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

Легирующий элемент Y Si Ni Cr N Mo Nb Cu Ta Co Mn V Уменьшение (–) / увеличение(+) фазовых областей – – + – – – + + + + + + элементов, составили таблицу реакции областей фаз на понижение температуры (табл. 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.