Введение

Для создания перспективных энергетических силовых установок требуются новые материалы, работающие в условиях более высоких температур, повышенных нагрузок и длительного ресурса. С этой точки зрения разработка легких жаропрочных сплавов на основе интерметаллидов и технологий их производства является главной задачей современного материаловедения, так как ее решение позволит повысить
весовую отдачу, топливную эффективность и экологические характеристики силовой установки [1–5].

Многочисленные исследования по изучению структуры и механизмов пластической деформации нелегированного интерметаллида Al₂Ti не позволили в полной мере оценить его перспективность в качестве жаропрочного материала. Этот интерметаллид оказался достаточно сложным для производства и исследования структурных превращений при повышенных температурах, поэтому проведены исследования по изучению влияния составов двойных систем и легированного сплава на механические свойства при комнатной и повышенных температурах.

 *Часть 1 – см. «Труды ВИАМ», № 3 (97), 2021.

Механические свойства двойных сплавов на основе Al₂Ti

Ранее проведенные исследования показали, что интерметаллид Al₂Ti, обладая хорошими теплофизическими и упругими свойствами, имеет сложные фазовые и структурные превращения, существенным образом влияющие на механические свойства при комнатной и повышенных температурах. Для изучения влияния состава и структуры двойных сплавов на основе Al₂Ti на механические свойства при низких и повышенных температурах в работах [6–22] выполнены исследования, а в работе [19] изучалось также влияние легирования.

В работe [6] исследованы механические свойства образцов из сплава состава Al–33,3Ti* на основе Al₂Ti в состояниях – литое (Л), литое + газоизостатическое прессование (ГИП): при температуре 1150 °С и напряжении 70 МПа в течение 4 ч (Л + ГИП) и металлический порошок (МП) сплава с размером частиц 45 мкм + ГИП: при температуре 1000–1100 °С и напряжении 175 МПа в течение 4 ч (МП+ГИП). Испытания на сжатие проводили на образцах размером 3×3×7 мм при скорости нагружения 5,7·10^–4 с^–1. Результаты испытаний представлены в табл. 1.

Таблица 1

Свойства при сжатии интерметаллида Al₂Ti в различных состояниях

При температуре 20 °С наибольшие значения предела текучести показали образцы в состоянии МП + ГИП, средние значения имели образцы в литом состоянии, а наименьшие ‒ после состояния Л + ГИП. Сплав в состоянии МП + ГИП обладал наибольшей пластичностью при температуре 20 °С, однако трещины наблюдались при деформации 3,5 %, а разрушение происходило при деформации 4,5–5 %. Пластичность сплава в состояниях Л и Л + ГИП была низкой и не превышала 0,2–0,3 %.

С повышением температуры в сплавах происходит снижение прочностных и повышение пластических характеристик. Наибольшее снижение прочности и увеличение пластичности имеет материал в состоянии МП + ГИП. Сплавы в литом состоянии и после Л + ГИП показали высокие прочностные свойства при температурах до 1000 °С.

*Здесь и далее – составы сплавов приведены в % (атомн.).

В работе [7] исследована деформация монокристаллического сплава составаAl–37,5Ti при температурах 800–1200 °С и скоростях нагружения 1,7(10^–4–10^–1) с^–1. При испытаниях на растяжение использовали образцы размером 1×2×5 мм, на сжатие – размером 2×2×5 мм. Нагружение проводили по оси [201] при испытании в вакууме. Результаты испытаний представлены в табл. 2. При температуре 800 °С прочность монокристаллов сплава состава Al–37,5Ti составляла 65 МПа при отсутствии пластичности. С повышением температуры до 1100 °С прочность снизилась до 100–110 МПа, а при температуре 1200 °С составила всего ~(12–18) МПа.

Таблица 2

Напряжения течения при сжатии монокристаллов сплава состава Al–37,5Ti

при повышенных температурах

В результате испытаний зависимость деформации разрушения при растяжении сплава состава Al–37,5Ti в виде монокристаллов от скорости деформирования при температуре 1200 °С следующие:

Видно, что при температуре 800 °С и скоростях нагружения 1,7(10^–4–10^–1) с^–1 образцы показали хрупкое разрушение. При температурах >1000 °С и скорости нагружения 1,7·10^–4 с^–1 пластичность увеличивалась до 20 % и при температуре 1200 °С составила 185 %. При температуре 1200 °С и скорости нагружения 1,7·10^–2 с^–1 деформация составила 62 %, а скорость нагружения 1,7·10^–3 с^–1 обеспечила пластичность до 235 %, но при скорости нагружения 1,7·10^–4 с^–1 она уменьшилась до 185 %, что, по-видимому, обусловлено процессами динамической рекристаллизации.

Значения предела текучести и относительного удлинения при растяжении монокристаллов сплава состава Al–37,5Ti в зависимости от температуры представлены в табл. 3.

Таблица 3

Механические свойства при растяжении монокристаллов сплава состава Al–37,5Ti

при повышенных температурах и скорости нагружения 1,7·10^–4 с^–1

Исследование температурно-скоростных характеристик монокристаллов сплава состава Al–37,5Ti показало, что он имеет повышенную чувствительность к скорости деформирования при повышенной температуре. Высокая скорость деформирования сплава, равная 1,7·10^–1 с^–1, независимо от температуры приводила к тому, что выделения фазы r-Al₂Ti тормозили движение восходящих дислокаций, что повышало предел текучести и вызывало хрупкое разрушение при температуре 1200 °С. При температуре испытания 900 °С и малой скорости нагружения происходили снижение предела текучести и рост пластичности материала. При температурах >1000 °С объемная доля выделений фазы r-Al₂Ti уменьшалась и увеличивалось количество фазы h-Al₂Ti. Пластинчатые выделения фазы h-Al₂Ti не тормозили движение дислокаций и обеспечивали релаксацию напряжений. При температуре 1200 °С структурные изменения в сплаве вызывали разупрочнение за счет множества восходящих дислокаций и незначительного упрочнения выделениями фазы h-Al₂Ti, что приводило к стабильной деформации и большей пластичности, обеспечивающей повышенный коэффициент сверхпластичности для интерметаллидных сплавов.

Низкая технологичность литого сплава на основе Al₂Ti и отсутствие режимов горячей деформации этого материала способствовали разработке технологии литья и изучению структуры и механических свойств литых сплавов. Для этих целей использовали индукционную плавку с центробежной заливкой расплава в металлические формы [8–10]. При разработке технологии получения отливок из сплавов на основе Al₂Ti установлено, что кристаллизация заготовок с высокой скоростью охлаждения приводила к появлению усадочных раковин, пор и склонности отливок к разрушению из-за высоких термических напряжений.

Отработку технологии литья заготовок проверяли на сплаве состава Al–40Ti с поликристаллической направленной структурой из фаз r-Al₂Ti + γ-TiAl [9, 10]. Такую структуру получали направленной кристаллизацией с градиентом кристаллизации 6,4 °С/мм в образцах (диаметр/длина) размером 6,5×(80–90) мм. Кристаллизация расплава с таким температурным градиентом снижала термические напряжения в литых образцах, что исключало их растрескивание. Литые заготовки имели почти однофазную микроструктуру и содержали преимущественно фазу γ-TiAl. Отжиг при температуре 950 °С в течение 200 ч не оказал влияния на размеры зерен, которые изменялись от 20 до 45 мкм (рис. 1). После такой термической обработки образцы имели и пластинчатую микроструктуру из фаз γ-TiAl + r-Al₂Ti.

Рис. 1. Микроструктура сплава состава Al–40Ti после отжига при температуре 950 °С
в течение 200 ч

Механические свойства литых образцов из сплава состава Al–40Ti определяли при трехточечном изгибе на образцах размером 3,1×3,8×51 мм и расстоянием между опорами 40 мм, а испытания на сжатие проводили на образцах размером 3,1×3,8×45 мм при скорости нагружения 0,01 мм/мин, температурах 900–1000 °С в воздушной среде [10]. Полученные результаты представлены в табл. 4.

Таблица 4

Разрушающие напряжения при испытаниях на изгиб и сжатие

литых образцов из сплава состава Al–40Ti

Испытания показали, что литой материал имел бо́льшую прочность на сжатие по сравнению с испытаниями на изгиб, при этом до температуры 900 °С образцы не имели пластичности. Ограниченная пластичность наблюдается при температурах >900 °С, что свидетельствует о температуре хрупкопластичного перехода. При температурах >950 °С образцы показали пластичность >4 %. Сравнение разрушающих напряжений в литом состоянии и после термической обработки при 950 °С (выдержка 2 ч, закалка в воде) показало, что литой материал с направленной микроструктурой после термической обработки обладал прочностью 100 МПа, а с равноосной литой структурой имел прочность 200 МПа. При температуре 900 °Спрочность литого материала с равноосной микроструктурой увеличилась до 207 МПа, а термически обработанного – до 385 МПа. При температурах >950 °С литые образцы показали вдвое большую прочность при сжатии и имели межзеренное разрушение с небольшой долей разрушения внутри зерна.

Для оценки характеристик жаропрочности сплава состава Al–40Ti проводили испытания на ползучесть при сжатии и постоянных уровнях напряжений на стадии установившейся ползучести на образцах размером 3,1×3,8×5,1 мм при скоростях нагружения от 10^–3 до10^–5 с^–1, температурах 900, 950 и 1000 °С в воздушной среде.

Истинные скорости ползучести для сплава состава Al–40Ti при испытании на сжатие при повышенных температурах и напряжении 150 МПа составили:

Испытания показали, что сплав состава Al–40Ti при температурах >1000 °С начинает разупрочняться, что, по-видимому, связано с активностью восходящих дислокаций.

По заключению авторов работ [8–10], сплав состава Al–40Ti имеет значительные преимущества перед интерметаллидными двухфазными (γ-TiAl + α₂-Ti₃Al) сплавами, поскольку обладает достаточной технологичностью при изготовлении литых заготовок, высоким сопротивлением ползучести и лучшей стойкостью к окислению. Это дало основание утверждать, что низкие прочностные и пластические характеристики сплава не являются препятствием для использования его в качестве перспективного жаропрочного материала. Это утверждение явилось важным доводом для дальнейших исследований сплавов состава Al–40Ti.

В работе [11] проведено исследование отливок из сплавов состава Al–40Ti, полученных в индукционной печи с холодным тиглем и центробежной заливкой расплава. Литую структуру образцов изучали современными методами исследования. Испытания на ползучесть при сжатии проводили при температурах 900–1050 °С на полированных образцах размером 3,1×3,8×5,5 мм.

Типичные микроструктуры отливок представлены на рис. 2. Исходная литая структура имела почти однофазную микроструктуру фазы γ-TiAl, что свидетельствовало о нестабильном состоянии литого материала. Тонкие исследования структуры выявили в матрице γ-TiAl домены метастабильной фазы Al₅Ti₃ с размерами 5–10 нм. После отжига при температуре 1050 °С в течение 200 ч и закалки в воде структура становится почти пластинчатой, при этом размер зерен остается практически неизменным и составляет ~45 мкм (рис. 2, б).

Рис. 2. Микроструктура сплава состава Al–40Ti в литом состоянии (а) и после термической обработки (б) при температуре 1050 °С в течение 200 ч (закалка в воде)

Испытания на сжатие литых образцов при постоянных напряжениях 150, 120 и 80 МПа в виде кривых зависимости «истинная деформация–истинная скорость ползучести» при температуре 900 °С показаны на рис. 3.

Рис. 3. Истинные скорости ползучести и деформации при постоянных напряжениях при испытании на сжатие литого сплава состава Al–40Ti при температуре 900 °С

При температуре 900 °С литой сплав состава Al–40Ti обладал стойкостью к ползучести: при напряжении σ = 150 МПа скорость ползучести составляла ~2·10^–5 с^–1, при σ = 120 МПа ‒ равнялась ~7·10^–6 с^–1. При снижении напряжений до σ = 80 МПа скорость ползучести не превышала ~10^–6 с^–1. Изучена зависимость скорости ползучести на второй стадии ползучести от напряжений для сплава состава Al–40Ti в литом состоянии и после термической обработки при температуре 950 °С с закалкой в воде, а также для сплава состава Al–57Ti на основе γ-TiAl. Результаты представлены на рис. 4.

Испытания при температурах 900 и 1050 °С (рис. 4) показали, что литой и термообработанный сплав состава Al–40Ti имеет практически одинаковые кривые ползучести, что свидетельствует о незначительном влиянии микроструктуры. При испытании при температуре 1050 °С отмечен следующий эффект: если перед испытаниями образцы предварительно подвергали нагрузке 5 МПа в течение 40 ч, то скорость ползучести при испытаниях под нагрузкой 100 МПа уменьшалась с величины ~10^–3 до 3,5·10^–5 с^–1 (т. е. свыше двух порядков), что не нашло объяснения.

Рис. 4. Зависимости скорости ползучести на второй стадии ползучести от напряжений для литого сплава состава Al–40Ti (темные символы) и после термической обработки при температуре 950 °С в течение 200 ч с закалкой в воде (светлые символы) [10] и для сплава состава γ-Ti–43Al c пластинчатой структурой [12]

Поскольку исходная литая структура состояла из матричной фазы γ-TiAl, в которой присутствовали метастабильные домены фазы Al₅Ti₃, то при испытании при температуре 1050 °С они превращались в стабильные фазы γ-TiAl и r-Al₂Ti. Образование стабильной фазыr-Al₂Ti в виде тонких дисперсных частиц (или пластинок) с небольшими межпластинчатыми расстояниями обеспечивало сплаву низкую скорость ползучести.

Изучению сопротивления ползучести поликристаллических, направленно закристаллизованных сплавов (составы Al–40Ti и Al–38Ti) посвящены работы[13, 19]. Сплавы изготавливали методом индукционной плавки с последующей центробежной заливкой в формы. Монокристаллы образцов выращивали из поликристаллических заготовок методом перемещающейся зоны плавления в печи с радиационным нагревом. Структура поликристаллических образцов после отжига при температуре 950 °С в течение 50 ч состояла из пластинчатых фаз γ-TiAl + r-Al₂Ti с объемной долей каждой фазы ~50 % (рис. 5), которая практически не изменялась при увеличении содержания Al. Испытания на ползучесть при сжатии проводили на образцах кубической формы при температурах 900–1050 °С в воздушной среде. Установлено, что поликристаллический сплав состава Al–38Ti после отжига более стоек к ползучести при температуре 900 °С, чем сплавы составов Al–40Ti и Al–52Ti (γ-TiAl), а сплав состава Al–40Ti в монокристаллическом состоянии показал бо́льшую экспоненту напряжений и высокую стойкость к ползучести при температуре 1050 °С (рис. 6). Повышенная стойкость к ползучести монокристаллических сплавов, по сравнению с поликристаллическими сплавами, связана с отсутствием слабых структурных элементов на границах зерен.

Рис. 5. Микроструктура литого сплава состава Al–38Ti с двухфазной структурой из фаз
γ-TiAl + r-Al₂Ti после отжига при температуре 900 °С в течение 50 ч

Рис. 6. Зависимости установившейся ползучести от напряжений (а) для интерметаллидов составов TiAl (○ – [14], □ – [15], × – [16]), Al–40Ti (▲), Al–38Ti (♦), а также скорости деформации сдвига от критических напряжений (б) для сплава состава Al–40Ti при температурах
900 (r – монокристаллы, ▲ – поликристаллы) и 1050 °С (◊ – монокристаллы, ♦ – поликристаллы). Скорость деформации и напряжения рассчитаны в соответствии с уравнениями Шмидта и Тейлора

На рис. 7 представлены зависимости скорости ползучести от приложенных напряжений при сжатии монокристаллических образцов с ориентациями (100) и  испытанных при температуре 900 °С. Полученные результаты и расчеты показали, что при нагружении перпендикулярно  плоскости (100) и параллельно плоскости  факторы Шмидта оказались равными 0,408 и 0,49 соответственно. В образцах, нагруженных перпендикулярно плоскости (100), деформация протекала неоднородно и приводила к значительному изгибу образцов. В то время, как образцы, нагруженные параллельно оси интенсивно растрескивались по боковым сторонам после пластической деформации >8 %. Двухфазные пластинчатые структуры сплавов с фазами r-Al₂Ti + γ-TiAl при температурах до 900 °С стабильны, а укрупнение фазы r-Al₂Ti наблюдалось только при температуре 1050 °С. Отмечены и другие особенности поведения сплава – снижение стойкости к ползучести при приближении к однофазной области γ-TiAl, хрупкость монокристаллического материала и ослабленные границы зерен у поликристаллического материала. Кроме этого, отмечено, что сплав состава Al–40Ti имеет ограничения по верхнему температурному пределу, что связано с укрупнением и растворением пластин фазы r-Al₂Ti при температурах >1050 °С, а также со слабым влиянием субзеренных границ в поликристаллической структуре.

Рис. 7. Зависимости скорости деформации на второй стадии ползучести от критических напряжений сдвига при температуре 900 °С для монокристаллов сплава состава Al–40Ti: ◊ – нагружение перпендикулярно плоскости (100); Δ – нагружение параллельно плоскости

Однако проведенные исследования не дают полного понимания влияния структурных параметров на стойкость к ползучести сплавов составов Al–40Ti и Al–38Ti, поэтому для выяснения этих закономерностей необходимо проведение дальнейших исследований.

В работах [17–19] продолжены исследования характеристик стойкости к ползучести при температурах 900–1050 °С сплавов составов Al–40Ti и Al–38Ti в литом состоянии и после термической обработки. Литые образцы изготавливали индукционной плавкой с последующей заливкой расплава в формы [19]. Механические испытания на сжатие проводили на полированных образцах размером 3,1×3,8×5,5 мм при температурах 900–1050 °С.

Литые образцы сплавов содержат в основном фазу γ-TiAl (рис. 8), а также области с множественными доменами фазы r-Al₂Ti, метастабильную фазу Al₅Ti₃ размером 5–10 нм и фазу h-Al₂Ti. Присутствие вторичной фазы h-Al₂Ti связано с тем, что матричная фаза γ-TiAl имеет с метастабильной фазой h-TiAl₂ следующие ориентационные соответствия: [001]_(γ-TiAl) || [001] _(h-TiAl2) и [100](_γ-TiAl) || [100] _(h-TiAl2) или [100]_(γ-TiAl) || [010]_(h-TiAl2). Плоскости фазы h-TiAl₂ принадлежат семейству плоскостей {301} в то время, как плоскости фазы γ-TiAl принадлежат семейству {101}. Межфазные поверхности между обеими фазами r-Al₂Ti и h-Al₂Ti являются двойниковыми поверхностями {310}.

В литых образцах сплава состава Al–40Ti после отжига формировалась почти двухфазная структура r-Al₂Ti + γ-TiAl (рис. 8, а), а сплав состава Al–38Ti после отжига содержал тонкую микроструктуру (рис. 8, б). Зависимости скорости ползучести от напряжений для сплавов составов Al–40Ti и Al–38Ti в термически обработанном состоянии при температурах 1000 и 1050 °С представлены на рис. 9. При сравнении результатов испытаний на стойкость к ползучести сплавов составов Al–40Ti и Al–38Ti с почти пластинчатой структурой отмечено, что при температурах 1000 и 1050 °С сплавы этих составов имеет лучшую стойкость к ползучести после термической обработки. Испытания этих сплавов на стойкость к ползучести при температуре 1050 °С выявили отсутствие влияния термической обработки. Сплав состава Al–38Ti в литом состоянии и после термической обработки по сопротивлению ползучести превосходил сплав Al–40Ti при температурах 1000 и 1050 °С.

Рис. 8. Микроструктура образцов из сплавов составов Al–40Ti (а) и Al–38Ti (б) в литом
состоянии и после термической обработки по режимам: 950 °С в течение 200 (а) и 50 ч (б) при охлаждении в воде [20]

Рис. 9. Сравнение минимальной скорости ползучести на второй стадии при температурах 1000 (а) и 1050 °С (б) сплавов составов Al–40Ti (▲, •) и Al–38Ti (Δ, Ο) в литом состоянии и после термической обработки [20]

Установлено, что в процессе испытаний на ползучесть происходит превращение фазы h-Al₂Ti в фазуr-Al₂Ti как в литых образцах, так и в образцах после термической обработки.

Проведенные исследования по выявлению влияния температур и уровней напряжений показали, что экспонента напряжений постоянна и равна 4, что подтверждало установленное ранее влияние винтовых дислокаций на сопротивление ползучести интерметаллидных сплавов системы Ti–Al [21, 22].

Изучение влияния температуры, напряжений и модуля упругости на скорость ползучести при температурах 900–1050 °С сплавов составов Al–40Ti и Al–38Ti позволило определить энергию активации ползучести Q с использованием уравнения

где ε^· – скорость ползучести; А – постоянная; σ – напряжение; Е – модуль упругости; R – универсальная газовая постоянная; T – температура.

Для сплава состава Al–40Ti в литом состоянии энергия активации ползучести составила 550 кДж/моль, а после термической обработки 430 кДж/мол. Для сплава состава Al–38Ti в литом состоянии и после термической обработки энергии активации ползучести имели близкие значения: 385 и 383 кДж/моль соответственно. Полученные значения энергии активации ползучести отличались от научно-технических литературных данных по диффузии элементов в интерметаллиде γ-TiAl [22], которые равны Q_Al = 356 кДж/мoль и Q_Ti = 249 кДж/моль, что свидетельствует о ведущей роли титана в снижении жаропрочности интерметаллидных сплавов системы Ti–Al.

В процессе испытаний на ползучесть отмечались также и другие явления [19]. В сплаве состава Al–38Ti как в литом, так и в термообработанном состояниях происходили структурные изменения – образование протяженных малоугловых границ, дислокаций в глобулярных фазах r-Al₂Ti и γ-TiAl, а также в зонах с пластинчатой (r-Al₂Ti + γ-TiAl) структурой, где дислокации присутствовали преимущественно в фазе γ-TiAl. Обнаруженные явления являются важными, поскольку могут влиять на температуру и продолжительность эксплуатации этих сплавов.

Исследования двухфазных сплавов на основе Al₂Ti показали, что они обладают характерными особенностями механических свойств при комнатной и повышенных температурах.

При комнатной температуре литые сплавы при растяжении имеют низкие прочностные и пластические свойства, а лучшие характеристики получены при испытаниях на сжатие. Наибольшие значения прочности и пластичности обеспечивал порошковый материал после ГИП, что свидетельствовало о значительном влиянии размера зерна на механические свойства. С повышением температуры в сплавах наблюдалось снижение прочностных и повышение пластических характеристик. Наибольшее снижение прочности и повышение пластичности отмечалось в материале МП + ГИП. Сплавы в литом состоянии и после ГИП имели наиболее высокие прочностные свойства при температурах до 950 °С.

Двухфазный сплав состава Al–37,5Ti показал повышенную зависимость деформации от скорости нагружения: при температуре 1200 °С и скорости нагружения 1,7·10^–1 с^–1 пластичность сплава имеет нулевое значение, скорость нагружения 1,7·10^–2 с^–1 обеспечила значение деформации 62 %, а при скорости нагружения 1,7·10^–4 с^–1наблюдался режим сверхпластичности.

Наименьшая скорость ползучести при изгибе отмечена у сплава состава Al–38Ti с двухфазной структурой (r-Al₂Ti + γ-TiAl) в состоянии Л + ГИП, которая при температуре 1000 °С и напряжении 100 МПа составила 1,5·10^–5 с^–1, а при температуре 1050 °С при том же напряжении скорость ползучести равна 7·10^–5 с^–1, т. е. в 4,5 раза больше.

Многочисленные исследования сплавов с двухфазной (r-Al₂Ti + γ-TiAl) структурой (равноосной или пластинчатой) не обеспечили в сплавах требуемой прочности и пластичности, поэтому были сделаны попытки использовать легирование для изменения фазового состава и морфологии структурных составляющих, которые могли бы улучшить указанные характеристики.

Влияние легирования на свойства Al₂Ti сплавов

Изучению легирования интерметаллида Al₂Ti посвящены несколько работ [19, 20, 23], но только в работе [19] представлены исследования механических свойств легированного ниобием сплава – исследован тройной сплав состава Al–36Ti–2Nb. Сплав изготавливали центробежным литьем и подвергали термической обработке для изучения изменений в структуре. Вследствие низких значений свойств при растяжении, испытания проводили при сжатии и трехточечном  изгибе, а испытания на скорость ползучести – при постоянных напряжениях на стадии установившейся ползучести при температурах 900 и 1050 °С в воздушной среде.

На рис. 10 представлена микроструктура сплава состава Al–36Ti–2Nb в исходном литом состоянии и после термической обработки. Рентгеновский фазовый анализ литого материала показал, что он представлен в основном однофазной структурой, состоящей из фазы TiAl и небольшого количества фазы r-Al₂Ti. Близкие результаты по определению фазового состава этого сплава в литом состоянии получены в работе [21]. Размер зерен в образцах составлял 20–45 мкм. После термической обработки при температуре 950 °С с выдержкой 50 ч и закалкой в воде фазовый состав сплава изменился (в % (по массе)) до 60TiAl + 40 r-Al₂Ti с изменением размеров зерен от 10 до 55 мкм (рис. 10).

Рис. 10. Микроструктура сплава состава Al–36Ti–2Nb в литом состоянии (а) и после термической обработки при температуре 950 °С в течение 50 ч, охлаждение в воде (б)

Механические свойства образцов из сплавов Al–38Ti–2Nb и Al–38Ti в литом состоянии представлены в табл. 7.

В сплаве состава Al–36Ti–2Nb при температуре 20 °С разрушающие напряжения составили 219 МПа при пластичности 0,04 %. При температуре 900 °С разрушающие напряжения этого сплава увеличились до 285 МПа, а пластичность повысилась до 0,27 %. При температуре 950 °С сплав показал предел прочности σ_в.изг = 179 МПа и пластичность ε > 3 %, в то время как у сплава состава Al–38Ti предел прочности составил σ_в.изг = 215 МПа при пластичности 0,3 %. Отсутствие пластичности у сплавов составов Al–38Ti и Al–36Ti–2Nb до температуры 850 °С связано с наличием хрупкопластичного перехода при температурах >900 °С.

Таблица 5

Механические свойства литых сплавов составов Al–38Ti и Al–36Ti–2Nb

при изгибе и различных температурах

На рис. 11 представлены зависимости минимальных скоростей ползучести от напряжений при температурах 900–1050 °С для сплава состава Al–36Ti–2Nb в состоянии после литья и после термической обработки.

Рис. 11. Зависимости минимальной скорости ползучести от напряжений для сплава состава Al–36Ti–2Nb в состоянии после литья (а) и после термической обработки при температуре 950 °С в течение 50 ч, охлаждение в воде (б)

Для сравнения минимальной скорости ползучести для сплава состава Al–36Ti–2Nb в литом и термообработанном состояниях при температурах 900–1050 °С было выбрано напряжении 100 МПа, полученные результаты представлены в табл. 6.

Таблица 6

Сравнение минимальной скорости ползучести при изгибе сплава состава Al–38Ti–2Nb

в литом состоянии и после термической обработки

при повышенных температурах и напряжении 100 МПа

Проведенные испытания показали преимущества литого и термически обработанного сплава состава Al–38Ti–2Nb при температурах до 950 °С. При температурах >1000 °С сопротивление ползучести литого и термически обработанного сплава имеют близкие значение. Такое поведение сплава связано с большей прочностью термически обработанного сплава до температуры 950 °С, выше которой преимущества по прочности имеет сплав в литом состоянии.

Для жаропрочного применения сплавов большое значение имеет их стойкость к температурной газовой коррозии, поскольку образующийся малопластичный газонасыщенный слой ухудшает механические свойства сплавов. Для изучения этого явления выполнены исследования по циклическому окислению некоторых интерметаллидных сплавов по режиму: нагрев до 900 °С, выдержка 1 ч, охлаждение на воздухе до 20 °С с последующими повторениями цикла. Суммарная выдержка образцов при температуре 900 °С составляла 100 ч. Результаты экспериментов для сплава на основе интерметаллида γ-TiAl, двухфазного сплава состава Al–38Ti и легированного сплава состава Al–36Ti–2Nb представлены на рис. 12.

По стойкости к циклическому окислению составы сплавов располагались в ряд: Al–36Ti–2Nb → Al–38Ti ˃ γ-TiAl. Стойкость к окислению сплава состава Al–36Ti–2Nb обеспечивалась низким значением константы реакции окисления и высокими ‒ для других составов сплавов: 0,243 мг/(см∙ч) – для интерметаллида γ-TiAl; 0,028 мг/(см∙ч) – для Al–38Ti;  0,001 мг/(см∙ч) – для Al–38Ti–2Nb. Повышенная стойкость к окислению сплава состава Al–38Ti–2Nb связана с образованием наружного слоя из плотного оксида алюминия, промежуточного слоя из оксидов алюминия и титана. Образование такого комбинированного слоя затрудняет подвод кислорода к границе раздела «газ–металл» и тормозит образование и рост защитной оксидной пленки.

Исследование сплава состава Al–36Ti–2Nb в литом состоянии показало, что при комнатной температуре он имеет в литом состоянии пониженные механические свойства при изгибе – предел прочности и пластичность. Наличие таких свойств связано с двумя обстоятельствами – образованием неравновесной структуры, состоящей из фаз γ-TiAl и h-Al₂Ti(Al₅Ti₃), при изготовлении заготовок и наличие интервала хрупкопластичного перехода из-за присутствия в структуре упорядоченных фаз. Термическая обработка сплава в двухфазной (γ-TiAl + r-Al₂Ti) области стабилизировало микроструктуру сплава, что привело к увеличению предела прочности и пластичности при повышенных температурах:

– при 900 °С – предел прочности при изгибе равнялся 285 МПа при пластичности 0,27 %, а скорость ползучести при напряжении 100 МПа составила 6·10^–7 с^–1;

– при 950 °С – предел прочности составил 170 МПа и пластичность ˃3 %, а скорость ползучести при том же напряжении равнялась 2·10^–6 c^–1.

По характеристикам скорости ползучести сплав состава Al–36Ti–2Nb превосходил сплавы с двухфазной структурой (γ-TiAl + α₂-TiAl) на 53 °С. Кроме того, этот сплав обладал повышенной циклической жаростойкостью при температуре 900 °С за время 100 ч в сравнении сo сплавом состава Al–38Ti и в особенности интерметаллида γ-TiAl [19, 24].

Рис. 12. Кривые циклического окисления сплавов составов γ-TiAl (- - -), Al–38Ti (Ï)
и Al–36Ti–2Nb (□) при температуре 900 °С за время 100 ч в воздушной среде [19]

Проведенные исследования по изучению свойств двойных сплавов на основе интерметаллида Al₂Ti и легированного сплава состава Al–36Ti–2Nb показали, что, несмотря на низкие прочностные и пластические свойства сплавов при комнатной температуре, полученные результаты испытаний на жаропрочность (скорость ползучести на второй стадии) и стойкость к окислению дают основу для будущих разработок легких жаропрочных интерметаллидных cплавов на основе Al_хTi.

Как отмечалось в работах [24–26], для этих целей необходимо проведение дальнейших работ по изучению влияния легирования активными переходными и редкоземельными элементами, а также неметаллическими элементами, для модифицирования литой структуры. Использование перечисленных элементов будет способствовать формированию стабильного фазового состава сплавов, очистке сплавов от примесей, а также получению более мелкозернистой исходной структуры. Дополнительно к этому использование термомеханической и/или термической обработок будет способствовать формированию оптимальной низкотемпературной и термически стойкой микроструктуры. Сочетание этих воздействий позволит разработать сплавы с улучшенными механическими характеристиками.

Заключения

Литые сплавы на основе интерметаллида Al₂Ti при комнатной температуре и испытаниях на растяжение обладают низкими механическими свойствами – прочностью и пластичностью, но лучшими характеристиками при сжатии. Наибольшие значения прочности и пластичности имеет материал, изготовленный по схеме МП + ГИП.

С повышением температуры в сплавах происходит снижение прочностных и повышение пластических характеристик. Наибольшее снижение прочности и повышение пластичности имеет материал, изготовленный по схеме МП + ГИП. Сплавы в литом и литом + ГИП состояниях показали высокие прочностные свойства при температурах до 1000 °С.

Двойные сплавы на основе интерметаллида Al₂Ti чувствительны к скорости нагружения: при температуре 1200 °С и скорости нагружения 1,7·10^–1 с^–1 сплав имеет нулевые значения пластичности, скорость нагружения 1,7·10^–2 с^–1 обеспечивает деформацию 62 %, а при скорости нагружения 1,7·10^–4 с^–1возникает режим сверхпластичности с коэффициентом 0,4.

Двойной сплав состава Al–38Ti в литом состоянии и после термической обработки показал следующие механические свойства при изгибе при температуре 900 °С: σ_в.изг = 255 МПа, ε = 0,3 % и скорость ползучести при напряжении 100 МПа равна 6·10^–6 с^–1.

Сплав состава Al–36Ti–2Nb в литом и термообработанном состоянии обеспечивает при изгибе при температуре испытания 900 °С следующие свойства: σ_в.изг = 285 МПа, ε = 0,27 % и скорость ползучести при напряжении 100 МПа равна 6·10^–7 с^–1.

Сплав состава Al–36Ti–2Nb обладает повышенной циклической жаростойкостью при температурах 20 ⇄ 900 °С в течение 100 ч, равной 3 г/м², сплав на основе γ-TiAl в этих условиях показал значение 50 г/м².

Дальнейшие работы по изучению сплавов на основе интерметаллида Al₂Ti необходимо проводить в направлении комплексного легирования, использования термомеханической и термической обработок для измельчения и формирования оптимальной микроструктуры, которая будет обеспечивать лучший комплекс механических свойств.