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:

где ν – максимальная скорость, развиваемая летательным аппаратом; I – удельный импульс энергетической установки (реактивного двигателя); M₁ – исходная масса летательного аппарата (полезный груз, конструкция и топливо); M₂ – 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 Al–Ti наибольший интерес представляют три интерметаллидных соединения: AlTi, Al₂Ti и Al₃Ti. При этом гамма-сплавы на основе AlTi нашли свое применение, однако обладают наибольшей плотностью из всех алюминидов титана. Так, интерметаллид Al₃Ti имеет наименьшую плотность, но из-за чрезвычайной хрупкости пока находит применение только в виде покрытий, а соединение Al₂Ti, находясь между ними, представляет, таким образом, некий компромисс – сохраняя легкость соединения Al₃Ti, проявляет пластические свойства, более присущие γ-сплаву на основе AlTi [7–9].

Современное состояние исследований

по интерметаллидным соединениям системы Al–Ti

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 γ-AlTi. 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.) Al.

Кристаллическая структура

интерметаллидных соединений AlTi и Al₂Ti

В настоящее время известно большое число исследований диаграмм системы Al–Ti, в которых установлены области гомогенности интерметаллидных соединений, изучены их структура и свойства [12, 13]. Наиболее интересным является интерметаллид Al₂Ti – данное соединение представлено тремя фазами: r-Al₂Ti, образующейся при низкой температуре, и высокотемпературной h-Al₂Ti, а также метастабильной фазы Al₅Ti₃.

Интерметаллид Al₂Ti – это упорядоченное соединение, обладающее высокой степенью дальнего порядка: 0,98 (у фазыr-Al₂Ti) и 0,993 (у фазы Al₅Ti₃). Схематически расположение атомов в кристаллических решетках интерметаллидных соединений AlTi и Al₂Ti представлено на рис. 1. Параметры кристаллических решеток этих фаз представлены в табл. 1 [14].

Рис. 1. Кристаллические решетки интерметаллидных фаз AlTi и Al₂Ti

Таблица 1

Кристаллографические параметры решеток фаз AlTi и Al₂Ti

Кристаллическая решетка соединения AlTi представляет собой однопериодную решетку с модулем М = 1, а соединения Al₅Ti₃, r-Al₂Ti и h-Al₂Ti являются длиннопериодными решетками с модулями периодичности М = 16, М = 6 и М = 3 соответственно. Соединения h-Al₂Ti и Al₅Ti₃, являясь метастабильными фазами, при термических обработках могут распадаться и переходить в стабильные фазы AlTi и r-Al₂Ti.

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 Al–Ti в области нахождения фаз h-Al₂Ti, r-Al₂Ti и Al₅Ti₃

(1d-APS – одномерные противофазные структуры)

Фазовые превращенияв интерметаллиде Al₂Ti

В работе [15] при анализе сплавов составов от 59 до 62 % (атомн.) Al 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 c 59,5; 60 и 60,5 % (атомн.) Al после плавки

во взвешенном состояниии сплава c 59,7 % (атомн.) Al после центробежной заливки

Из представленных данных видно, что сплавы, изготовленные способом ВС или ЦЗ, обеспечивают сплавам метастабильный фазовый состав, состоящий из матричной фазы AlTiи вторичных фаз Al₅Ti₃ и h-Al₂Ti. В соответствии с диаграммой состояния при температурах <1215 °С в структуре сплавов должна присутствовать фаза r-Al₂Ti, однако этого не происходит, так как образование фазы r-Al₂Tiосуществляется двумя способами, показанными на рис. 3.

Рис. 3. Схема перестройки кристаллических решеток фазы h-Al₂Ti

в фазу r-Al₂Ti по I и II вариантам [14]

Образование фаз Al₅Ti₃ и h-Al₂Ti, осуществляемое в ходе низкотемпературной термообработки, наблюдалось в литых образцах [16]. Фаза Al₅Ti₃ очень неустойчива при температурах >900 °С, в то время как фаза h-Al₂Ti стабильна до температур 1200 °С. Сплав, содержащий 58 % (атомн.) Al, после отжига при температуре <800 °С имел матричную фазу γ-AlTi и вторую фазу Al₅Ti₃, которая исчезала при нагреве, превращаясь в фазу h-Al₂Ti. В сплаве, содержащем 62,5 % (атомн.) Al, при температурах <800 °С наблюдались выделения фазы Al₅Ti₃, превращающиеся с повышением температуры в фазу h-Al₂Ti [15–18]. Фаза Al₅Ti₃ наблюдалась в области гомогенности в упорядоченном состоянии в виде монокристалла с характерными антифазными границами [19]. Двухступенчатый отжиг сплава, содержащего 62,5 % (атомн.) Al , при температурах 1200 и 750 °C в течение 2 сут, привел к образованию в его структуре зерен фазы Al₅Ti₃ [20, 21]. В образце сплава аналогичного состава, полученного методом зонной плавки и затем термообработанного при температуре 750 °C в течение 2 сут, матричная структура также состояла из фазы Al₅Ti₃ [22], а приотжиге при температуре 930 °С сформировалась ламеллярная структура γ-AlTi+r-Al₂Ti [23].

Образование метастабильной фазы Al₅Ti₃ из матричной фазы AlTi происходит при упорядоченном замещении титана алюминием на титановой плоскости (002) в решетке AlTi. Фаза Al₅Ti₃ не является обособленной второй фазой и присутствует в фазе AlTi в виде локальных упорядоченных областей, состоящих изнебольших доменов, растущих когерентно в матрице AlTi с низким индексом межрешеточных плоскостей [20–23].

Температура превращения фазы Al₅Ti₃ при нагреве зависит от состава сплава (рис. 2) и имеет температурный максимум при содержании Al ~62,5 % (атомн.), соответствующего составу фазы Al₅Ti₃, а температура распада этойфазы зависит от продолжительности отжига в области стабильности (пунктирная область на рис. 2).

Низкотемпературная фаза r-Al₂Ti при охлаждении быстро не образуется, а только через превращения в фазыAl₅Ti₃ иh-Al₂Ti, которые имеют близкое соответствие структуре AlTi. Кристаллографический анализ показал, что существует соответствие между структурами AlTi и Al₅Ti₃ или AlTi и h-Al₂Ti, но такое соответствие не наблюдается между структурами AlTi и r-Al₂Ti. При охлаждении из однофазной области AlTi, фазы Al₅Ti₃ и h-Al₂Ti могут быстро образовываться за счет диффузии, а образование фазы r-Al₂Ti требует большего времени [11, 24, 25].

Область существования (гомогенности) фазы r-Al₂Ti находится в диапазоне концентраций (65–67) % (атомн.) Al при температуре до 1200 °C. Расположение атомов алюминия в узлах кристаллической решетки r-Al₂Ti не характерно для L1₀-структуры. Это объясняет комплексность диффузионного процесса зарождения и превращения фазы Al₅Ti₃ вфазу r-Al₂Ti [26–28]: сначала происходит быстрое образование фазы Al₅Ti₃, после этого – метастабильной фазы h-Al₂Ti. Дальнейшее образование фазы r-Al₂Ti наблюдается после отжига при температуре ~1000 °C.

Литейные технологии производства

литья интерметаллида γ-AlTi 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 Al–Ti (рис. 4).

С точки зрения литейных свойств фазовую диаграмму Al–Ti можно условно разделить на две части. В левой части находятся сплавы с содержанием до 75 % (атомн.) Al ‒ в частности, α- и α₂-сплавы, γ-сплавы и сплавы на основе соединения Al₂Ti. Эти сплавы имеют узкие интервалы кристаллизации – в пределах 100 °С (рис. 5).

Рис. 4. Фазовая диаграмма системы Al–Ti [29]

Рис. 5. Температуры солидус и ликвидус сплавов

в обогащенной алюминием части диаграммыAl–Ti [12]

(1d-APS – одномерные противофазные структуры)

Подобные сплавы имеют хорошую жидкотекучесть. Повышенная жидкотекучесть 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.) Al, а именно – композиции на основе соединения Al₃Ti. Такие сплавы кристаллизуются в широком диапазоне температур (по различным оценкам) – от 400 до 800 °С [12], что обуславливает их низкую жидкотекучесть. 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 γ-сплавам. Наибольшее распространение получили сплавы на основе AlTi, применяемые для изготовления лопаток турбин низкого давления [30].

В исследовании [31] проводилась оценка жидкотекучести и заполняемости формы γ-сплавом состава Ti–34,5Al–Nb–Cr (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.

Рис. 6. Жидкотекучесть различных титановых сплавов [31].

Данные по сплаву γ-AlTi + Al₂Ti – ориентировочные

Рис. 7. Заполняемость различными сплавами графитовой пробы Чикеля [31].

Данные по сплаву γ-AlTi + Al₂Ti – ориентировочные

В обогащенной алюминием области фазовой диаграммы Al–Ti особый интерес вызывают сплавы на основе Al₂Ti благодаря их пониженной плотности и высоким показателям удельной прочности и коррозионной стойкости. Теплофизические характеристики интерметаллидов AlTi и Al₂Ti приведены в табл. 3.

Таблица 3

Физико-механические свойства интерметаллидов AlTi, Al₂Ti

и никелевого сплава Inconel 713С [32]

Как видно из представленных данных, интерметаллид Al₂Ti обладает низкой плотностью, повышенным удельным модулем упругости и жаростойкостью, превосходящей жаростойкость никелевого сплава Inconel 713С. Основным недостатком интерметаллида Al₂Ti являются крайне низкие прочность и пластичность.

Особенности металлургического производства сплавов

на основе интерметаллида Al₂Ti

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 Al₂Ti (Al–33 % (атомн.) Ti), 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 вакуумно-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 Al₂Ti 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 AlTi и Al₂Ti

Некоторые теплофизические свойства интерметаллидов AlTi и Al₂Ti представлены в табл. 4 [32].

Таблица 4

Теплофизические свойства интерметаллидов AlTi и Al₂Ti

Из представленных данных видно, что по основным теплофизическим свойствам интерметаллиды AlTi и Al₂Ti имеют близкие значения параметров, поэтому технологический процесс получения отливок из сплавов на основе Al₂Ti будет во многом повторять разработанные технологии для сплавов состава AlTi.

В работе [33] приведены свойства слитков и фасонных отливок из сплава состава (в % (по массе)) Ti–48Al–2Nb–2Cr, 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

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 γ-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 γ-фазы путем скольжения и замены ее на зеренную структуру γ- и α-фаз.

При термообработке с нагревом до температур двухфазной (γ + α)-области, следующей после ГИП, продолжается разрушение ламеллярной структуры и замена ее зеренной. Этот процесс при термообработке происходит, по-видимому, за счет напряжений, возникающих из-за значительного объемного эффекта фазового превращения γ⇄α. 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 γ- и α-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 AlTi

Таким образом, предел прочности для фасонной отливки при 20 °C составил ~560 МПа, а при повышении температуры испытания ≥700 °С уменьшился до 510–
520 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 Al₂Ti. 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.

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

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 Al₂Ti 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 γ-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 (d – до 0,5 % при температуре испытания 20 °С) и прочностных свойств (σ_в≤ 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 (γ-AlTi + r-Al₂Ti) интерметаллидов. Анализ фазовой диаграммы позволяет утверждать, что данные сплавы имеют хорошие литейные свойства – жидкотекучесть (300–350 мм) и заполняемость (на уровне γ-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 γ-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 γ-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 γ-сплавами.