УДК
669.017.165
DOI
10.18577/2307-6046-2021-0-3-28-43
версия в формате pdf (786.12 КБ)
Цитирование
Н. А. Ночовная, В. И. Иванов, Л. Ю. Авилочев 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: https://www.viam-works.ru. DOI: 10.18577/2307-6046-2021-0-3-28-43.

Интерметаллидное соединение AlxTi – перспективный материал для повышенных температур (обзор)

Часть 1. Кристаллическая структура и свойства интерметаллидного соединения Al2Ti
Н. А. Ночовная, В. И. Иванов, Л. Ю. Авилочев
Аннотация

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 составомr-Al2Ti+γ-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
двойные сплавы, структуры, фазовые превращения, пластическая деформация, аномальные механические свойства

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 (  – сточасовая прочность при повышенной температуре; d – плотность) превосходят жаропрочные титановые сплавы марок ВТ41 (Россия), Ti1100 (США), IMI834 (Великобритания) при температурах до 650 °С, а сплавы на основе γ-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 Аl11Ti5. 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 (d=3580 кг/м3, Е=208 ГПа) и Al3Ti (d=3360 кг/м3, Е=195 ГПа), и лучшей жаростойкостью до температур 1000 °С.

 

 

Рис. 1. Диаграмма состояния системы Ti–Al [30]

 

 

Рис. 2. Диаграмма состояния системы Ti–Al [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 Ti–(50–75)Al [31–40]

Соединение

Кристаллическая решетка

Параметры решетки, нм

Области существования,

концентрация Al, % (атомн.);

температура Т, °С

γ-TiAl

 

AuCu (L10)

a=0,4001

с=0,4071

Стабильная фаза: (46,7–66,5)Al [33–35] –

от ~52 до ~65Al до ТS;~50 до 60Al при

1000 °С [36]; (50–62)Al при 1200 °С [34, 38]

η-Al2Ti

 

ZrGa2

a=1,20884

b=0,39461

c=0,40295

Метастабильная фаза: (63–65)Al при
1300 °С, стабильна при Т=1433–1214 °С [39]

AuCu

a=0,403

с=0,3955

Стабильная орторомбическая фаза:

(63–65)Al при Т=1445–1170 °С [37];

для Ti36Al64 – при 1300 °С [33, 37]

HfGa2

a=0,397

c=2,4309

Стабильная структура: (66–67)Al при
Т≤1216 °С [36, 37]; Sупор=0,985 [31]

Тетрагональная сверхструктура AuCu

a=0,3953

c=0,4104

Состоит из нескольких фаз – стабильная

фаза: (66–71)Al при Т=1416–995 °С [37, 38]; при 66Al – сверхструктура типа AuCu

ZrAl3

acp=0,39555

ccp=1,65064

Тип DO23: (68,5–70,9)Al при T=1416–1206 °С [39]

Al5Ti2

a=0,39053

c=2,91963

Тип Ti2Al5: гомогенная область при
Т=1416–990 °С [34] и Т=1215–985 °С [40]

Al5Ti3

Ga5Ti3

c=0,4038

a=1,1293

Стабильна при Т<810 °С [31]

Al11Ti5

Тетрагональная упорядоченная сверхструктура CuAu

a=0,3923

c/4=0,41337

Метастабильная фаза; Sупор=0,965 [34]

Al5Ti2

Al5Ti2

a=0,3903

b=0,29196

Фаза стабильна до температуры 810 °С; Sупор=0,993 [36]

ε-Al3Ti

(высокотем-пературная фаза)

TiAl3 (DO22)

a=0,3849

c=0,8609

Существует при (74,2–75)Al

и T=1387–735 °С [37]

a=0,3853

c=0,8587

Существует при (74,5–75)Al и Т=1200 °С [37]

ε-Al3Ti

(низкотемпературная фаза)

TiAl3

a=0,3877

c=3,3828

Существует при (74,5–75)Al [37];

Sупор=0,987 [31]

Cu3Au

a=0,3972,

a=0,3967

Метастабильная фаза (сверхбыстрая

кристаллизация) [37]

Примечание. Sупор – степень упорядочения дальнего порядка.

 

Все интерметаллидные соединения системы Ti–Al имеют общую формулу AlxTiy(где x: 1, 2, 3, 5, 11; y: 1, 2, 3, 5) и являются упорядоченными соединениями с высокой степенью упорядочения Sупор – от 0,847 (у TiAl-фазы) до 0,993 (у Al5Ti2-фазы). Схемы расположения атомов в кристаллических решетках ряда интерметаллидных соединений, таких как TiAl, Al2Ti, Al5Ti3 и Al3Ti, показаны на рис. 3.

Кристаллическая решетка соединения TiAl является однопериодной решеткой с модулем периодичности 1, а соединения r-Al2Ti, h-Al2Ti и Al5Ti3 имеют длиннопериодные сверхструктурные (ДПСС) решетки с модулями 6; 3 и 16 соответственно. Соединения Al5Ti2 и Al11Ti5 являются метастабильными фазами и при термической обработке могут переходить в стабильные фазы TiAl и Al2Ti (h-Al2Ti и r-Al2Ti).

 

Рис. 3. Кристаллические структуры и параметры решеток фаз, обогащенных алюминием
в сплавах на основе фазы TiAl (а), метастабильной фазы Al5Ti3 (б), высокотемпературной (в)
и низкотемпературной формы (г) фазы r-Al2Ti [40]

 

Теплофизические и механические свойства интерметаллидов

состава Ti–(50–75)Al

Теплофизические и механические свойства литых сплавов на основе TiAl (например, сплав марки АВВ-2), литых соединений Al2Ti, Al3Ti и никелевого сплава (например, марки IN713C) представлены в табл. 2.

 

Таблица 2

Теплофизические свойства сплава на основеTiAl марки АВВ-2,

литых соединений Al2Ti и TiAl3и никелевого сплава марки IN713C [41–45]

Изучение интерметаллидов системы Ti–Al 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 Al2Ti и Al3Ti, которые по стойкости к окислению превосходят никелевый сплав IN713C.

В настоящее время получил применение интерметаллид TiAl, из которого в опытно-промышленном масштабе производят литые детали (лопатки турбины низкого давления) двигателей GEnx и PW1100G, что привело к снижению массы двигателей [23–25]. Информация по разработанным TiAl сплавам с различными системами легирования, структурами и механическими свойствами приведена в монографиях [22, 41].

Первые исследования интерметаллидов Ti и Al в области алюминиевой матрицы были направлены на изучение интерметаллида ε-Al3Ti, 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 – Fe, Co, Ni, Cu, V [46–48], Zn [49], Zr [50], Cr [51, 52], Ag [53, 54], La [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 интерметаллида Al2Ti.

 

Фазовые превращения в системе TiAl–Al3Ti

На рис. 4 представлена часть диаграммы состояния в области интерметаллидов TiAl–Al3Ti. Несмотря на проведенные исследования, центральная часть диаграммы является не до конца изученной и некоторые области отмечены пунктиром.

 

 

Рис. 4. Часть диаграммы состояния Ti–Al в области существования интерметаллидов TiAl, Al2Ti и Al3Ti [30]

В зависимости от состава и температуры установлены следующие фазы – стабильные фазы TiAl, r-Al2Ti и Al3Ti; метастабильные фазы Al5Ti3 и h-Al2Ti.

Фазы Al5Ti3 и h-Al2Ti наблюдаются в литом состоянии при термообработке при низких температурах [56]. Фаза Al5Ti3 быстро исчезает при температурах >900 °С в то время, как фаза h-Al2Ti остается условно стабильной до температуры 1200 °С. Сплав состава Ti–58Al после отжига <800 °С имел матрицу со структурой TiAl и вторую фазу Al5Ti3, которая исчезает при высоких температурах, превращаясь в фазу h-Al2Ti и сохраняющуюся до температуры 1200 °С. В сплаве состава Ti–62,5Al выделения фазы Al5Ti3 сохраняются при температурах <800 °С, и при повышении температуры она превращается в фазу h-Al2Ti [57–59]. Однофазный монокристалл фазы Al5Ti3 может существовать в широких температурных и временны́х интервалах отжига в упорядоченном состоянии, в котором присутствуют антифазные границы (АФГ) [60–62]. После отжига сплава состава Ti–62,5Al при температуре 1200 °C, а затем при втором отжиге при температуре 750 °C в течение 48 ч в структуре образовались однофазные зерна фазы Al5Ti3 [62]. В сплаве этого состава, выплавленного зонной плавкой и термообработанного при температуре 750 °C в течение 48 ч, фаза Al5Ti3 получена в виде основной фазы [61], а отжиг при температуре 930 °С обеспечил получение тонкопластинчатой морфологии из γ-TiAl и r-Al2Ti фаз [62].

Согласно диаграмме состояния, фазаr-Al2Ti стабильна при концентрациях алюминия Al–(42–37,5)Ti в температурном интервале от 700–1200 °C (рис. 4). Объемная доля фазы r-Al2Ti в двухфазной области TiAl+Al2Ti зависит от состава сплава и температуры и уменьшается с увеличением содержания титана и повышением температуры. Периодичность слоев Al в фазе r-Al2Ti отличается от периодичности в структуре L10 (фазы Al5Ti3 и h-Al2Ti имеют аналогичную решетку), вследствие чего зарождение и протекание превращения фазы Al5Ti3 вфазу r-Al2Ti проходит путем сложного диффузионного процесса [63]. Первоначально фаза Al5Ti3 образуется быстро, затем появляется метастабильнаяфаза h-Al2Ti и образование фазы r-Al2Ti происходит только после отжига при температуре <1000 °C.

После отжига сплава состава Al–42Ti при температуре 1000 °C в течение 1 ч, в γ-TiAl матрице остается только фаза r-Al2Ti. В сплавах составов Al–40Ti и Al–37,5Ti, содержащих фазы Al5Ti3 и r-Al2Ti в матрице γ-TiAl, фаза r-Al2Ti растворяется после отжига при температурах 1100 и 1200 °C в течение 1 ч [62]. Отжиг сплава состава Al–37,5Ti при температурах <1200 °C приводит к стабилизации фазы r-Al2Ti [64]. При температурах >800 °С сверхструктурные рефлексы фазы Al5Ti3 начинают исчезать, а рефлексы фазы h-Al2Ti становятся преобладающими [65]. В сплаве состава Al–37,5Ti установлена температурная зависимость существования фаз с ДПСС: упорядоченное состояние фазы Al5Ti3 менее температуры 900 °C с состоянием ближнего порядка и фазы h-Al2Ti (или r-Al2Ti) до температуры 1200 °С.

В работе [66] отмечалось, что пластинчатая фаза r-Al2Ti в монокристаллах сплава состава Al–37,5Ti исчезала после отжига при температуре 1200 °C с выдержкой 1 ч. Отжиги при температурах 500–900 °C в течение 1 ч не приводили к выделению фазы h-Al2Ti, хотя фазы r-Al2Ti и γ-TiAl стабильны в этом температурном интервале.

Метастабильный характер фазы h-Al2Ti наблюдался при температурах отжига <1200 °C [66]. Важным фактором для обеспечения стабильности этой сверхструктуры является продолжительность отжига: при температуре 900 °C в течение 1 ч формируется фаза h-Al2Ti с пластинчатой морфологией внутри матричной фазы, тогда как последующий отжиг при температуре >1000 °С может вызвать выделение фазы r-Al2Ti [67].

Исследования различных фаз с ДПСC в сплавах на основе γ-TiAl в области повышенного содержания алюминия в зависимости от концентрации алюминия и термической обработки, а также сплавов составов Al–40Ti и Al–37,5Ti выполнены в работе [59].

В сплавах с составом, близким к составу Al–38Ti, существуют возможности получения пластинчатых микроструктур из фазγ-TiAl+r-Al2Ti. Ранее отмечалось, что термообработка этого сплава при температуре 950 °C и выдержке 200 ч обеспечила получение полностью пластинчатой микроструктуры из фаз γ-ТiАl+r-Al2Ti. В литом состоянии сплав состава Аl–38Ti с такими же параметрами термической обработки, содержал две метастабильные фазы h-Al2Ti и Аl5Ti3. Поскольку фаза Al5Ti3 нестабильна при температурах >800 °C отдельные области с этой фазой растворялись в матрице после небольшой продолжительности отжига, а другие превращались в фазу γ-TiAl. Метастабильная фаза h-Al2Ti переходила в равновесную фазу r-Al2Ti после термической обработки при температуре 950 °C в течение 200 ч. Поскольку в сплаве состава Al–38Ti при температуре 1050 °C образуются стабильные пластинчатые структуры из фаз γ-ТiАl+r-Al2Ti, он может использоваться при повышенных температурах [68–70].

Hесмотря на многочисленные исследования сплавов на основе γ-TiAl, обогащенных алюминием, существует несколько малоизученных температурных областей, в которых фазовые превращения пока не совсем ясны. К таким областям относятся сплавы состава Ti–(55–77)Al при температурах от 900 до 1450 °C [31], причем область диаграммы TiAl–Al2Ti с содержанием (56–67)% Al 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 γ-TiAl+r-Al2Ti

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 TiAl по получению пластинчатой микроструктуры в двухфазных сплавах γ-TiAl+α2-Ti3Al с целью повышения прочности, стойкости к ползучести и вязкости разрушения. Положительное влияние пластинчатых структур в сплавах γ-TiAl+α2-Ti3Al связано с различиями деформационных механизмов вдоль пластин (легкое скольжение) и поперек пластин (трудное скольжение), которые создают анизотропию пластичности материала. В сплавах состава Al–(42–35)Ti возможно получение пластинчатой структуры, состоящей из фаз γ-TiAl, r-Al2Ti и др. В этом отношении интересен сплав состава Al–38Ti, 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 Al–(40–36)Ti пластинчатая структура может быть получена в результате отжига в диапазоне температур от 800 до 1000 °C [59]. Изучение условий формирования пластинчатых структур рассмотрено в работе [57], где исследовалось влияние параметров термообработки на процессы фазообразования и параметры микроструктуры. Образцы из сплава состава Al–38Ti, термообработанные при температуре 950 °C с продолжительностью выдержки при данной температуре 200 ч и последующей закалкой в воде, имели мелкозернистую и полностью пластинчатую микроструктуру из фаз γ-TiAl+r-Al2Ti.

Положительное влияние двухфазной структуры из фаз γ-ТiАl+r-Al2Ti на свойства сплавов связано с особенностями пластической деформации этих фаз. Пластическая деформации сплавов на основе γ-ТiАl зависит от многих факторов: содержания Аl, морфологии микроструктуры, кристаллографической ориентации зерен и температуры деформации [76]. Для двухфазных сплавов γ-ТiАl+α2-Ti3Аl основными деформационными механизмами являются скольжение одиночных дислокаций 1/2<110] {111}, сверхдислокаций <101] {111}, систем двойникования 1/6<112] {111} и скольжения cверхдислокаций 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 γ-TiAl менее прочная, чем фаза α2-Ti3Al, пластическая деформация протекает главным образом параллельно межфазному пространству и контролируется мягкой фазой γ-ТiАl. В случаях, когда компонента нагрузки перпендикулярна этим границам, она упрочняется фазой α2-Ti3Аl [77, 78].

В матричном сплаве Al2Ti атомы Al замещают некоторые атомы Ti на плоскости (001), что приводит к образованию фаз r-Al2Ti, h-Al2Ti и Al5Ti3 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 γ-TiAl+α2-Ti3Аl.

В работе [76] авторы наблюдали двойникование в сплаве состава Al–44Ti в интервале температур 800–1000 °C. В работе [79] авторы отмечали, что в сплаве состава Al–45,5Ti бо́льшая часть скольжения осуществлялась сверхдислокациями <011], а сверхрешеточное скольжение {111} <101] являлось преобладающей системой скольжения в монокристаллах сплавов составов Al–45,3Ti и Al–42Ti при температурах до 900 °C [62].

Авторы работы [80] отмечали, что в сплавах состава Al–(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 Al, в то время как образование сверхрешеточных дислокаций не зависело от составов композиций, поэтому пластическая деформация обогащенных алюминием сплавов на основе γ-TiAl контролировалась движением сверхрешеточных дислокаций. В некоторых монокристаллических сплавах на основе γ-TiAl, обогащенных Al, 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 γ-TiAl с повышенным содержанием титана, скользят по плоскостям {111}, но в сверхструктурных фазах r-Al2Ti и h-Al2Ti они двигаются как парные (или тройные).

Пластическая деформация и система скольжения в обогащенных алюминием сплавах на основе γ-TiAl очень чувствительны к образованию ДПСС в фазах Al5Ti3, h-Al2Ti и r-Al2Ti. 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 Al5Ti3, 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 Al–37,5Ti значения КНСС в системе скольжения 1/2<110] увеличиваются с ростом количества фазы h-Al2Ti и продолжительности отжига. Подобно фазам Al5Ti3 и h-Al2Ti, выделения фазы r-Al2Ti подавляют движение единичных дислокаций 1/2<110], что приводит к значительному упрочнению сплава [86, 87].

Системы скольжения в обогащенных алюминием сплавах на основе γ-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 (σ0,2) изменяются с увеличением температуры в три этапа. На первом этапе при низких температурах значения σ0,2 быстро уменьшаются, а с повышением температуры до ~600 °C образуется плато с постоянными значениями напряжения течения. На втором этапе значения σ0,2 увеличиваются и достигают пика при температурах 700–1000 °С в зависимости от ориентации кристалла. На третьем этапе значения σ0,2 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 oба 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 γ-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 γ-TiAl и r-Al2Ti. Отношение объемной доли пластин γ-фазы к r-фазе составляло около 1,1:1. Объемная доля фазы r-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 γ-TiAl обнаружены также регулярные дислокации несоответствия на межламинарных границах фаз γ-TiAl/r-Al2Ti, обеспечивающие значительное скольжение дислокаций 1/2<110] и 1/2<10] 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 γ-TiAl/r-Al2Ti в плоскости (001) [57]. Поэтому скольжение (или переползание) дислокации ограничивалось фазой γ-TiAl и зависело от направления силового воздействия. В работе [90] отмечено также, что деформации в пластинчатых сплавах составов Ti–61,8Al, Al–38Ti и Al–37,5Ti при повышенной температуре осуществлялись семейством плоскостей {111} и (001).

В работах по монокристаллическим сплавам составов Al–46Ti и Al–44Ti с пластинчатой структурой оценку значений КНСС для фазы γ-TiAl 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 γ-TiAl, обогащенном алюминием. Образование сверхструктур в матричной фазе γ-TiAl являлось причиной низкой пластичности сплавов на основе γ-TiAl. Различия в значениях КНСС между этими двумя системами скольжения (обычной и сверхструктурной) становятся ярко выраженными при образованииДПСС 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 γ-TiAl 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 γ-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 Al–45,3Ti, Al–44Ti, Al–42Ti, Al–40Ti и Al–37,5Ti после термообработки при температурe 1200 °C и установили, что ниже пиковой температуры дислокации сверхрешетки контролируют КНСС в сплаве состава Al–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 Al–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-Al2Ti 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 γ-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 интерметаллидных фаз показали присутствие упорядоченных соединений γ-TiAl и Al2Ti, метастабильной 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+γ-TiAl с пластинчатой структурой достигается термической обработкой в областях r-Al2Ti+γ-TiAl или γ-TiAl с регулируемой скоростью охлаждения.

Двухфазные сплавы r-TiAl2+γ-TiAl с пластинчатой структурой обладают аномальными механическими свойствами – увеличенной прочностью и сниженной пластичностью при температурах от 900 до 1100 °C.

Список источников
  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: 10.18577/2071-9140-2015-0-1-3-33.
  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 fur 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 пожаробезопасность титановых сплавов / Е.А. Борисова, Н.М. Скляров. 80 с.
  9. Иванов В.И., Ночовная Н.А. Перспективные жаропрочные материалы на основе алюминидов 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–Al–Nb // Титан. 2017. №4 (58). С. 23–28.
  22. Appel F., Oehring M. γ-Titanium Aluminide Alloys: Alloy Design and Properties // Titanium and Titanium Alloys. Fundamentals and Applications. Wiemheim: Wiley-VCH, 2003. P. 89–152.
  23. Appel F., Clemens H., Fischer F. Modeling concepts for intermetallic titanium aluminides // Journal of Progress Materials Science. 2016. Vol. 81. P. 55–124.
  24. Bewlay B.P., Nag S., Suzuki A., Weimer M.J. TiAl alloys in commercial aircraft engines materials at high temperatures // Journal of Materials at High Temperatures. 2016. Vol. 33. No. 5. P. 549–559.
  25. Lasalmonie A. Intermetallics: Why is its so difficult to introduce them in gas turbine engines // Journals of Intermetallics. 2006. Vol. 14. P. 1123–1129.
  26. Smarsly W., Bauer H., Glitz G., Clemens H. et al. Titanium aluminides for automotive and gas turbine application // Proceeding Conference Structural Intermetallic / ed. by K.J. Hemker. Warrendale: TMS, 2001. P. 25–34.
  27. 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.
  28. Kovneristy Y.K., Budberg P.B. Role of the Phase Diagrams for Development Titanium Alloys // Titanium`99. Science and Technology: Proceeding of the 9 th Wold Conference on Titanium / ed. by I.V. Gorynin, S.S. Ushkov. 2000. Vol. 1. P. 115–123.
  29. Grystsev A., Rogl F. Reassessment of the binary aluminium–titanium phase diagram // Journals of Phase Eqiulibrium and Diffusion. 2003. Vol. 24. P. 511–527.
  30. Schuster J.C., Palm M. Phase and phase relations in the partial system TiAl3–TiAl // Journals of Phase Eqiulibrium and Diffusion. 2006. Vol. 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–Al11Ti5 precipitation in Ag-modified L12–Al3Ti // 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/PROC-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. Р. 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/PROC-753-BB5.8.
  63. Hata S., Higuchi K., Itakura M. et al. Shot-range order in Al-rich γ-TiAl alloys studied by high-resolution transmission electron microscopy with image processing // Journal of Philosophical Magazine Letter. 2002. Vol. 82. No. 7. P. 363–372.
  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. Рaninsky 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. Кoyma 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. Nakanо 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 anisotropy 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. ½[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 γ-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/PROC-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 γ-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 γ-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 γ-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 γ-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 γ-Ti–56 Al // Journal of Intermetallics. 1999. Vol. 7. No. 9. P. 971–979.