CC BY
35
УДК 669.017.165:669.295
А.В. Трапезников1, В.И. Иванов1, Е.А. Прохорчук1 , Ю.В. Решетников1
ПЕРСПЕКТИВНЫЕ ИНТЕРМЕТАЛЛИДНЫЕ Al2Ti СПЛАВЫ
ДЛЯ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ДЕТАЛЕЙ ЛИТЕЙНЫМИ МЕТОДАМИ (обзор)
DOI: 10.18577/2307-6046-2021 -0-5-23 -38
Интерметаллидное соединение Al2Ti является перспективным материалом для разработки жаропрочных сплавов, применяемых для изготовления фасонных деталей наземных и авиационных энергетических установок. Рассмотрены особенности структуры двухфазных сплавов, оценены литейные свойства и технологические характеристики в сравнении с различными AlTi сплавами, применительно к производству слитков и литых изделий. При производстве литых изделий из таких сплавов необходимо использовать технологии, разработанные для титановых сплавов.
Ключевые слова: интерметаллидное соединение Al2Ti, двойные сплавы, структуры, фазовые превращения, выплавка слитков, отливка деталей.
A. V. Trapeznikov1, V.I. Ivanov1, E.A. Prokhorchuk1, Yu. V. Reshetnikov1
PROMISING INTERMETALLIC AhTi ALLOYS
FOR THE MANUFACTURE OF PARTS BY CASTING METHODS (review)
The Al2Ti intermetallic compound is a promising material for the development of heat-resistant alloys used for the manufacture of shaped parts for ground and aircraft power plants. Considers the features of the structure of two-phase alloys, evaluates the casting properties and technological characteristics in comparison with various AlTi alloys, as applied to the production of ingots and cast products. It is necessary to use technologies developed for titanium alloys in the production of cast products from such alloys.
Keywords: intermetallic compound Al2Ti, two-phases alloys, structures, phase transformations, ingot casting, casting of parts.
^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
В настоящее время решение вопросов, связанных с разработкой инновационных конструкционных материалов для авиационной техники, является одной из важнейших материаловедческих задач [1, 2]. Имеющиеся в распоряжении конструкторов жаростойкие сплавы с твердорастворно- и дисперсноупрочненной металлической матрицей не в полной мере обеспечивают предъявляемые к ним требования [3, 4].
Согласно формуле Циолковского:
V = I-ln
V M 2 J
где V - максимальная скорость, развиваемая летательным аппаратом; I - удельный импульс энергетической установки (реактивного двигателя); M1 - исходная масса летательного аппарата (полезный груз, конструкция и топливо); М2 - конечная масса аппарата (полезный груз и конструкция),
основным фактором, накладывающим ограничения на максимальную скорость, развиваемую летательным аппаратом, является его масса.
В современных ракетах до 95 % массы составляет топливо. Несмотря на перспективные разработки, основным источником тяги летательных аппаратов остаются традиционные, применяемые уже на протяжении более 60 лет, двигатели на химическом топливе. Можно было бы повысить эффективность химического топлива за счет использования новых компонентов, однако разработчики уже используют наиболее энергоэффективные реакции, которые не могут дать больший эффект. При использовании кислородно-водородного топлива, которое остается самым эффективным, предъявляются чрезвычайно высокие требования к техническим решениям и конструкционным материалам. Для преодоления «скоростного барьера», устанавливаемого формулой Циолковского для ракетных двигателей, необходимы принципиально новые решения.
Для авиации указанные ограничения не столь критичны, поскольку масса топлива составляет 30-40 % от общей массы летательного аппарата. Использование комбинации из удачных инженерных решений и инновационных материалов обеспечивает безопасную, комфортную и эффективную эксплуатацию.
Известно, что с повышением температуры рабочего газа возрастает эффективность энергетической установки. В настоящее время для изготовления ответственных деталей двигателей и горячего тракта используются материалы на основе никеля. Их отличает высокая жаропрочность, термическая стабильность и надежность при эксплуатации в сложных условиях при температурах до 1000 °С. Дальнейшее повышение жаропрочности никелевых сплавов, вне зависимости от их структурных особенностей и способов получения, осуществляется за счет увеличения доли тугоплавких элементов: вольфрама, рения, молибдена, тантала и рутения. Однако увеличение содержания данных элементов неизбежно сопряжено не только с увеличением стоимости конечных сплавов, но и с повышением плотности до 8,4-9,0 г/см3. Связанное с этим увеличение массы ведет к снижению тяговооруженности как двигателя, так и самого летательного аппарата. Увеличенные нагрузки на несущие конструкции приводят к снижению срока службы и другим неблагоприятным последствиям. Поэтому вопросам разработки и внедрению в производство передовых технологий и материалов должно уделяться особое внимание.
Необходимость развития отечественного двигателестроения и, в частности, авиационных материалов, определила разработку в 2011 г. во ФГУП «ВИАМ», при содействии промышленных предприятий, стратегии развития, отраженной в соответствующем документе [5], где развитию интерметаллидных материалов, в первую очередь алюминия, титана и никеля, посвящено одно из 18 направлений.
Особенно интересны в этом отношении именно алюминиды титана, поскольку обладая сравнимой с никелевыми сплавами жаропрочностью и коррозионной стойкостью, имеют вдвое меньшую плотность и, следовательно, повышенную удельную прочность [6]. Таким образом, повышение удельной прочности конструкционных материалов в настоящее время представляется наиболее перспективным направлением повышения эффективности как наземной, так и аэрокосмической техники.
В системе Л1-Т наибольший интерес представляют три интерметаллидных соединения: ЛШ, Л12Т и Л13Т1. При этом гамма-сплавы на основе Л1Т нашли свое применение, однако обладают наибольшей плотностью из всех алюминидов титана. Так, интерметаллид Л13Т имеет наименьшую плотность, но из-за чрезвычайной хрупкости пока находит применение только в виде покрытий, а соединение Л12Т1, находясь между ними, представляет, таким образом, некий компромисс - сохраняя легкость соединения Л13Т1, проявляет пластические свойства, более присущие у-сплаву на основе Л1Т [7-9].
Современное состояние исследований по интерметаллидным соединениям системы Л1-Т1
В работах С.Г. Глазунова [10, 11] было показано, что легирование титана большими количествами алюминия повышает его прочность и жаропрочность (модуль упругости, длительную прочность и сопротивление ползучести), а также сопротивление окислению. Особенно интересным оказался сплав титана, содержащий 40 % (по массе) алюминия и соответствующий интерметаллидному соединению у-ЛШ. С помощью проведенных научных исследований установлено, что по высокотемпературной стабильности этот интерметаллид превосходит титановые и некоторые никелевые сплавы до температуры 800 °С. В результате последующих работ установлено, что этот интерметаллид имеет в литом состоянии при комнатной температуре весьма низкую прочность (условный предел прочности составляет <250 МПа) и пластичность (относительное удлинение - менее 1 %). Полученные результаты привели к тому, что дальнейшие исследования в этой области сочли бесперспективными как в СССР, так и за рубежом.
Тем не менее проблема повышения температурного интервала применения сплавов в газотурбинных двигателях (детали и узлы компрессоров низкого и высокого давления и др.) остается по-прежнему актуальной, поскольку ее решение позволит увеличить весовую отдачу двигателя, что является первоочередной задачей при создании двигателей нового поколения.
В связи с этим особое внимание исследователей привлекла возможность создания конструкционных сплавов на базе титана и алюминия, содержащих >50 % (атомн.) Л1.
Кристаллическая структура интерметаллидных соединений Л1Т1 и Л12Т1
В настоящее время известно большое число исследований диаграмм системы Л1—Т1, в которых установлены области гомогенности интерметаллидных соединений, изучены их структура и свойства [12, 13]. Наиболее интересным является интерметаллид Л12Т — данное соединение представлено тремя фазами: г-Л12Т1, образующейся при низкой температуре, и высокотемпературной Л-Л12Т1, а также метастабильной фазы А15Т1з.
Интерметаллид Л12Т — это упорядоченное соединение, обладающее высокой степенью дальнего порядка: 0,98 (у фазы г-Л12Т1) и 0,993 (у фазы Л15Т13). Схематически расположение атомов в кристаллических решетках интерметаллидных соединений Л1Т и Л12Т представлено на рис. 1. Параметры кристаллических решеток этих фаз представлены в табл. 1 [14].
с
а) и0
ОТ1 ОЛ1
б) Л15Тц
г) г-Л12Т
Рис. 1. Кристаллические решетки интерметаллидных фаз Л1Т1 и Л12Т1
Таблица 1
Кристаллографические парамет
)ы решеток фаз AlTi и Al2Ti
Обозначение фазы Символы Пирсона Пространственная группа Состояние Параметры решетки, нм Прототип
АШ гР4 Р4/шшш Стабильное а = 0,3997; с = 0,4062 АиСи
г-А12Т1 И24 141/аша Стабильное а = 0,3971; с/6 = 0,4052; с/а = 1,0200 ИГОа2
к-А12Т1 оС12 Сшшш Метастабильное а/3 = 0,4032; Ь = 0,3959; с = 0,4032 2гОа2
АЬТъ гР32 Р4/шЬш Метастабильное а/4 = 0,3980; с = 0,4038 Т13Оа5
Кристаллическая решетка соединения А1Т представляет собой однопериодную решетку с модулем М = 1, а соединения А15Т13, г-А12Т и к-А12Т являются длиннопери-одными решетками с модулями периодичности М = 16, М = 6 и М = 3 соответственно. Соединения к-А12Т и А15Т13, являясь метастабильными фазами, при термических обработках могут распадаться и переходить в стабильные фазы АШ и г-А12Т1.
Предполагается, что температура исчезновения ближнего порядка у этих соединений находится вблизи температуры плавления и неупорядоченное состояние этих фаз зафиксировать закалкой не удается, поскольку упорядочение проходит с высокой скоростью.
На рис. 2 представлены области существования этих фаз в соответствии с диаграммой [12].
Рис. 2. Диаграмма системы А1-Т в области нахождения фаз к-А12Т1, г-А12Т и А15Т13 (Ы-АР8 - одномерные противофазные структуры)
Фазовые превращения в интерметаллиде Al2Ti
В работе [15] при анализе сплавов составов от 59 до 62 % (атомн.) А1 показано, что микроструктура сплавов зависит не только от составов, но и от способа их получения. Результаты исследований приведены в табл. 2.
Таблица 2
Фазовый состав сплавов с 59,5; 60 и 60,5 % (атомн.) Л1 после плавки во взвешенном состоянии и сплава с 59,7 % (атомн.) Л1 после центробежной заливки
Состав Процесс Состояние образца Качественный фазовый состав,
сплава, % производ- полученный с помощью
(атомн.) Al ства ТЭМ CЭМ
59,5 ВС Исходное AlTi, AbTi3, AhTi AlTi, AhTi
Отжиг при 1000 °С, AlTi, r-Al2Ti AlTi, r-Al2Ti
100 ч
60,0 ВС Исходное AlTi, AbTi3 -
Отжиг при 800 °С, AlTi, AbTi3, h-AhTi -
500 ч
Отжиг при 950 °С, AlTi, r-Al2Ti -
200 ч
60,5 ВС Исходное AlTi, AbTi3, h-AhTi -
Отжиг при 800 °С, - AlTi, Al5Ti3,
1000 ч Al2Ti
59,7 ЦЗ Исходное AlTi, AbTi3 -
Отжиг при 950 °С, AlTi, r-Al2Ti -
200 ч
Отжиг при 1000 °С, - AlTi, Al2Ti
100 ч
Примечание. ВС - плавка во взвешенном состоянии; ЦЗ - центробежная заливка; ТЭМ и СЭМ - транс-
миссионная и сканирующая электронная микроскопия соответственно.
Из представленных данных видно, что сплавы, изготовленные способом ВС или ЦЗ, обеспечивают сплавам метастабильный фазовый состав, состоящий из матричной фазы Л1Т и вторичных фаз Л15Т13 и Л-Л12Т1. В соответствии с диаграммой состояния при температурах <1215 °С в структуре сплавов должна присутствовать фаза г-Л12Т1, однако этого не происходит, так как образование фазы г-Л12Т осуществляется двумя способами, показанными на рис. 3.
h -Al2Ti
r-Al2Ti (I)
II
II
г-Л12И (II)
Рис. 3. Схема перестройки кристаллических решеток фазы Л-Л12Т1 в фазу г-Л12Т1 по I и II вариантам [14]
Образование фаз А15Т13 и Л-Л12Т1, осуществляемое в ходе низкотемпературной термообработки, наблюдалось в литых образцах [16]. Фаза А15Т13 очень неустойчива
h -Al2Ti
при температурах >900 °С, в то время как фаза к-А12Т стабильна до температур 1200 °С. Сплав, содержащий 58 % (атомн.) А1, после отжига при температуре <800 °С имел матричную фазу у-АШ и вторую фазу Л15Т13, которая исчезала при нагреве, превращаясь в фазу к-А12Т1. В сплаве, содержащем 62,5 % (атомн.) А1, при температурах <800 °С наблюдались выделения фазы Л15Т13, превращающиеся с повышением температуры в фазу к-А12Т [15-18]. Фаза Л15Т13 наблюдалась в области гомогенности в упорядоченном состоянии в виде монокристалла с характерными антифазными границами [19]. Двухступенчатый отжиг сплава, содержащего 62,5 % (атомн.) А1 , при температурах 1200 и 750 °С в течение 2 сут, привел к образованию в его структуре зерен фазы А15Т13 [20, 21]. В образце сплава аналогичного состава, полученного методом зонной плавки и затем термообработанного при температуре 750 °С в течение 2 сут, матричная структура также состояла из фазы Л15Т13 [22], а при отжиге при температуре 930 °С сформировалась ламеллярная структура у-АШ+г-А12Т1 [23].
Образование метастабильной фазы Л15Т13 из матричной фазы АШ происходит при упорядоченном замещении титана алюминием на титановой плоскости (002) в решетке АШ. Фаза А15Т13 не является обособленной второй фазой и присутствует в фазе АШ в виде локальных упорядоченных областей, состоящих из небольших доменов, растущих когерентно в матрице АШ с низким индексом межрешеточных плоскостей [20-23].
Температура превращения фазы А15Т13 при нагреве зависит от состава сплава (рис. 2) и имеет температурный максимум при содержании А1 ~62,5 % (атомн.), соответствующего составу фазы А15Т13, а температура распада этой фазы зависит от продолжительности отжига в области стабильности (пунктирная область на рис. 2).
Низкотемпературная фаза г-А12Т при охлаждении быстро не образуется, а только через превращения в фазы А15Т13 и к-А12Т1, которые имеют близкое соответствие структуре АШ. Кристаллографический анализ показал, что существует соответствие между структурами АШ и А15Т13 или АШ и к-А12Т1, но такое соответствие не наблюдается между структурами АШ и г-А12Т1. При охлаждении из однофазной области АШ, фазы А15Т13 и к-А12Т могут быстро образовываться за счет диффузии, а образование фазы г-А12Т требует большего времени [11, 24, 25].
Область существования (гомогенности) фазы г-А12Т находится в диапазоне концентраций (65-67) % (атомн.) А1 при температуре до 1200 °С. Расположение атомов алюминия в узлах кристаллической решетки г-А12Т не характерно для L10-структуры. Это объясняет комплексность диффузионного процесса зарождения и превращения фазы Л15Т13 в фазу г-А12Т [26-28]: сначала происходит быстрое образование фазы Л15Т13, после этого - метастабильной фазы к-А12Тг Дальнейшее образование фазы г-А12Т наблюдается после отжига при температуре ~1000 °С.
Литейные технологии производства литья интерметаллида у^^ и сплавов на основе фазы Al2Ti
При выборе композиции литейного сплава в первую очередь следует обратить внимание на его литейные свойства, такие как жидкотекучесть и склонность к образованию усадочных дефектов, которые можно определить, анализируя фазовую диаграмму системы А1-Т (рис. 4).
С точки зрения литейных свойств фазовую диаграмму А1-Т можно условно разделить на две части. В левой части находятся сплавы с содержанием до 75 % (атомн.) А1 - в частности, а- и а2-сплавы, у-сплавы и сплавы на основе соединения А12Т1. Эти сплавы имеют узкие интервалы кристаллизации - в пределах 100 °С (рис. 5).
Т Содержание А1, % (атомн.) А1
Рис. 4. Фазовая диаграмма системы Л1-Т1 [29]
50 60 70 80
Содержание А1, % (атомн.)
Рис. 5. Температуры солидус и ликвидус сплавов в обогащенной алюминием части диаграммы А1-Т1 [12] (Ы-АР8 - одномерные противофазные структуры)
Подобные сплавы имеют хорошую жидкотекучесть. Повышенная жидкотеку-честь означает, что расплав будет сравнительно легко заполнять полость формы при минимальной температуре перегрева, что, в свою очередь, сведет к минимуму вероятность образования дефектов усадочного характера в теле отливки. В правой части находятся фазы, содержащие >75 % (атомн.) А1, а именно - композиции на основе соединения А13Т1. Такие сплавы кристаллизуются в широком диапазоне температур (по различным оценкам) - от 400 до 800 °С [12], что обуславливает их низкую жидкотеку-честь. Пониженная жидкотекучесть сплавов обуславливает заливку расплава со значительным перегревом, что приводит к развитию усадочных дефектов в отливке. Таким образом, использование сплавов с содержанием алюминия >75 % (атомн.) представляется
малоперспективным для получения бездефектных отливок. Поэтому поиски инновационных алюминий-титановых сплавов, перспективных с точки зрения изготовления литых изделий, сконцентрированы в областях диаграмм состояния, прилегающих к у-сплавам. Наибольшее распространение получили сплавы на основе А1Т1, применяемые для изготовления лопаток турбин низкого давления [30].
В исследовании [31] проводилась оценка жидкотекучести и заполняемости формы у-сплавом состава Т1-34,5А1-ЫЪ-Сг (в % (по массе)) путем заливки спиральной пробы на жидкотекучесть и вертикальной пробы Чикеля. Формы для отбора проб вытачивали из блочного графита. Спиральная проба представляет собой спиральный канал треугольного сечения. Результаты по определению жидкотекучести приведены на рис. 6. Проба Чикеля имеет несколько вертикальных каналов диаметром 2, 4, 6 и 8 мм, равноудаленных от центрального стояка. Результаты заполняемости пробы Чикеля приведены на рис. 7.
у-АШ + А12Т1 Т1-34,5А1-№>-Сг
Т1-36А1 :
Т1-16А1 ВТЛ5
0 100 200 300 400
Длина спиральной пробы, мм
Рис. 6. Жидкотекучесть различных титановых сплавов [31]. Данные по сплаву у-А1Т1 + А12Т1 - ориентировочные
ев Ч ев X ев И
О
(-Н
о
<и ев И 8
со ев Н О О
л
га
200 180 160 140 120 100 80 60 40
3 20
2
4
6
■ ВТЛ5;
Диаметр заливаемого канала, мм
"Тл-16А1; Т1-36А1; Т1-34,5А1-М)-Сг; ■
■ у-АШ + А12Т1
Рис. 7. Заполняемость различными сплавами графитовой пробы Чикеля [31]. Данные по сплаву у-А1Т1 + А12Т1 - ориентировочные
0
8
В обогащенной алюминием области фазовой диаграммы А1-Т1 особый интерес вызывают сплавы на основе А12Т1 благодаря их пониженной плотности и высоким показателям удельной прочности и коррозионной стойкости. Теплофизические характеристики интерметаллидов А1Т1 и А12Т1 приведены в табл. 3.
Таблица 3
Физико-механические свойства интерметаллидов AlTi, Al2Ti _и никелевого сплава Inconel 713С [32]_
Свойства Значения свойств для литого сплава
АШ А12Т1 1псопе1 713С (аналог сплава ЭП718)
Плотность, кг/м3 3800 3560 7910
Температура плавления, °С 1460 1440 1380
Модуль упругости, ГПа 176 208 209
Модуль сдвига, ГПа 70 88 80,8
Коэффициент Пуассона 0,23 0,26 0,3
Предел прочности при растяжении, МПа 550 220 (700*) 840
Относительное удлинение, % 0,5-1 0,04 (4,5*) 10
Стойкость к окислению за 100 ч при температуре 900 °С, г/м2 1,1-1,3 1,1-1,6 >12
* Данные получены при испытаниях на сжатие.
Как видно из представленных данных, интерметаллид А12Т1 обладает низкой плотностью, повышенным удельным модулем упругости и жаростойкостью, превосходящей жаростойкость никелевого сплава 1псопе1 713С. Основным недостатком интер-металлида А12Т1 являются крайне низкие прочность и пластичность.
Особенности металлургического производства сплавов на основе интерметаллида А12^
Основным способом производства алюминиевых сплавов является плавка в огнеупорном тигле, осуществляемая в печах сопротивления или в индукционной печи на воздухе или в инертной атмосфере. Такая технология обеспечивает получение однородных по составу слитков и качественных отливок за счет того, что активные компоненты воздуха (азот и кислород) не растворяются в алюминиевых сплавах, а образуют тугоплавкие соединения (оксиды и нитриды), которые отшлаковываются и сравнительно легко удаляются с поверхности расплава. Технологическая сложность получения алюминиевых сплавов с содержанием титана >15 % (по массе) заключается в том, что при его больших количествах наблюдается коррозионное взаимодействие титана с материалом тигля, что приводит не только к загрязнению расплава неметаллическими соединениями, но и повышает риск его прогорания. Поэтому для получения сплавов с содержанием титана, соответствующих интерметаллиду А12Т1 (А1-33 % (атомн.) Т1), необходимо использовать вакуумную технологию выплавки слитков. Эта технология включает два способа выплавки - вакуумно-дуговая плавка (ВДП) с расходуемым электродом и вакуумная индукционная плавка (ВИП) с охлаждаемым тиглем. Каждый из этих видов плавки имеет свои преимущества и недостатки.
Так, ВДП позволяет получать различные по составу сплавы титана практически со всеми легирующими элементами - как легкоплавкими, так и тугоплавкими, обеспечивая требуемый состав сплавов. Ограничение использования этого вида выплавки
слитков связано с трудностями получения расходуемых электродов, содержащих большой процент (больше 50-60 %) хрупких шихтовых материалов - обычно лигатур, которые не позволяют изготавливать крупногабаритные электроды ввиду возможности их разрушения под собственной массой. Другое ограничение связано с необходимостью многократных переплавов для достижения гомогенности слитка при содержании >50 % (по массе) легирующих элементов и постоянной подшихтовки выгорающих элементов. Поэтому наиболее подходящим для этих целей, вместо многократного вакуум-но-дугового переплава, является метод ВИП.
В настоящее время ВИП с охлаждаемым подом применяется при производстве малогабаритных слитков интерметаллидных сплавов всех типов, поскольку обеспечивает более равномерное распределение компонентов за счет перемешивания расплава, выдержку и охлаждение слитка с заданной скоростью. Основным недостатком этого способа является высокая энергоемкость процесса и материальные затраты на используемое оборудование.
С учетом вышеизложенного технологический процесс получения слитков из сплавов на основе интерметаллида А12Т1 должен состоять из следующих этапов:
- подготовка исходной шихты - титановой губки, алюминия и многокомпонентных лигатур легирующих элементов;
- изготовление расходуемых электродов способом проходного прессования;
- многократная ВДП слитков под заданный размер.
Для получения отливок целесообразно использовать ВИП с последующей разливкой в керамические формы, полученные по выплавляемым моделям.
Теплофизические и механические свойства литых заготовок из сплавов на основе интерметаллидов Л1Т1 и Л12Т1
Некоторые теплофизические свойства интерметаллидов А1Т1 и А12Т1 представлены в табл. 4 [32].
Таблица 4
Теплофизические свойства интерметаллидов А1Т и Л12Т1_
Значения свойств для литого
Свойства сплава на основе
А1Т1 А12Т1
Температуры солидус/ликвидус, °С 1460/1440 1480/1450
Температурный коэффициент линейного расширения: а106 К-1 11,5-16 10,5-13
Коэффициент теплопроводности X, Вт/(м К) 20 25
Удельная теплоемкость ср, кДж/(кг К) ~560 ~600
Жидкотекучесть (ориентировочные значения), мм 350 350
Из представленных данных видно, что по основным теплофизическим свойствам интерметаллиды А1Т1 и А12Т1 имеют близкие значения параметров, поэтому технологический процесс получения отливок из сплавов на основе А12Т1 будет во многом повторять разработанные технологии для сплавов состава А1Т1.
В работе [33] приведены свойства слитков и фасонных отливок из сплава состава (в % (по массе)) Т1-48А1-2ЫЬ-2Сг, полученных дуговой плавкой с расходуемым электродом на титановом гарнисаже. Размеры отливок приведены в табл. 5.
С целью уплотнения отливки подвергали горячему изостатическому прессованию (ГИП) в среде аргона при температуре 1100-1250 °С и давлении 1400-1500 ат
(140-150 МПа), а с целью изменения структуры - термической обработке, режимы которой варьировали в пределах: температура 1100-1300 °С, продолжительность 1-50 ч, охлаждение в воде, на воздухе или с печью. После ГИП из отливок клапана были изготовлены образцы для механических испытаний, на которых оценивали уровень свойств в процессе растяжения при температурах 20, 700 и 800 °С. Все образцы для механических испытаний подвергали термической обработке по режиму: 800 °С, 3 ч - для снятия напряжений и стабилизации структуры.
Таблица 5
Размеры отливок с различным поперечным сечением_
Наименование отливки Диаметр, мм Толщина, мм Длина, мм
Слиток 90 - 600
Накладка 140 20-35 -
Клапан
головка 40 5-15 -
ножка 14 - 90
Крыльчатка
стержень 23 - 60
лопасть - 2 25
Отмечена характерная особенность литого металла - дендритная пористость. В расположении пор в объеме наблюдалась четкая закономерность: самые крупные поры и полости размером 200-2000 мкм располагались в осевых зонах отливок. Ширина пораженной крупными порами зоны составляла 1-3 мм при диаметре отливок 10 мм и увеличивалась до 6-8 мм при диаметре отливок 30-40 мм. К зоне грубых пор примыкала зона шириной 2-3 мм, в которой наблюдалась разветвленная пористость, в которой узкие, протяженные полости шириной 10-50 мкм образовывали дендритный рисунок. Наряду с указанными сравнительно крупными порами в металле присутствовало значительное количество мелких единичных пор размером не более 3-5 мкм. Они располагались по всему объему отливок, в том числе и в поверхностных зонах. Поры всех типов расположены в микрообъемах структуры, занимаемых массивной у-фазой. С уменьшением размеров отливок, сопровождаемым измельчением дендритной структуры металла, измельчаются поры всех типов.
Под влиянием ГИП происходило залечивание пор. Полное удаление пор в отливках достигалось при ГИП по режиму: температура 1200 °С, давление 140 МПа в течение 3 ч. Залечивание пор сопровождалось существенным изменением структуры металла. В микрообъемах, примыкающих к порам, наблюдалась деформация, осуществляемая преимущественно за счет деформации массивной пластинчатой у-фазы путем скольжения и замены ее на зеренную структуру у- и а-фаз.
При термообработке с нагревом до температур двухфазной (у + а)-области, следующей после ГИП, продолжается разрушение ламеллярной структуры и замена ее зе-ренной. Этот процесс при термообработке происходит, по-видимому, за счет напряжений, возникающих из-за значительного объемного эффекта фазового превращения у^а. Последовательность изменения структуры при термообработке та же, что и при ГИП. В заключение авторы работы [33] делают вывод о том, что изменяя число циклов термообработки, каждый из которых состоит из операций нагрева, выдержки и охлаждения, можно без применения деформации получить двухфазную структуру
с регламентированным соотношением объемных долей ламеллярных и зеренных участков, а также полностью зеренную структуру у- и а-фаз.
В табл. 6 приведены значения механических свойств, полученные при испытаниях на растяжение образцов из клапана двигателя внутреннего сгорания при различных температурах.
Таблица 6
Механические свойства полуфабрикатов из сплава на основе А1Т1_
Вид полуфабриката Температура испытания, °С Ов О0,2 5
МПа %
Слиток 20 700 350-400 430 - 0,1-0,5 1,0-1,5 -
Фасонное литье, 20 558 558 0,5-0,8 -
клапан 700 508 484 8,5 4,5
800 520 475 25,3 51,2
Таким образом, предел прочности для фасонной отливки при 20 °С составил ~560 МПа, а при повышении температуры испытания >700 °С уменьшился до 510520 МПа. Этот уровень прочности заметно больше, чем у массивного слитка. Уровень пластических характеристик фасонной отливки также превосходит уровень пластичности слитка в пределах всего температурного диапазона испытаний.
В исследовании [34] испытывали образцы интерметаллида А12Т1. Заготовки под образцы получали тремя способами:
- литьем без дополнительной обработки;
- литьем с последующей ГИП-обработкой при температуре 1150 °С, давлении ~70 МПа в течение 4 ч;
- прессованием порошка, затем также обработанного ГИП при температуре 1150 °С, давлении ~172 МПа в течение 4 ч.
Из полученных заготовок с применением электроэрозии изготавливали образцы размером до 10 мм. Образцы подвергали испытаниям на сжатие и стойкость к окислению, кроме того определяли температурный коэффициент линейного расширения (ТКЛР).
Результаты испытаний приведены на рис. 8-11 и в табл. 7.
1400
200
400
600
800
1000 °С
1000°С
Рис. 8. Предел текучести при сжатии образцов из интерметаллидов АШ, А12Т и А13Т1
Рис. 9. Пластическая деформация при сжатии образцов из интерметаллида А12Т1
0
§ (И
а
ю м о S
е
1,2 1,0
0,8 0,6 0,4 0,2 0
а)
б)
□ порошковый Al2Ti . о
О литой Al2Ti
♦ литой + ГИП Al2Ti _ ' „
--
^ - ---
/ S
г /
1/ п
са а ю
s %
ÇP 2 G ^
§ S
я „-¡5
ч о
(D о
s s
о s и О
12 108642-
20 40 60 80 100 Продолжительность выдержки, ч
120
□ порошковый Al2Ti о
О литой Al2Ti
♦ литой + ГИП Al2Ti
Л
у
у У
. ' s
У S
/
/
/
20 40 60 80 100 Продолжительность выдержки, ч
120
Рис. 10. Прибавка массы образцов из интерметаллида Al2Ti за 100 ч при температурах 815 (а)
и 980 °С (б)
ТКЛР: а-106, К-1 20
15-
10
200
400
600
т~
800
1000 °С
Рис. 11. Температурный коэффициент линейного расширения (ТКЛР) образцов из интерметаллидов AlTi, Al2Ti и Al3Ti
Таблица 7
Сравнительная прибавка массы для интерметаллидов Al2Ti, Al3Ti и AlTi
Температура испытания, °С Прибавка массы, мг/см2, для образцов из интерметаллидов
порошкового Al2Ti литого + ГИП Al2Ti литого Al2Ti Al3Ti Ti-48Al + X* Ti-21Al
815 0,15 0,9 1,1 ~0,8 1,3-8,4 ~6
982 3,9 7,4 10,5 24-60 14 (при 900 °С)
*X: Mn, W, V, Cr.
0
5
0
Изготовленный из порошка образец показал наилучшее сопротивление сжатию при комнатной температуре, однако при температурах около 750-800 °С его пластичность резко увеличивалась до 60 % и более. Стойкость к окислению больше у порошкового образца во всем диапазоне исследованных температур.
Таким образом, литой интерметаллидный однофазный сплав Л12Т проявляет сравнительно низкие свойства в литом состоянии, ГИП-обработка незначительно повышает стойкость к окислению и пластичность при температурах от 200 до 900 °С.
Причины низкой технологичности однофазного соединения Al2Ti и сплавов на его основе изучены в работах [35-37]. Отсутствие достаточного количества плоскостей скольжения и большое количество оборванных связей по границам зерен приводит к торможению дислокаций по границам зерен, что связывается с высокой твердостью и низкой пластичностью данных интерметаллидов и является основными причинами низкой технологичности однофазных сплавов. Выделение фаз h-Al2Ti и Al5Ti3 в двухфазной системе также приводит к охрупчиванию сплава.
В дальнейшем, с целью повышения технологических свойств интерметаллидных сплавов, продолжены исследования этих сплавов в двухфазной области y-AlTi + r-Al2Ti [38-41]. Однако исследование в этой области и изучение двойных сплавов с различной структурой не обеспечили комплекса требуемых свойств в литых сплавах.
Помимо исследований самой двухфазной составляющей изучена возможность легирования алюминий-титановой матрицы различными элементами. В работе [42] исследованы предпосылки создания тройных интерметаллидных сплавов и выбраны наиболее перспективные легирующие элементы, такие как Ni, Nb, Cu, Ta, Co, Mn, V.
В работе [43] приведены исследования тройного сплава состава (в % (по массе)) Al-36Ti-2Nb, изготовленного центробежным литьем. Проведенные испытания образцов показали характерные для этого класса соединений стойкость к ползучести и окислению при температурах до 950 °С, однако пластичность при комнатной температуре оказалась неудовлетворительной. При температуре 950 °С сплав продемонстрировал пластичность 3 % при пределе прочности 170 МПа.
Заключения
Интерметаллидные сплавы на основе соединения Al2Ti являются перспективными материалами для разработки жаропрочных сплавов для двигательных и энергетических установок благодаря их низкой плотности (3,5-3,8 г/см3), высокой удельной прочности и стабильности при температурах до 950 °С.
Широкое применение литейных интерметаллидных сплавов с высоким содержанием алюминия (>65 % (атомн.)) сдерживает их недостаточная технологичность вследствие низких пластических (5 - до 0,5 % при температуре испытания 20 °С) и прочностных свойств (ов < 220 МПа). Однако преимуществом данного класса сплавов является высокая прочность при сжатии (от 700 до 1400 МПа) и стойкость к окислению при высоких температурах (от 7,5 до 10,5 мг/см2 в зависимости от способа термообработки).
Низкая технологичность и обрабатываемость обуславливают необходимость использования литейных методов получения слитков и фасонных отливок из сплавов на основе однофазного (Al2Ti) и двухфазного (y-AlTi + r-Al2Ti) интерметаллидов. Анализ фазовой диаграммы позволяет утверждать, что данные сплавы имеют хорошие литейные свойства - жидкотекучесть (300-350 мм) и заполняемость (на уровне у-сплавов), не требующие сильного перегрева выше температуры солидус.
Наиболее перспективным способом получения литых изделий из алюминидов титана является существующая технология изготовления слитков путем многократного вакуумно-дугового переплава и дальнейшего получения фасонных отливок путем вакуумной индукционной плавки в печи с охлаждаемым тиглем с разливкой в керамические формы.
С целью повышения пластических и прочностных свойств сплавов на основе Al2Ti и y-AlTi + r-Al2Ti следует продолжать исследования в области многокомпонентного макро- и микролегирования сплавов элементами Ni, Nb, Cu, Ta, Co, Mn, V. Легированные сплавы на основе фазы y-AlTi + r-Al2Ti позволят существенно снизить массу конечных деталей и узлов энергетических установок и в итоге массу наземных и летательных аппаратов по сравнению с применяемыми в настоящее время жаропрочными никелевыми сплавами и некоторыми у-сплавами.
Библиографический список
1. Каблов Е.Н., Бакрадзе М.М., Громов В.И., Вознесенская Н.М., Якушева Н.А. Новые высокопрочные конструкционные и коррозионностойкие стали для аэрокосмической техники разработки ФГУП «ВИАМ» (обзор) // Авиационные материалы и технологии. 2020. № 1 (58). С. 3-11. DOI: 10.18577/2071-9140-2020-0-1-3-11.
2. Антипов В.В. Перспективы развития алюминиевых, магниевых и титановых сплавов для изделий авиационно-космической техники // Авиационные материалы и технологии. 2017. № S. С. 186-194: DOI: 10.18577/2071-9140-2017-0-S-186-194.
3. Каблов Е.Н. ВИАМ: материалы нового поколения для ПД-14 // Крылья Родины. 2019. № 7-8. С. 54-58.
4. Каблов Е.Н., Бондаренко Ю.А., Колодяжный М.Ю., Сурова В.А., Нарский А.Р. Перспективы создания высокотемпературных жаропрочных сплавов на основе тугоплавких матриц и естественных композитов // Вопросы материаловедения. 2020. № 4 (104). С. 64-78.
5. Каблов Е.Н. Стратегические направления развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года // Авиационные материалы и технологии. 2012. № S. С. 7-17.
6. Ночовная H.A., Базылева O.A., Каблов Д.Е., Панин П.В. Интерметаллидные сплавы на основе титана и никеля / под общ. ред. Е.Н. Каблова. М.: ВИАМ, 2018. 318 с.
7. Appel F., Clemens H., Fischer F. Modeling concepts for intermetallic titanium aluminides // Journal of Progress Materials Science. 2016. Vol. 81. P. 55-124.
8. Bewlay B.P., Nag S., Suzuki A., Weimer M.J. Titi alloys in commercial aircraft engines materials at high temperatures // Journal of Materials at High Temperatures. 2016. Vol. 33. No. 5. P. 549-559.
9. Appel F., Paul J.D.H., Oehring M. Application, Component Assessment, and Outlook // Gamma Titanium Aluminide Alloys: Science and Technology. Weinheim: Wiley-VCHg Verlag, 2011. P.729-738.
10. Алтунин Ю.Ф., Глазунов С.Г. Двойные сплавы титан-алюминий // Титан в промышленности. М.: Оборонгиз, 1961. С. 5-30.
11. Алтунин Ю.Ф., Глазунов С.Г. Высокожаропрочные титановые сплавы // Титан в промышленности. М.: Оборонгиз, 1961. С. 245-253.
12. Schuster J.C., Palm M. Reassessment of the binary aluminium-titanium phase diagram // Journal of Phase Equilibria and Diffusion. 2006. Vol. 27. P. 255-277.
13. Batalu D., Cosmeleata G., Aloman A. Critical analysis of the Ti-Al phase diagrams // University Politechnica of Bucharest: Scientific Bulletin, Series B. 2006. Vol. 68. No. 4. P. 77-90.
14. Zhang L., Palm M., Stein F., Sauthoff G. Formation of lamellar microstructures Al-rich TiAl alloys between 900 to 1100 °C // Journal of IntermetalHcs. 2001. Vol. 9. P. 229-238.
15. Palm M., Engberding N., Stein F. et al. Phase and evolution of microstructures in Ti-60 Al at. % // Journal of Acta Materialia. 2012. Vol. 60. P. 3559-3569.
16. Stein F., Zhang L., Sauthoff G., Palm M. TEM and DTA study on the stability of Al5Ti3 and ^-Al2Ti-superstructures in aluminium-rich TiAl alloys // Journal of Acta Materialia. 2001. Vol. 49. No. 15. P. 2919-2932.
17. Palm M., Zhang L., Stein F., Sauthoff G. Phase and phase equilibria in the Al-rich part of the Al-Ti system above 900 °C // Journal of IntermetalHcs. 2002. Vol. 10. No. 6. P. 523-540.
18. Nakano T., Hayashi K., Umakoshi Y. et al. Effect of long-period superstructures on plastic properties in Al-rich TiAl single crystals // MRS Proceedings. 2004. Vol. 842. DOI: 10.1557/PROC-842-S7.4.
19. Nakano T., Negishi A., Hayashi K., Umakoshi Y. Ordering process of Al5Ti3, h-Al2Ti and r-Al2Ti with FCC-base long-period superstructures in rapid solidified Al-rich TiAl alloys // Journal of Acta Materialia. 1999. Vol. 47. No. 4. Р. 1091-1104.
20. Nakano T., Hayashi K., Nagasawa Y., Umakoshi Y. Plastic Deformation Behavior of Al5Ti3 Single-Phase Crystal // MRS Proceedings. 2002. Vol. 753. DOI: 10.1557/PROC-753-BB5.8.
21. Hata S., Higuchi K., Itakura M. et al. Shot-range order in Al-rich 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.
22. Hayashi K., Nakano T., Umakoshi Y. Metastable region of Al5Ti3 single-phase in time-temperature-transformation (TTT) diagram of Ti-62 at. % Al single crystal // Journal of Interme-tallics. 2002. Vol. 10. No. 8. P. 771-781.
23. Hata S., Higuchi K., Mitate T. et al. HRTEM observation of Partially Ordered Long-period Superstructures in Al-Rich TiAl alloys // MRS Proceedings. 2002. Vol. 753. DOI: 10.1557/PROC-753-BB4.2.
24. Hata S., Nakano T., Higuchi K.Y. et al. Semi-quantitative HRTEM for partially ordered materials: Application to Al-rich TiAl alloys // Journal of Materials Science Forum. 2003. Vol. 426432. P.1721-1726.
25. Hata S., Higuchi K., Mitate T. et al. HRTEM image contrast and atomistic microstructures of long-period ordered Al-rich TiAl alloys // Journal of Electronic Microscopie. 2000. Vol. 53. No. 1. P. 1-9.
26. Sturm D., Heimaier H., Saage H. et al. Creep strength of a binary Al62Ti38 alloy // International Journal Materials Research. 2010. Vol. 101. No. 5. P. 676-679.
27. Braun J., Ellner M. Phase equilibria investigation on the aluminium-rich part of the binary system Ti-Al // Journal of Metallugical Materials Transaction A. 2001. Vol. 32. No. 5. P. 1037-1047.
28. Palm M., Engberding N., Stein F., Kelm K., Irsen S. Phase and evolution of microstructures in Ti-60 at. % Al // Journal of Acta Materialia. 2012. Vol. 60. P. 3559-3569.
29. Witusiewicz V.T., Bondar A.A., Hecht U. et al. The Al-B-Nb-Ti system. III. Thermodynamic reevaluation of the constuent binary system Al-Ti // Journal of Alloys and Compounds. 2008. Vol. 465. No. 1-2. P. 64-77.
30. Жаропрочные интерметаллидные сплавы // ФГУП «ВИАМ»: офиц. сайт. URL: https://viam.ru/review/2942 (дата обращения: 24.03.2021).
31. Анташев В.Г., Иванов В.И., Ясинский К.К. Разработка технологии получения литых деталей из интерметаллидного сплава TiAl и их использование в конструкциях // Технология легких сплавов. 1996. № 3. С. 20-23.
32. Ночовная Н.А., Иванов В.И., Авилочев Л.Ю. Интерметаллидное соединение AlxTi - перспективный материал для повышенных температур (обзор). Часть 1. Кристаллическая структура и свойства интерметаллидного соединения Al2Ti // Труды ВИАМ. 2021. № 3 (97). Ст. 03. URL: http://viam-works.ru (дата обращения: 12.04.2021). DOI: 10.18577/2307-6046-2021 -0-3 -28-43.
33. Лукьянычев С.Ю., Шаханова Г.В., Смирнова Т.Р., Горюнова Г.В. Структура и свойства полуфабрикатов из сплава Ti-48Al-2Nb-2Cr на основе интерметаллида TiAl, полученных методом фасонного литья // Технология легких сплавов. 1996. № 3. С. 16-19.
34. Benci J.T., Ma J.C., Feist F. Evaluation of the intermetallic compound Al2Ti for elevated - temperature application // Materials Science Engineering A. 1995. Vol. 192. P. 38-44.
35. Durlu N., Inal O.T. Ll2-type ternary titanium aluminides as electron concentration phases // Journal of Materials Science. 1992. Vol. 27. No. 12. P. 3225-3230.
36. Wu Z.L., Pope D.P. Ll2 Al3Ti-based alloys with Al2Ti precipitates - I. Structure and stability of the precipitates // Acta Metallurgica et Materialia. 1994. Vol. 42. Is. 2. P. 509-518. DOI: 10.1016/0956-7151(94)90505-3.
37. Wu Z.L., Pope D.P. Ll2 Al3Ti-based alloys with Al2Ti precipitates - II. Deformation behavior of single crystals // Acta Metallurgica et Materialia. 1994. Vol. 42. Is. 2. P. 519-526. DOI: 10.1016/0956-7151(94)90506-1.
38. Каблов Е.Н., Кашапов О.С., Медведев П.Н., Павлова Т.В. Исследование двухфазного титанового сплава системы Al-Ti-Sn-Zr-Si-ß-стабилизаторы // Авиационные материалы и технологии. 2020. № 1 (58). С. 30-37. DOI: 10.18577/2071-9140-2020-0-1-30-37.
39. Zhang W.J., Reddy B.V., Deeve S.C. Physical properties of TiAl alloys // Journal of Scripta Materialia. 2001. Vol. 45. No. 6. P. 645-651.
40. Paninsky M., Drevermann A., Schmitz G.J. et al. Casting and properties of Al-rich Ti-Al alloys // Proceedings International Conference «Ti-2007. Science and Tecnology». The Japan Institute of Metals, 2007. P. 1059-1062.
41. Sturm D., Heilmaer M., Saage H. et al. Creep strength of centrifugally cast Al-rich TiAl alloys // Journal of Materials Science and Engineering A. 2009. Vol. 51-511. P. 373-376.
42. Деменок А.О., Ганеев А.А., Деменок О.Б., Кулаков Б.А. Выбор легирующих элементов для сплавов на основе алюминида титана // Вестник ЮУрГУ. Сер.: Металлургия. 2013. № 1. С. 95-102.
43. Sturm D. Herstellung und Eigenschaften Al-reicher TiAl Legierungen: dissertation zur Erlangung des akademischen Grades. Magdebur: Otto-von-Guericke-Universität Magdeburg, 2010. 118 p.
