Т1 отличается от периодичности в структуре Ь10 (фазы Л15Т13 и Л-Л12Т1 имеют аналогичную решетку), вследствие чего зарождение и протекание превращения фазы Л15Т13 в фазу г-Л12Т1 проходит путем сложного диффузионного процесса [63]. Первоначально фаза Л15Т13 образуется быстро, затем появляется метастабильная фаза Л-Л12Т1 и образование фазы г-Л12Т1 происходит только после отжига при температуре <1000 °С.
После отжига сплава состава Л1-42Т1 при температуре 1000 °С в течение 1 ч, в у-Т1Л1 матрице остается только фаза г-Л12Т1. В сплавах составов Л1-40Т1 и Л1-37,5Т1, содержащих фазы Л15Т13 и г-Л12Т1 в матрице у-Т1Л1, фаза г-Л12Т1 растворяется после отжига при температурах 1100 и 1200 °С в течение 1 ч [62]. Отжиг сплава состава Л1-37,5Т1 при температурах <1200 °С приводит к стабилизации фазы г-Л12Т1 [64]. При температурах >800 °С сверхструктурные рефлексы фазы Л15Т13 начинают исчезать, а рефлексы фазы Л-Л12Т1 становятся преобладающими [65]. В сплаве состава Л1-37,5Т1 установлена температурная зависимость существования фаз с ДПСС: упорядоченное состояние фазы Л15Т13 менее температуры 900 °С с состоянием ближнего порядка и фазы Л-Л12Т1 (или г-Л12Т1) до температуры 1200 °С.
В работе [66] отмечалось, что пластинчатая фаза г-Л12Т1 в монокристаллах сплава состава Л1-37,5Т1 исчезала после отжига при температуре 1200 °С с выдержкой 1 ч. Отжиги при температурах 500-900 °С в течение 1 ч не приводили к выделению фазы Л-Л12Т1, хотя фазы г-Л12Т1 и у-Т1Л1 стабильны в этом температурном интервале.
Метастабильный характер фазы Л-Л12Т1 наблюдался при температурах отжига <1200 °С [66]. Важным фактором для обеспечения стабильности этой сверхструктуры является продолжительность отжига: при температуре 900 °С в течение 1 ч формируется фаза к-М2Т'1 с пластинчатой морфологией внутри матричной фазы, тогда как последующий отжиг при температуре >1000 °С может вызвать выделение фазы г-Л12Т1 [67].
Исследования различных фаз с ДПС С в сплавах на основе у-Т1Л1 в области повышенного содержания алюминия в зависимости от концентрации алюминия
и термической обработки, а также сплавов составов Л1-40Т1 и Л1-37,5Т1 выполнены в работе [59].
В сплавах с составом, близким к составу Л1-38Т1, существуют возможности получения пластинчатых микроструктур из фаз у-Т1Л1+г-Л12Т1. Ранее отмечалось, что термообработка этого сплава при температуре 950 °С и выдержке 200 ч обеспечила получение полностью пластинчатой микроструктуры из фаз у-Т1А1+г-Л12Ть В литом состоянии сплав состава А1-38Т1 с такими же параметрами термической обработки, содержал две метастабильные фазы Л-Л12Т и А15Т13. Поскольку фаза Л15Т13 нестабильна при температурах >800 °С отдельные области с этой фазой растворялись в матрице после небольшой продолжительности отжига, а другие превращались в фазу у-Т1Л1. Метастабильная фаза Л-Л12Т переходила в равновесную фазу г-Л12Т после термической обработки при температуре 950 °С в течение 200 ч. Поскольку в сплаве состава Л1-38Т1 при температуре 1050 °С образуются стабильные пластинчатые структуры из фаз у-Т1А1+г-Л12Т^ он может использоваться при повышенных температурах [68-70].
Несмотря на многочисленные исследования сплавов на основе у-Т1Л1, обогащенных алюминием, существует несколько малоизученных температурных областей, в которых фазовые превращения пока не совсем ясны. К таким областям относятся сплавы состава Т1-(55-77)Л1 при температурах от 900 до 1450 °С [31], причем область диаграммы Т1Л1-Л12Т1 с содержанием (56-67)% Л1 до сих пор окончательно не исследована [71]. Другими малоизученными вопросами являются динамика микроструктурных превращений, механизмы упорядочения, процессы выделений фаз и др. [72].
Особенности пластической деформация двухфазных сплавов у-Т1Л1+г-Л12Т1
Опыт использования сплавов с пластинчатыми микроструктурами показал, что они имеют лучшее сочетание значений вязкости разрушения и стойкости к ползучести по сравнению с равноосными структурами [70, 73-77]. Примером использования этого подхода являются исследования сплавов на основе Т1Л1 по получению пластинчатой микроструктуры в двухфазных сплавах у-Т1Л1+а2-Т13Л1 с целью повышения прочности, стойкости к ползучести и вязкости разрушения. Положительное влияние пластинчатых структур в сплавах у-Т1Л1+а2-Т13Л1 связано с различиями деформационных механизмов вдоль пластин (легкое скольжение) и поперек пластин (трудное скольжение), которые создают анизотропию пластичности материала. В сплавах состава Л1-(42-35)Т1 возможно получение пластинчатой структуры, состоящей из фаз у-Т1Л1, г-Л12Т1 и др. В этом отношении интересен сплав состава Л1-38Т1, в котором можно получить пластинчатые микроструктуры, способные улучшить весь комплекс механических свойств.
Исследования по формированию заданного фазового состава и морфологии выделений проведены на сплавах с содержанием алюминия 58; 60; 62 и 64% при различных параметрах термообработки [56, 59]. В сплавах состава Л1-(40-36)Т1 пластинчатая структура может быть получена в результате отжига в диапазоне температур от 800 до 1000 °С [59]. Изучение условий формирования пластинчатых структур рассмотрено в работе [57], где исследовалось влияние параметров термообработки на процессы фазо-образования и параметры микроструктуры. Образцы из сплава состава Л1-38Т1, термо-обработанные при температуре 950 °С с продолжительностью выдержки при данной температуре 200 ч и последующей закалкой в воде, имели мелкозернистую и полностью пластинчатую микроструктуру из фаз у-Т1Л1+г-Л12Т1.
Положительное влияние двухфазной структуры из фаз у-Т1А1+г-Л12Т1 на свойства сплавов связано с особенностями пластической деформации этих фаз. Пластическая деформации сплавов на основе у-Т1А1 зависит от многих факторов: содержания А1,
морфологии микроструктуры, кристаллографической ориентации зерен и температуры деформации [76]. Для двухфазных сплавов у-Т1Л1+а2-Т1зЛ1 основными деформационными механизмами являются скольжение одиночных дислокаций 1/2<110] {111}, сверхдислокаций <101] {111}, систем двойникования 1/6<112] {111} и скольжения сверхдислокаций типа 1/2<112] {111} [75, 76]. Авторы работы [76] сообщили, что в большинстве случаев деформация протекает вдоль плоскостей {111} скольжением обычных дислокаций с вектором 1/2<110] и сверхдислокаций с векторами <101] и 1/2<112]. При низких температурах одиночные скольжения являются преимущественными для большинства ориентаций. Поскольку фаза y-TiAl менее прочная, чем фаза а2-Ti3A1, пластическая деформация протекает главным образом параллельно межфазному пространству и контролируется мягкой фазой y-TiAl. В случаях, когда компонента нагрузки перпендикулярна этим границам, она упрочняется фазой a2-Ti3A1 [77, 78].
В матричном сплаве A12Ti атомы A1 замещают некоторые атомы Ti на плоскости (001), что приводит к образованию фаз r-A12Ti, h-A12Ti и A15Ti3 с упорядоченными ДПСС на основе гранецентрированной кубической (ГЦК) решетки. Такое периодическое упорядочение обеспечивает этим сплавам особые виды деформации, существенно отличающиеся от деформации для двухфазных сплавов y-TiA1+a2-Ti3A1.
В работе [76] авторы наблюдали двойникование в сплаве состава A1-44Ti в интервале температур 800-1000 °C. В работе [79] авторы отмечали, что в сплаве состава A1-45,5Ti большая часть скольжения осуществлялась сверхдислокациями <011], а сверхрешеточное скольжение {111} <101] являлось преобладающей системой скольжения в монокристаллах сплавов составов A1-45,3Ti и A1-42Ti при температурах до 900 °C [62].
Авторы работы [80] отмечали, что в сплавах состава A1-(48-40)Ti сверхрешеточные дислокации <101] наблюдались чаще, чем другие системы скольжения на основе единичных дислокаций 1/2<110]. Исследование показало, что критические напряжения сопротивления сдвигу (КНСС) для единичных дислокаций резко возрастают с увеличением концентрации A1, в то время как образование сверхрешеточных дислокаций не зависело от составов композиций, поэтому пластическая деформация обогащенных алюминием сплавов на основе y-TiA1 контролировалась движением сверхрешеточных дислокаций. В некоторых монокристаллических сплавах на основе y-TiA1, обогащенных A1, сверхдислокации типа 1/2<112] при низких температурах деформации распадались с образованием диполей дефектов упаковки, что приводило к упрочнению в основном при температуре ~700 °C, и не наблюдались при температурах >750 °C [81, 82]. Авторы работ [82-84] показали, что обычные дислокации 1/2<110], всегда действующие в однофазных сплавах на основе y-TiA1 с повышенным содержанием титана, скользят по плоскостям {111}, но в сверхструктурных фазах r-A12Ti и h-A12Ti они двигаются как парные (или тройные).
Пластическая деформация и система скольжения в обогащенных алюминием сплавах на основе y-TiA1 очень чувствительны к образованию ДПСС в фазах A15Ti3, h-A12Ti и r-A12Ti. Авторы работы [85] подтвердили, что с увеличением содержания алюминия скольжение в направлении <101] становится предпочтительным за счет единичного скольжения дислокации 1/2<110], поскольку энергия АФГ, создаваемая единичными дислокациями фазы A15Ti3, больше, чем созданная сверхрешеточными дислокациями <101]. Поскольку единичные дислокации создают дополнительные АФГ, увеличение образований АФГ способствует быстрому увеличению значений КНСС при обычном скольжении [86]. В сплаве состава A1-37,5Ti значения КНСС в системе скольжения 1/2<110] увеличиваются с ростом количества фазы h-A12Ti и продолжительности отжига. Подобно фазам A15Ti3 и h-A12Ti, выделения фазы r-A12Ti подавляют движение единичных дислокаций 1/2<110], что приводит к значительному упрочнению сплава [86, 87].
Системы скольжения в обогащенных алюминием сплавах на основе y-TiAl обладают аномальным увеличением значений КНСС с повышением температуры [78]. Монокристаллический сплав состава Al-45,5Ti показал аномальный рост значений предела текучести в интервале температур 600-900 °C в зависимости от текстуры и размера зерна [87]. При исследованиях сплава состава Al-44Ti авторы работ [79, 81, 88, 89] сообщили, что напряжения текучести (о0;2) изменяются с увеличением температуры в три этапа. На первом этапе при низких температурах значения о0;2 быстро уменьшаются, а с повышением температуры до ~600 °C образуется плато с постоянными значениями напряжения течения. На втором этапе значения о0;2 увеличиваются и достигают пика при температурах 700-1000 °С в зависимости от ориентации кристалла. На третьем этапе значения о0;2 быстро уменьшаются с повышением температуры. На первых двух этапах основными видами деформации в зависимости от ориентации кристалла являются либо единичные, либо сверхрешеточные скольжения {101}. Значения КНСС для обычного скольжения значительно больше, чем для скольжения в направлении <101] сверхрешетки. Третий этап является высокотемпературной стадией, где основными являются скольжение типа 1/2<110], двойникование и скольжение дислокаций 1/2<112] сверхрешетки. Скольжение дислокации вдоль направления 1/2<112] наблюдается не только на плоскостях {111}, но и на плоскостях (001) и {110} в зависимости от ориентации кристалла [81, 89-91]. Такая тенденция наблюдалась в сплавах составов Al-(42-37,5)Ti, показавших аномальный пик значений предела текучести при температуре ~800 °C [84]. В работах [77, 80] также показано, что наблюдаемая аномалия значений предела текучести отражает в основном аномалию скольжения <011] {111}, а оба скольжения 1/2<110] {111} и <101] {111} являются доминирующими системами в пластической деформации. Аномальное упрочнение зависит от температуры и направления прилагаемой нагрузки [88-91].
Авторы работы [91] отмечают, что для систем скольжения сверхдислокаций <101] {111} аномалия значений предела текучести вызвана образованием термически устойчивых дислокационных замков. Отмечено, что аномальное упрочнение обычной системы скольжения 1/2<110] {111} связано с образованием упорядоченной сверхструктурной фазы Al5Ti3. В работе [84] наблюдалось эффективное упрочнение за счет фазы r-Al2Ti и отмечалось, что предел текучести сплава состава Al-37,5Ti при температуре <1100 °C в ~2 раза больше, чем у сплава состава Al-42Ti, в котором наблюдались незначительные выделения этой фазы. Изучение изменений значений пределов текучести в обогащенных алюминием сплавах на основе y-TiAl также выполнялось в работах [87, 92].
В работе [93] исследовали монокристаллический сплав состава Al-38,2Ti, выплавленный зонной плавкой. Образцы сплава подвергались термической обработке: нагрев до температуры 950 °С, выдержка 200 ч и закалка в воде. Сплав содержал упорядоченные фазы y-TiAl и r-Al2Ti. Отношение объемной доли пластин у-фазы к г-фазе составляло около 1,1:1. Объемная доля фазы г-Al2Ti зависела от температуры отжига и уменьшалась с повышением температуры. Для сплава состава Al-37,5 Ti данные по объемной доле фракций после различных температур отжига представлены в работе [91]. Исследование микроструктуры сплава показало, что в большинстве структурных областей средняя ширина пластин фазы r-Al2Ti составляет ~(0,6±0,2) мкм, в то время как расстояние между пластинами составляло ~(1±0,5) мкм.
При комнатной температуре кроме дислокаций в фазе y-TiAl обнаружены также регулярные дислокации несоответствия на межламинарных границах фаз y-TiAl/ r-Al2Ti, обеспечивающие значительное скольжение дислокаций 1/2<110] и 1/2<1 i0] на плоскости (001) при температурах >800 °C [68, 81, 88, 93]. Эти дислокации являются
угловыми дислокациями на межфазной плоскости и межплоскостное несоответствие ~0,6% наблюдалось между фазами y-TiA1/r-A12Ti в плоскости (001) [57]. Поэтому скольжение (или переползание) дислокации ограничивалось фазой y-TiA1 и зависело от направления силового воздействия. В работе [90] отмечено также, что деформации в пластинчатых сплавах составов Ti-61,8A1, A1-38Ti и Al-37,5Ti при повышенной температуре осуществлялись семейством плоскостей {111} и (001).
В работах по монокристаллическим сплавам составов A1-46Ti и A1-44Ti с пластинчатой структурой оценку значений КНСС для фазы y-TiA1 проводили при исследовании их пластического поведения [94]. Установлено, что энергия АФГ, созданная обычными дислокациями, была больше, чем энергия, созданная дислокациями сверхрешеток. Поскольку движение обычных дислокаций эффективно прерывалось АФГ, это приводило к активации дислокаций сверхрешеток в сплаве на основе y-TiAl, обогащенном алюминием. Образование сверхструктур в матричной фазе y-TiA1 являлось причиной низкой пластичности сплавов на основе y-TiAl. Различия в значениях КНСС между этими двумя системами скольжения (обычной и сверхструктурной) становятся ярко выраженными при образовании ДПСС в фазе Al5Ti3. Присутствие фазы Al5Ti3 приводит к уменьшению частоты распада дислокаций <101] на дислокации 1/2<110] и 1/2<112]. В работе [95] показано, что при температуре 500 °С значения КНСС для плоскостей {111} <101] линейно возрастают с увеличением концентрации алюминия, тогда как значения КНСС для плоскостей {111} 1/2<110] вначале низкие, а затем быстро возрастают из-за сложной пластинчатой морфологии решетки [75]. Предполагалось, что кристаллы фазы y-TiA1 в сплавах с содержанием алюминия >56% имеют более высокие значения КНCC для единичного скольжения дислокаций 1/2< 110] {111}, чем для скольжения дислокаций <101] семейства плоскостей {111} до некоторого температурного уровня [87, 96, 97]. Увеличение концентрации алюминия упрочняло фазу y-TiAl и разница в параметрах КНСС увеличивалась, что указывало на менее подвижные обычные дислокации, чем дислокации <101] [76, 93]. Авторы работ [78, 80] сделали аналогичные выводы после исследования сплавов составов A1-45,3Ti, A1-44Ti, A1-42Ti, A1-40Ti и A1-37,5Ti после термообработки при температуре 1200 °C и установили, что ниже пиковой температуры дислокации сверхрешетки контролируют КНСС в сплаве состава A1-42Ti, а затем начинают резко снижаться и опускаются ниже линии сверхдислокационного скольжения. В работах [78, 80] также сообщалось, что при температурах <600 °С значения КНСС для единичного скольжения дислокации 1/2<110] значительно больше, чем значения для скольжения дислокации <101] сверхрешетки. Соотношение значений КНСС для этих скольжений составляет 1:(1,5-2,0) при комнатной температуре. При температурах >900 °С наблюдалась обратная тенденция: после температуры 1050 °С сверхскольжение уже не было активным в сплаве состава A1-44Ti [81]. В работе [97] приведены противоречивые случаи, в которых скольжение на плоскостях <011] {111} оценивается за счет подавления ДПСС некоторых систем скольжения. При образовании прерывистых пластин фазы r-A12Ti скольжение может происходить через межфазный промежуток при нагрузке под углом 90 градусов, что облегчает процесс деформации с наименьшими значениями КНСС в системе дислокаций 1/2<112] {111} и высокими значениями КНСС для систем дислокаций 1/2<110] {111}. В исследовании [77] отмечалось, что при температуре -77 °C значения КНСС оказываются не зависящими от ориентации нагрузки, но они наблюдались для всех ориентаций при температурах 400-800 °C, a при температурах >900 °C ориентационная зависимость КНСС и разница между системами скольжения была незначительной [98].
Отмечалось, что фаза r-Al2Ti с ДПСС при некоторых ориентациях определяла процесс деформации, однако при этом не совсем понятно влияние ДПСС на системы и механизмы скольжения. Предполагалось, что прочная фаза r-Al2Ti сначала поглощает внешнюю нагрузку, затем она перераспределяет ее в более мягкую фазу y-TiAl. Это согласовалось с тем, что меньше пиковой температуры движения дислокаций обычного типа подавляются ДПСС, вызывая дополнительное упрочнение, которое может сохраняться при повышенных температурах [99].
Заключения
Исследования сплавов системы Ti-Al в области существования интерметаллид-ных фаз показали присутствие упорядоченных соединений y-TiAl и Al2Ti, метастабиль-ной фазы Al5Ti3 и фазы Al3Ti, имеющих одно- или длиннопериодные сверхструктуры.
Метастабильная фаза Al5Ti3 имеет широкий интервал концентраций и стабильна до температуры 880 °C, высокотемпературная фаза h-Al2Ti - до 1215 °C, а низкотемпературная фаза r-Al2Ti - при комнатной температуре.
При температурах >1215 °C фаза h-Al2Ti переходит в фазу TiAl с однопериодной сверхструктурной решеткой.
Формирование двухфазных сплавов r-Al2Ti+y-TiAl с пластинчатой структурой достигается термической обработкой в областях r-Al2Ti+y-TiAl или y-TiAl с регулируемой скоростью охлаждения.
Двухфазные сплавы r-TiAl2+y-TiAl с пластинчатой структурой обладают аномальными механическими свойствами - увеличенной прочностью и сниженной пластичностью при температурах от 900 до 1100 °C.
Библиографический список
1. Каблов Е.Н. Стратегические направления развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года // Авиационные материалы и технологии. 2012. №S. C. 7-17.
2. 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. DOI: 10.18577/2071-91402015-0-1-3-33.
3. 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.
4. Sauthoff G. Intermetallic Phase - Materials Developments and Prospects // Zeitschrift für Metallkunde. 1989. B. 80. H. 5. S. 337-344.
5. Sauthoff G. Intermetallic Alloys - Overview on New Materials Developments for Structural Application in West Germany // Zeitschrift fur Metallkunde. 1990. B. 81. H. 12. S. 855-861.
6. Carol A., Gintly A., Hugh R.G. The Application of Advanced Materials for Aircraft and Space Constractions // 24th International SAMPE Technical Conference. 1992. Р. T1029-T1093.
7. Иванов В.И., Ясинский К.К. Эффективность применения жаропрочных сплавов на основе интерметаллидов Ti3Al и TiAl для работы при температурах 600-800 °C в авиакосмической технике // Технология легких сплавов. 1996. №3. С. 7-12.
8. Авиационные материалы и технологии. М.: ВИАМ, 2007. Вып.: Горение и пожаробезопас-ность титановых сплавов / Е.А. Борисова, Н.М. Скляров. 80 с.
9. Иванов В.И., Ночовная Н.А. Перспективные жаропрочные материалы на основе алюмини-дов титана // Тр. Междунар. науч.-техн. конф. «Научные идеи С.Т. Кишкина и современное материаловедение» (25-26 апр. 2006 г.). М.: ВИАМ, 2006. С. 98-103.
10. Каблов Е.Н., Ночовная Н.А., Панин П.В., Алексеев Е.Б., Новак А.В. Исследование структуры и свойств жаропрочных сплавов на основе алюминидов титана с микродобавками гадолиния // Материаловедение. 2017. №3. С. 3-10.
11. Панин П.В., Ночовная Н.А., Каблов Д.Е., Алексеев Е.Б., Ширяев А.А., Новак А.В. Практическое руководство по металлографии сплавов на основе титана и его интерметаллидов: учеб. пособие / под общ. ред. Е.Н. Каблова. М.: ВИАМ, 2020. 200 с.
12. Дуюнова В.А., Ночовная Н.А., Алексеев Е.Б., Иванов В.И. Исследование влияния легирования и горячей деформации на свойства малогабаритных штамповок из сплавов на основе интерметаллида TiAl // Металлург. 2020. №8. С. 83-88.
13. Быков Ю.Г., Ночовная Н.А., Тимохин В.М., Алексеев Е.Б., Новак А.В., Захарова Е.С. Применение интерметаллидного титанового орто-сплава в блинговой конструкции направляющего аппарата компрессора высокого давления // Электрометаллургия. 2019. №11. С. 19-26.
14. Новак А.В., Ночовная Н.А., Алексеев Е.Б. Влияние параметров деформационной обработки на морфологию упрочняющей o-фазы и механические свойства интерметаллидного титанового сплава ВИТ5 // Деформация и разрушение материалов. 2019. №6. С. 10-16.
15. Новак А.В., Ночовная Н.А., Алексеев Е.Б. Влияние редкоземельных элементов на структуру и свойства сплава на основе орторомбического алюминида титана // Титан. 2019. №4 (66). С.17-23.
16. Дзунович Д.А., Алексеев Е.Б., Панин П.В., Лукина Е.А., Новак А.В. Структура и свойства листовых полуфабрикатов из деформируемых интерметаллидных титановых сплавов разных классов // Авиационные материалы и технологии. 2018. №2 (51). С. 17-25. DOI: 10.18577/2071-9140-2018-0-2-17-25.
17. 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). Ст. 02. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 14.01.2021). DOI: 10.18577/2307-6046-2018-0-6-12-21.
18. 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). Ст. 04. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 14.01.2021). DOI: 10.18577/2307-6046-2018-0-12-37-45.
19. 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. №2 (62). Ст. 05. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 14.01.2021). DOI: 10.18577/2307-6046-2018-0-2-5 -5.
20. Ночовная Н.А., Алексеев Е.Б., Панин П.В., Новак А.В. Исследование структуры и механических свойств деформируемого интерметаллидного титанового сплава ВИТ5, легированного гадолинием // Титан. 2017. №2 (55). С. 21-29.
21. Заводов А.В., Ночовная Н.А., Алексеев Е.Б., Новак А.В. Динамика изменения структурно-фазового состояния при отжиге интерметаллидного титанового сплава системы Ti-A1-Nb // Титан. 2017. №4 (58). С. 23-28.
22. Appel F., Oehring M. y-Titanium A1uminide A11oys: A11oy Design and Properties // Titanium and Titanium A11oys. Fundamental and App1ications. Wiemheim: Wi1ey-VCH, 2003. P. 89-152.
23. Appe1 F., C1emens H., Fischer F. Mode1ing concepts for intermeta11ic titanium a1uminides // Jour-na1 of Progress Materia1s Science. 2016. Vo1. 81. P. 55-124.
24. Bew1ay B.P., Nag S., Suzuki A., Weimer M.J. TiA1 a11oys in commercia1 aircraft engines ma-teria1s at high temperatures // Journa1 of Materia1s at High Temperatures. 2016. Vo1. 33. No. 5. P. 549-559.
25. Lasa1monie A. Intermeta11ics: Why is its so difficu1t to introduce them in gas turbine engines // Journa1s of Intermeta11ics. 2006. Vo1. 14. P. 1123-1129.
26. Smars1y W., Bauer H., G1itz G., C1emens H. et a1. Titanium a1uminides for automotive and gas turbine app1ication // Proceeding Conference Structura1 Intermeta11ic / ed. by K.J. Hemker. War-renda1e: TMS, 2001. P. 25-34.
27. Benci J.T., Ma J.C., Feist F. Eva1uation of the intermeta11ic compound A12Ti for e1evated - temperature app1ication // Materia1s Science Engineering A. 1995. Vo1. 192. P. 38-44.
28. Kovneristy Y.K., Budberg P.B. Ro1e of the Phase Diagrams for Deve1opment Titanium A11oys // Titanium4 99. Science and Techno1ogy: Proceeding of the 9 th Wo1d Conference on Titanium / ed. by I V. Gorynin, S.S. Ushkov. 2000. Vo1. 1. P. 115-123.
29. Grystsev A., Rog1 F. Reassessment of the binary a1uminium-titanium phase diagram // Journa1s of Phase Eqiu1ibrium and Diffusion. 2003. Vo1. 24. P. 511-527.
30. Schuster J.C., Pa1m M. Phase and phase re1ations in the partia1 system TiA13-TiA1 // Journa1s of Phase Eqiu1ibrium and Diffusion. 2006. Vo1. 27. P. 255-277.
31. 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.
32. Witusiewicz V.T., Bondar A.A., Hecht U., Rex U. et al. The Al-B-Nb-Ti system. III. Thermodynamic reevaluation of the constuent binary system Al-Ti // Journals of Alloys and Compounds. 2008. Vol. 465. No. 1-2. P. 64-77.
33. Schuster J.C., Ipser H. Phase and phase relation in the partial system TiAl3-TiAl // Zeitschrift fur Metallkunde. 1990. B. 81. H. 6. S. 389-396.
34. Kattner U.R., Lin J.-C., Chang Y.C. Thermodynamic Assessment and Calculation of the Ti-Al system // Journal of Metallugical Transaction A. 1992. Vol. 23. P. 2081-2090.
35. Okamoto H. Al-Ti (Aluminium-Titanium) // Journal of Phase Equilibrium. 1993. Vol. 14. No. 1. P.120-123.
36. Bulanova M., Tretyachenko L., Golovkova M. Phase Equilibria in the Ti-rich corner of the Ti-Si-Al system // Zeitschrift fur Metallkunde. 1997. B. 88. H. 3. S. 256.-265
37. Braun J., Ellner M. Phase equilibria investigations on the aluminium-rich part of the binary systens Ti-Al // Journal of Metallugical Material Transactions. 2001. Vol. 32A. No. 5. P. 1037-1047.
38. Heewing A., Palm M., Inden G. Phase equilibria in the Al-Nb-Ti system at high temperatures // Journal of Intermetallics. 1998. Vol. 6. No. 2. P. 79-94.
39. Schhmid-Fetzer R. Phase evaluations in binary Ti-Al system // NSIT Binary Evaluation Program in MSIT Workplace. Stuttgart: Materials Science International Services, 2003. P. 39-45.
40. 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. P. 1091-1104.
41. 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.
42. Benci J.T., Ma J.C. The mechanical behavior of and deformation mechanisms in Al2Ti // Journal of Materials Science and Engineering A. 1997. Vol. 239-240. P. 193-201.
43. Fehmi S.D., Zhang S. Super Alloys for Super Jobs // Aerospace Materials Handbook. CRC Press, 2013. P.1-77.
44. Milman Y.V., Miracle D.B., Chugunova S.I. et al. Mechanical behavior of Al3Ti intermetallic and L12 phase on its bases // Journal of Intermetallics. 2001. Vol. 9. No. 9. P. 839-845.
45. Hall E.L., Ritter A.M. Structure and behavior of metal/ceramic interfases in titanium alloy/SiC metal matrix composites // Journal of Materials Research. 1993. Vol. 8. No. 5. P. 1158-1168.
46. Takahashi T., Tomanaga K., Tsuchida Y. et al. Mechanical properties of Ll2 modifed titanium trialuminides with chromium, iron and vanadium // Journal of Materials Science and Engineering A - Structures. 2002. Vol. 329-333. No. 1. P. 474-480.
47. Kim S., Cho W., Hong C.-P. et al. Creep behavior of cast TiAl based intermetallics // Journal of Materials Science and Technology. 1995. Vol. 11. No. 5. P. 1147-1155.
48. 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.
49. Ghosh G., Van de Walle A., Asta M. First-Principles Phase Stability calculation of pseudo binary alloys of (Al, Zn)3Ti with Ll2, DO22 and DO33 Structures // Journal of Phase Equilibrium and Diffusion. 2007. Vol. 28. No. 1. P. 9-22.
50. Karpets M.V., Milman Y.V., Barabash O.M. et al. The influence of Zr alloying on the structure and properties of Al3Ti // Journal of Intermetallics. 2003. Vol. 11. No. 3. P. 241-249.
51. Wang S., Guo P., Yang L. et al. Microstructure and mechanical properties (Al, Cr)3Ti based alloy with different Al additions // Journal of Materials and Design. 2009. Vol. 30. No. 3. P. 704-709.
52. Mabuchi H., Morimoto H., Kakitsuji A. et al. Microstructure and mechanical properties of L12-(Al, Cr) Ti/Ti2AlN composites produced by reactive arc-melting // Journal of Scripta Materialia. 2001. Vol. 44. P. 2503-2508.
53. Tian W.H., Nemoto M. Crystallography and morphology of DO23-AlnTi5 precipitation in Ag-modified L12-AbTi // Journal of Intermetallics. 2000. Vol. 8. No. 8. P. 835-843.
54. Hu H., Wu X., Wang R. et al. Structural Stability, mechanical properties and stacking fault energies of Al3Ti alloyed with Zn, Cu, Ag: Ferst-principles studied // Journal of Alloys and Compounds. 2016. Vol. 666. P. 185-196.
55. Fanag S., Solovyev I.V., Sawade H. et al. Formation of La-modified L12-Al3Ti by mechnical alloying and annealing // Journal of Materials Characterization. 2008. Vol. 59. P. 440-445.
56. 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.
57. 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.
58. 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.
59. Palm M., Engberding N., Stein F., Kelm K., Irsen S. Phase and evolution of microstructures in Ti-60 Al at. % // Journal of Acta Materialia. 2012. Vol. 60. P. 3559-3569.
60. Nakano T., Hayashi K., Umakoshi Y., Chiu Y., Veyssiere P. Effect of long-period superstructures on plastic properties in Al-rich TiAl single crystals // MRS Proceedings. 2004. Vol. 842. DOI: 10.1557/PR0C-842-S7.4.
61. 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. P. 1091-1104.
62. Nakano T., Hayashi K., Nagasawa Y., Umakoshi Y. Plastic Deformation Behavior of Al5Ti3 Single-Phase Crystal // MRS Proceedings. 2002. Vol. 753. DOI: 10.1557/PR0C-753-BB5.8.
63. Hata S., Higuchi K., Itakura M. et al. Shot-range order in Al-rich y-TiAl alloys studied by highresolution transmission electron microscopy with image processing // Journal of Philosophical Magazine Letter. 2002. Vol. 82. No. 7. P. 363-372.
64. 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.
65. Hata S., Higuchi K., Mitate T., Kuwano N. 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.
66. Hata S., Nakano T., Higuchi K.Y., Nagasawa Y.N. 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.
67. Hata S., Higuchi K., Mitate T., Itakura M., Tomokiyo Y. et al. HRTEM image contrast and atomistic microstructures of long-period ordered Al-rich TiAl alloys // Journal of Electronic Microscopy. 2000. Vol. 53. No. 1. P. 1-9.
68. Sturm D., Heimaier H., Saage H., Agular J. et al. Creep strength of a binary Al62Ti38 alloy // International Journal Materials Research. 2010. Vol. 101. No. 5. P. 676-679.
69. 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.
70. Palm M., Engberding N., Stein F. et al. Phase and evolution of microstructures in Ti-60 at. % Al // Journal of Acta Materialia. 2012. Vol. 60. P. 3559-3569.
71. Paninsky M., Drevermann A., Schmitz C.J. et al. Casting and properties of Al-rich Ti-Al alloys // Ti-2007: Science and Technology Proceeding International. The Japan Institute of Metals, 2007. P. 1059-1062.
72. Koyma T., Doi M., Naito S. Experimantal and Theoretical Investigation of the Phase Tranformation in Al-rich TiAl Intermatallic Compounds // MRS Proceedings. 2000. Vol. 646. DOI: 10.1557/PROC-646-N2.2.1.
73. Nakano T., Hata S., Hayashi K., Umakoshi Y. Some Long-period Superstructures and the Related Motion of Dislocation in Al-rich TiAl single Crystals // Supplemental Proceedings: Materials Properties, Characterization, and Modeling. 2012. Vol. 2. P. 797-804.
74. Li J., Weng G. Time-dependent creep of a dual-phase viscoplastic material with lamellar structure // International Journal of Plastisity. 1998. Vol. 14. No. 8. P. 755-770.
75. Kad B., Hazzledine P., Fraser H. Lamellar interface and their construction to plastic flow anisotro-py in TiAl-base alloys // MRS Proceeding. 1992. Vol. 288. P. 495-500.
76. Marketz W., Fischer F., Clemens H. Deformation mechanisms in TiAl intermetallics experiments and modeling // International Journal of Plastisity. 2003. Vol. 19. No. 3. P. 281-321.
77. Feng Q., Whang S. Deformation of Ti-56 at. % Al single oriented for single slip by 1/2<110] ordinary dislocations // Journal of Acta Materialia. 2000. Vol. 48. No. 17. P. 4307-4321.
78. Sturm D., Heilmaier M., Saage H. et al. Creep strength of binary Al62Ti38 alloy // Journals of Physics. 2010. Vol. 240. DOI: 10.1088/1742-6596/240/1/012084.
79. Inui H., Matsumoto M., Wu D., Yamagushi M. Temperature dependence of yield stress, deformation mode and deformation structure in single crystals of TiAl (Ti-56 at. % Al) // Journal of Philosophical Magazine A. 1997. Vol. 75. No. 2. P. 395-423.
80. Jiao S., Bird N., Hirsh P.B., Taylor G. Yield stress anomalies in single crystals of Ti-54,3 at. % Al. II. ^[112] (111) slip // Journal of Philosophical Magazine A. 1998. Vol. 78. No. 3. P. 777-802.
81. Nakano T., Matsumoto K., Seno T., Umakoshi Y. Effect of chemical ordering on the deformation mode of Al-rich Ti-single crystals // Journal of Philosophical Magazine A. 1996. Vol. 74. No. 1. P.251-268.
82. Hayashi K., Nakano K., Umakoshi Y. Plastic deformation behavior and deformation substructure in Al-rich TiAl single crystals deformed at high temperatures // Journal of Science Technology and Advanced Materials. 2001. No. 2. P. 433-441.
83. Kawabata T., Kanai T., Izumi O. Dislocation structures of a TiAl single crystal with the [110] orientation deformed at 1073 K // Journal of Philosophical Magazine A. 1994. Vol. 70. No. 1. P. 43-51.
84. Viguir B., Hemker K., Bonnevilli J. et al. Modeling the flow stress anomaly in y-TiAl experimental observations of dislocation mechanisms // Journal of Philosophical Magazine A. 1995. Vol. 71. No. 6. P. 1295-1312.
85. Nakano T., Hayashi K., Ashida K., Umakoshi Y. Effect of Al2Ti Phase on plastic Behavior in Ti-62.5 at. % Al Single Crystals // MRS Online Proceedings Library. 1998. Vol. 552. URL: www.cambridge.org (дата обращения: 15.02.2021). DOI: 10.1557/PR0C-552-KK5.9.1.
86. Nakano T., Hayashi K., Umakoshi Y. et al. Effect of Al concentration and resulting long-period super structures on the plastic properties at room temperature of Al-rich TiAl single crystals // Journal of Philosophical Magazine A. 2005. Vol. 85. No. 22. P. 2527-2548.
87. Gregori F., Veyssiere P. Planar debris in plastically deformed Al-rich y-TiAl // Journal of Philosophical Magazine A. 1999. Vol. 79. No. 2. P. 403-421.
88. Umakoshi Y., Nagano 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. 1467-1476.
89. Jiao S., Bird N., Hirsh P.B., Taylor G. Yield stress anomalies in single crystals of Ti-54,5 at. % Al. III. Ordinary slip // Journal of Philosophical Magazine A. 2001. Vol. 81. No. 1. P. 213-244.
90. Lei C., Xu Q., Sun Y.Q. TEM Investigation of Interfaces between Ti3Al5 and TiAl2 // Journal of Phisica Status Soliditi A. 2000. Vol. 179. No. 1. P. 77-82.
91. Fabienne G., Veyssiere P. Microstructures in Al-rich y-TiAl strained in the domain of temperature of flow stress anomalies // Bulletin of Materials Science. 1999. Vol. 22. No 3. P. 585-592.
92. Appel F., Paul J.D.H., Oehring M. Application, Component Assessment, and Outlook // Gamma Tutanium Aluminide Alloys: Science and Technology. Weinheim: Wiley-VCH Verlag, 2011. P.729-738.
93. Gregori F., Veyssiere P. A microstructural analysis of Al-rich y-TiAl deformed by <011] dislocations // Journal of Materials Science Engineering A. 2001. Vol. 309-310. P. 87-91.
94. Nakano T., Hayashi K., Umakoshi Y. Formation and stability of transitional long-period superstructures in Al-rich TiAl single crystals // Journal of Philosophical Magazine A. 2002. Vol. 82. P. 763-777.
95. Lei C., Xu Q., Sun Y. Phase orientation relationships in the TiAl-TiAl2 region // Journal of Materials Science Engineering A. 2001. Vol. 313. P. 227-236.
96. Inui H., Chikudo K., Nomura K., Yamagushi M. Lattice defects and their influence on the deformation behaviour of single crystals of TiAl // Journal of Materials Science Engineering A. 2002. Vol. 329-331. P. 377-387.
97. Gregori F., Veyssiere P. Properties of <011] slip in Al-rich y-TiAl. I Dissociation, locking and decomposition of <011] dislocations at room temperature // Journal of Philosophical Magazine A. 2000. Vol. 80. No. 12. P. 2913-2932.
98. 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.
99. Feng Q., Wang S. Cross-slip and glide behavior of ordinary dislocations in single crystal y-Ti-56 Al // Journal of Intermetallics. 1999. Vol. 7. No. 9. P. 971-979.
