Выбор легирующих элементов для сплавов на основе алюминида титана
Автор: Деменок Анна Олеговна, Ганеев Альмир Амирович, Деменок Олег Борисович, Кулаков Борис Алексеевич
Журнал: Вестник Южно-Уральского государственного университета. Серия: Металлургия @vestnik-susu-metallurgy
Статья в выпуске: 1 т.13, 2013 года.
Бесплатный доступ
Выполнено исследование тройных диаграмм состояния системы Ti-Al-Элемент для синтеза интерметаллидных сплавов на их основе. Определены наиболее перспективные легирующие элементы для создания интерметаллидного сплава. Получены области варьирования легирующих элементов для сплавов с необходимым фазовым составом.
Титан, алюминий, диаграмма состояния, фазовый состав, интерметаллид, алюминид титана, синтез сплавов
Короткий адрес: https://sciup.org/147156816
IDR: 147156816
Текст научной статьи Выбор легирующих элементов для сплавов на основе алюминида титана
С развитием авиационного двигателестроения от поколения к поколению усложняется конструкция двигателей, увеличиваются рабочие температуры, уменьшается вес самого двигателя за счет применения более конструктивных материалов.
Наиболее ответственной частью газотурбинного двигателя (ГТД) являются лопатки, которые работают в условиях воздействия статического и динамического газового потоков. Напряжения изгиба, возникающие под действием газового потока, достигают 200 МПа. При этом возможны температурные перепады типа тепловых ударов до 600–700 °С [1].
На данный момент в России для изготовления лопаток турбин низкого давления (ТНД) и компрессора высокого давления (КВД) используются жаропрочные никелевые сплавы, поскольку они обладают наилучшими механическими свойствами, широким диапазоном рабочих температур (до 1050 °С), высокими эрозионными и коррозионными свойствами. Но они имеют низкую удельную жаропрочность из-за высокой плотности. Применение данных сплавов при рабочих температурах ниже 900 °С не увеличивает ресурс лопаток, но приводит к значительному увеличению веса авиадвигателя.
В процессе литературного обзора показано, что для двигателей нового поколения более перспективными материалами являются интерметал-лидные сплавы системы Ti–Al. Они обладают высокой удельной жаропрочностью, стойкостью к окислению, высоким модулем упругости и малой плотностью.
По удельной прочности γ-TiAl сплавы в интервале температур 600–850 °С превосходят (в зависимости от структурного состояния) все традиционные конструкционные материалы. Предполагается, что γ-TiAl сплавы частично заменят жаропрочные никелевые сплавы в ГТД, что позволит качественно увеличить соотношение «тяга–вес» летательного устройства [2]. Применению этих материалов мешает недостаточная пластичность и вязкость. Улучшение пластичности может быть обеспечено за счет микро- и макролегирования, а также за счет получения определенной структуры сплава и оптимизации химического состава.
В настоящее время в России отсутствуют сплавы этого класса. Поэтому конечной целью работы является синтез нового интерметаллидного сплава системы Ti–Al для лопаток ГТД.
Однако разработка новых жаропрочных сплавов является сложной задачей из-за многокомпонентной и высокой степени их легирования. Использование новой методики синтеза интерметал-лидных сплавов позволит существенно сократить трудовые, временные и экономические затраты. Обычно выбор легирующих элементов проводится путем проведения многочисленных экспериментов, достигающих порядка 1000. Применение же математического аппарата сопряжено с трудностями получения адекватных уравнений из-за многофазной структуры сплавов.
В соответствии с разработанной методикой синтеза сплавов на первом этапе проводится выбор легирующих элементов с использованием физико-химического анализа, что позволяет исключить неэффективные и вредные элементы для жаропрочных сплавов. Для выбора легирующих элементов интерметаллидных сплавов предлагается использовать тройные диаграммы состояния системы Ti–Al–Элемент (Э).
Анализ литературного обзора показал, что наиболее устойчивыми интерметаллидными фазами, повышающими физико-механические свойства алюминида титана, являются γ-TiAl, α2-Ti3Al и γ-TiAl + α2-Ti3Al. Дополнительное увеличение пластичности этих сплавов при комнатной температуре достигается при получении сплавов с определенной структурой. Так, мелкодисперсная двухфазная дуплексная структура сплавов обладает наилучшей пластичностью, но при этом снижается другая не менее важная характеристика – вязкость сплава. Оптимальным вариантом является получение сплавов с полностью ламельной двухфазной (γ/α 2 ) структурой с определенным количеством γ-и α2-фаз в сплаве [2].
Данные области рассматриваются в дальнейшем на тройных диаграммах, например, диаграм- ма состояния Ti–Al–Nb [9, 10] при температуре 1000 °С (рис. 1), и диаграмма состояния Ti–Al–Cr [4] при температуре 1000 °С (рис. 2).
Диаграммы состояния представляют собой треугольник, на двух сторонах которого размечено процентное содержание алюминия и титана, а на третьей стороне – легирующего элемента. Области необходимых фаз отделены друг от друга линиями, по которым определяется максимальное и минимальное содержание каждого элемента в системе.
На диаграмме выделены области образования фаз: фаза Ti3Al образуется при процентном атомном содержании Nb – 0–15 %, Ti – 68–80 %, Al – 20–40 %; фаза TiAl образуется при процентном атомном содержании Nb – 0–28 %, Ti – 15–53 %,

Рис. 1. Диаграмма вида Ti–Al–Э на примере Nb, изотермический разрез при 1000 °С

Рис. 2. Диаграмма вида Ti–Al–Э на примере Cr, изотермический разрез при 1000 °С
Al – 42–60 %; фаза Ti 3 Al+TiAl образуется при процентном атомном содержании Nb – 0–9 %, Ti – 48–60 %, Al – 38–45 %.
На диаграмме выделены области образования фаз: фаза Ti 3 Al образуется при процентном атомном содержании Cr – 0–2 %, Ti – 62–77 %, Al – 22–38 %; фаза TiAl образуется при процентном атомном содержании Cr – 0–8 %, Ti – 44–54 %, Al – 45–62 %; фаза Ti3Al+TiAl образуется при процентном атомном содержании Cr – 0–2 %, Ti – 53–62 %, Al – 36–47 %.
По такой же методике проанализированы диаграммы состояния системы TiAl–Э с другими легирующими элементами. Установлено, что наибольший интерес представляют тройные диаграммы: TiAl–Co [3], TiAl–Cr [4], TiAl–Cu [5], TiAl–Mn [6], TiAl–Mo [7], TiAl–N [8], TiAl–Nb [9, 10], TiAl–Nd [11], TiAl–Ni [12], TiAl–Si [13], TiAl–Ta [14], TiAl–V [15], TiAl–Y [16]. Из рассмотрения этих диаграмм выявлены области c необходимыми фазами – γ-TiAl, α2-Ti3Al и γ-TiAl + + α2-Ti3Al (отмечены жирными линиями) – и процентное содержание каждого элемента в данной области. Составлена таблица по полученным данным (табл. 1).
При анализе срезов диаграмм состояния при различных температурах определили, что область необходимых фаз при различных легирующих элементах может увеличиваться с уменьшением температуры, а может уменьшаться. На примере диаграмм Ti–Al–Nb при температурах 1200, 1100, 1000 и 800 °C (рис. 3–6) область фазы TiAl увеличивается. При 1100 °C начинают образовываться фазы Ti3Al и TiAl + Ti3Al, и при дальнейшем снижении температуры области остаются стабильными.
На примере диаграммы состояния Ti–Al–Cr видно обратную реакцию на понижение температуры. На изотермических разрезах при 1200, 1000, 800 °C (рис. 7–9) области фаз сужаются, из чего можно сделать предположение, что с данным легирующим элементом будет трудно обеспечить необходимый фазовый состав сплава, но возможно его использование в качестве балласта.
Исследовав данным образом диаграммы состояния выделенных на первом этапе легирующих
Таблица 1
Содержание легирующих элементов в интерметаллидных фазах
№ п/п |
Легирующий элемент |
Плотность, г/см3 |
Содержание легирующего элемента, % |
Содержание Ti, % |
Содержание Al, % |
Фазовый состав области |
1 |
Y |
4,48 |
0–1,5 |
39–60 |
40–61 |
TiAl |
2 |
Si |
2,33 |
40–62 |
30–50 |
9–62 |
TiAl+Ti 5 Si 3 |
3 |
Ni |
8,9 |
0–20 |
35–52 |
46–58 |
TiAl+ Al 3 NiTi 2 |
0–27 |
36–73 |
33–46 |
Ti 3 Al+Al 3 NiTi 2 |
|||
0–20 |
35–63 |
37–49 |
TiAl+Ti 3 Al+Al 3 NiTi 2 |
|||
4 |
Cr |
7,19 |
0–8 |
44–54 |
45–62 |
TiAl |
0–2 |
62–77 |
22–38 |
Ti 3 Al |
|||
0–2 |
53–62 |
36–47 |
TiAl+Ti 3 Al |
|||
5 |
N |
1,25 |
0–22 |
39–52 |
30–60 |
TiAl+Ti 2 AlN |
0–20 |
60–76 |
20–38 |
Ti 3 Al+Ti 3 AlN |
|||
0–20 |
52–62 |
20–48 |
TiAl+Ti 3 Al+Ti 3 AlN |
|||
6 |
Mo |
10,2 |
0–2 |
42–52 |
48–58 |
TiAl |
7 |
Nb |
8,57 |
0–28 |
15–53 |
42–60 |
TiAl |
0–15 |
58–80 |
20–40 |
Ti 3 Al |
|||
0–9 |
48–60 |
38–45 |
TiAl+Ti 3 Al |
|||
8 |
Cu |
8,96 |
0–20 |
35–53 |
38–57 |
TiAl+TiCuAl |
0–30 |
40–72 |
28–39 |
Ti 3 Al+TiCuAl |
|||
0–21 |
40–63 |
36–47 |
TiAl+Ti 3 Al+TiCuAl |
|||
9 |
Ta |
16,6 |
0–15 |
22–52 |
48–62 |
TiAl |
0–9 |
52–73 |
27–39 |
Ti 3 Al |
|||
0–9 |
46–61 |
39–48 |
TiAl+Ti 3 Al |
|||
10 |
Co |
8,9 |
0–22 |
30–52 |
38–60 |
TiAl+ CoAl 2 Ti |
0–25 |
42–70 |
30–38 |
Ti 3 Al+CoAl 2 Ti |
|||
11 |
Mn |
7,21 |
0–9 |
10–45 |
45–75 |
TiAl |
0–2 |
61–64 |
35–39 |
Ti 3 Al |
|||
0–3 |
50–62 |
38–48 |
TiAl+Ti 3 Al |
|||
12 |
V |
6,11 |
0–22 |
15–50 |
48–62 |
TiAl |
0–16 |
49–78 |
22–37 |
Ti 3 Al |
|||
0–8 |
49–63 |
37–48 |
TiAl+Ti 3 Al |

Рис. 3. Диаграмма состояния Ti–Al–Nb, изотермический разрез при 1200 °C

Рис. 4. Диаграмма состояния Ti–Al–Nb, изотермический разрез при 1100 °C

Рис. 5. Диаграмма состояния Ti–Al–Nb, изотермический разрез при 1000 °C

Рис. 6. Диаграмма состояния Ti–Al–Nb, изотермический разрез при 800 °C

Рис. 7. Диаграмма состояния Ti–Al–Cr, изотермический разрез при 1200 °C

Рис. 8. Диаграмма состояния Ti–Al–Cr, изотермический разрез при 1000 °C

Рис. 9. Диаграмма состояния Ti–Al–Cr, изотермический разрез при 800 °C
Реакции областей необходимых фаз при различных легирующих элементах на понижение температуры
Таблица 2
Выводы
-
1. По результатам обзора установлено, что наиболее перспективными материалами для лопаток ГТД являются интерметаллиды на основе системы Ti–Al.
-
2. Проведен анализ условий работы лопаток ГТД, из которого были сформулированы требования к материалам лопаток.
-
3. Современные методы разработки сплавов требуют больших временных и экономических ресурсов. Поэтому в данной работе мы используем метод физико-химического анализа.
-
4. Данный метод синтеза сплавов позволяет в среднем в 4–5 раз сократить сроки создания новых многокомпонентных интерметаллидных сплавов, снизить в 20–30 раз трудозатраты, сэкономить в 10–20 раз дефицитные дорогостоящие материалы по сравнению с эмпирическими методами.
-
5. На основе анализа диаграмм состояния систем Ti–Al–Э в работе выбраны основные легирующие элементы и области их варьирования для интерметаллидных сплавов.
-
6. Проанализировав тройные диаграммы по температурным срезам, определили легирующие 2013, том 13, № 1
элементы, при которых происходит сужение и расширение фазовых областей. На основе этого выявили наиболее перспективные легирующие элементы: Ni, Nb, Cu, Ta, Co, Mn, V.
Список литературы Выбор легирующих элементов для сплавов на основе алюминида титана
- Иноземцев, А.А. Основы конструирования авиационных двигателей и энергетических установок: в 5 т./А.А. Иноземцев, М.А. Нихамкин, В.Л. Сандрацкий. -М.: Машиностроение, 2008. -T. 2. -366 с. -(Газотурбинные двигатели).
- In Proceedings of the 2nd International Symposium «Structural Intermetallics»/F. Appel, M. Öhring, J.D.H. Paul, U. Lorenz; еds. K.J. Hemker et al.//the Minerals, Metals & Mater Soc. -2001. -P. 63-72.
- Raghavan, V. Al-Co-Ti (Aluminum -Cobalt -Titanium)/V. Raghavan//J. Phase Equilb. Diffus. -2005. -Vol. 26, no. 2. -P. 175-177.
- Raghavan, V. Al-Cr-Ti (Aluminum -Chromium -Titanium)/V. Raghavan//J. Phase Equilb. Diffus. -2005. -Vol. 26, no. 4. -P. 349-356.
- Raghavan, V. Al-Cu-Ti (Aluminum -Copper -Titanium)/V. Raghavan//J. Phase Equilb. Diffus. -2006. -Vol. 27, no. 2. -P. 156-157.
- Raghavan, V. Al-Mn-Ti (Aluminum -Manganese -Titanium)/V. Raghavan//J. Phase Equilb. Diffus. -2005. -Vol. 26, no. 3. -P. 256-261.
- Raghavan, V. Al-Mo-Ti (Aluminum -Molybdenum -Titanium)/V. Raghavan//J. Phase Equilb. Diffus. -2005. -Vol. 26, no. 4. -P. 357-359.
- Raghavan, V. Al-N-Ti (Aluminum -Nitrogen -Titanium)/V. Raghavan//J. Phase Equilb. Diffus. -2006. -Vol. 27, no. 2. -P. 159-162.
- Raghavan, V. Al-Nb-Ti (Aluminum -Niobium -Titanium)/V. Raghavan//J. Phase Equilb. Diffus. -2005. -Vol. 26, no. 4. -P. 360-368.
- Raghavan, V. Al-Nb-Ti (Aluminum -Niobium -Titanium)/V. Raghavan//J. Phase Equilb. Diffus. -2010. -Vol. 31, no. 1. -P. 47-52.
- Raghavan, V. Al-Nd-Ti (Aluminum -Neodymium -Titanium)/V. Raghavan//J. Phase Equilb. Diffus. -2008. -Vol. 29, no. 2. -P. 186-187.
- Raghavan, V. Al-Ni-Ti (Aluminum -Nickel -Titanium)/V. Raghavan//J. Phase Equilb. Diffus. -2010. -Vol. 31, no. 1. -P. 55-56.
- Raghavan, V. Al-Si-Ti (Aluminum -Silicon -Titanium)/V. Raghavan//J. Phase Equilb. Diffus. -2009. -Vol. 30, no. 1. -P. 82-83.
- Raghavan, V. Al-Ta-Ti (Aluminum -Tantalum -Titanium)/V. Raghavan//J. Phase Equilb. Diffus. -2005. -Vol. 26, no. 6. -P. 629-634.
- Raghavan, V. Al-Ti-V (Aluminum -Titanium -Vanadium)/V. Raghavan//J. Phase Equilb. Diffus. -2005. -Vol. 26, no. 3. -P. 276-279.
- Raghavan, V. Al-Ti-Y (Aluminum -Titanium -Yttrium)/V. Raghavan//J. Phase Equilb. Diffus. -2005. -Vol. 26, no. 2. -P. 191.