автореферат диссертации по металлургии, 05.16.09, диссертация на тему:Теоретические и технологические основы создания слоистых металло-интерметаллидных титано-алюминиевых композитов

На правах рукописи

ооььло*-^

Гуревич Леонид Моисеевич

ТЕОРЕТИЧЕСКИЕ И ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЕ ОСНОВЫ СОЗДАНИЯ СЛОИСТЫХ МЕТАЛЛО-ИНТЕРМЕТАЛЛИДНЫХ ТИТАНО-АЛЮМИНИЕВЫХ КОМПОЗИТОВ

05.16.09

Материаловедение (машиностроение)

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

7 НОЯ 2013

Волгоград - 2013

005536994

Работа выполнена на кафедре «Материаловедение и композиционные материалы» Волгоградского государственного технического университета

Научный консультант

доктор технических наук, профессор ТРЫКОВ Юрий Павлович

Официальные оппоненты ГРИНБЕРГ Бэлла Александровна

доктор физико-математических наук, профессор, Институт физики металлов УрО РАН, отдел физики деформации, научный руководитель;

ПУСТОВОЙТ Виктор Николаевич

доктор технических наук, профессор, Донской государственный технический университет, кафедра "Физическое и прикладное материаловедение", заведующий кафедрой;

ТЕСКЕР Ефим Иосифович

доктор технических наук, профессор, Волгоградский государственный технический университет, кафедра «Автомобиле- и тракторостроение», профессор.

Ведущая организация

Южно-Российский государственный политехнический университет имени М. И. Платова, г. Новочеркасск.

Защита состоится «12» декабря 2013 г. в 10:00 часов на заседании диссертационного совета Д 212.028.02, созданного на базе Волгоградского государственного технического университета, по адресу: 400005, г. Волгоград, проспект Ленина, 28, ауд. 209.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Волгоградского государственного технического университета.

Автореферат разослан «» /О_2013 г.

Ученый секретарь диссертационного совета

/

Кузьмин Сергей Викторович

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы диссертационного исследования. Одним из перспективных направлений науки в области материалов с высоким уровнем жаропрочности, износостойкости и особыми тепло- и электрофизическими свойствами является создание сплавов с интерметаллидным упрочнением. В 1950 г. алюминиды титана Ti3Al и TiAl, имеющие низкую плотность и постоянный предел прочности до 600°С, предложены в качестве основы для создания титановых а^- и у-сплавов. Для аэрокосмических систем применение алюминидов, благодаря высоким значениям статической прочности, сопротивления ползучести и стойкости к окислению, решает две проблемы: рост рабочих температур двигателя, позволяющий увеличить удельную мощность и экономить горючее, и уменьшение нагрузок от вращающихся деталей за счет снижения массы.

Развитием направления является создание слоистых металло-интерметаллидных композитов (СМИК) - материалов с чередующимися металлическими и интерметал-лидными слоями. Наличие слоев титана и алюминидов титана с градиентом физико-механических свойств обуславливает перспективу применения СМИК в энергетических установках, криогенном и теплообменном оборудовании в качестве теплозащитных барьеров, износостойких покрытий, жаропрочных и жаростойких материалов, так как титановые слои обеспечивают пластичность при комнатной температуре, а алюминидные - необходимые износостойкость, пределы прочности и текучести при повышенных температурах.

Производительный, не требующий дорогостоящего оборудования процесс сварки взрывом (СВ) - эффективный метод создания слоистых металлических композитов (СМК) из-за быстротечности формирования соединения, препятствующей диффузии на границе разнородных металлов и позволяющей получать равнопрочные соединения из практически любых сочетаний металлов. Недостаточность на современном этапе научно-технической информации по проектированию конструкций и технологий изготовления титано-алюминиевых СМИК, базирующихся на металлофизических представлениях о формировании структурно-механической неоднородности в сваренных взрывом композитах и ее трансформации при последующих переделах, требует решения ряда задач, посвященных изучению образования соединения в процессе СВ и диффузионных процессов с учетом накопленных микродефектов, исследованию возможностей интенсификации формирования СМИК системы титан-алюминий, определению свойств СМК и СМИК различной структуры при нормальных и повышенных температурах.

Актуальность темы диссертационного исследования подтверждается выполнением его части в рамках межвузовских, межотраслевых и федеральных научно-технических программ по направлениям «Развитие научного потенциала высшей школы», «Интеграция науки и высшего образования России», «Научно-"^

инновационное сотрудничество», «Научные исследования высшей школы по приоритетным направлениям науки и техники» и др.

Цель и задачи работы. Целью работы явилась разработка теоретических основ проектирования и изготовления слоистых металло-интерметаллидных композитов системы титан-алюминид титана на основе исследования закономерностей трансформации структурно-механической неоднородности полученного сваркой взрывом ти-тано-алюминиевого композита при обработке давлением (ОД) и термообработке (ТО).

Для достижения указанной цели в диссертационной работе поставлены и решены следующие задачи:

1. Раскрыты основные закономерности формирования и трансформации локальных участков оплавленного металла в околошовной зоне (ОШЗ) полученных СВ ти-тано-алюминиевых слоистых композитов.

2. На основе исследования структуры, макро- и микромеханических свойств соединений и компьютерного моделирования разработаны рекомендации по управляемому регулированию параметров процессов холодной (ХП) и неполной горячей прокатки (НПГП) для повышения качества титано-алюминиевых композитов.

3. Получены зависимости, позволяющие назначать режимы нагревов титано-алюминиевых композитов ниже точки ликвидуса алюминия для реализации требуемых структурно-геометрических параметров СМИК с учетом энергетики СВ и термосиловых параметров на последующих стадиях деформирования.

4. На основе исследования механизма образования и эволюции упрочненных частицами алюминидов слоев при взаимодействии расплава алюминия с титаном разработаны технологические процессы ускоренного формирования СМИК системы титан-алюминид титана с управляемой структурной, фазовой и химической неоднородно-стями на межслойных границах.

5. Предложены методики расчета механических и физических свойств СМИК системы титан-алюминид титана с учетом структуры и объемного соотношения основных и интерметаллидных слоев.

Научная новизна. Новым положением работы является создание теоретических основ проектирования и изготовления слоистых металло-интерметаллидных титано-алюминиевых композитов, базирующихся на выявленных закономерностях формирования и трансформации их структуры и свойств при различных деформационно-энергетических и температурно-временных условиях сварки взрывом, обработки давлением и высокотемпературной термообработки.

Экспериментально доказано, что структура локальных участков оплавленного металла на межслойных границах сваренных взрывом титано-алюминиевых СКМ относительной протяженностью менее 60% представляет дисперсные включения термодинамически маловероятного алюминида титана "ПзА! в матрице из твердого рас-

твора на основе алюминия. Увеличение относительной протяженностью оплавов приводит к росту площади локальных участков оплавленного металла и содержания в них интерметаллидов, в фазовом составе которых преобладает термодинамически наиболее вероятный "ПА13 за счет увеличения длительности взаимодействия расплава алюминия с титаном до кристаллизации.

Установлено, что рост диффузионной прослойки в процессе отжига слоистого титано-алюминиевого композита, полученного СВ на режимах, приводящих к появлению химической неоднородности, происходит в две стадии: на первой повышается содержание интерметаллидов титана в участках оплавленного металла с трансформацией И3А1 в "ПА1з и интенсифицировано растет интерметаллидная прослойка на бездефектных участках границы, а на второй стадии происходит формирование диффузионной зоны вокруг эволюционирующих до почти полной гомогенизации локальных участков оплавленого металла.

Выявлен механизм формирования участков локального разупрочнения при деформации до 10 % в титане и сплаве АМгб на расстоянии 0,2-0,3 мм от зоны соединения слоистого композита, связанный с миграцией и аннигиляцией образовавшихся при сварке взрывом дислокаций в околошовной зоне, что подтверждается уменьшением напряжений второго рода. Явление локального разупрочнения сохраняется и при повышенных температурах деформирования, но в более широком интервале обжатий.

Впервые раскрыт механизм взаимодействия на межслойных границах сваренных взрывом титано-алюминиевых композитов при температурах выше точки плавления алюминия, заключающийся в последовательном протекании следующих стадий: малоактивного образования и роста сплошной интерметаллидной прослойки на границе Т1-А1 вследствие диффузии алюминия по изолированным друг от друга каналам в оксидной пленке; образование и оттеснение в расплав частиц ИА1з в результате фрагментации под действием внутренних напряжений интерметаллидной прослойки, интенсивно формирующейся после разрушения оксидной пленки; роста толщины слоя в расплаве с постоянным для данной температуры содержанием фрагментов ИА13, зависящим от соотношения скоростей гетерогенных и гомогенных реакций.

Раскрыта кинетика роста интерметаллидных прослоек в сваренном взрывом и прокатанном титано-алюминиевом композите, заключающаяся в уменьшении периода ретардации, энергий активации зарождения и роста интерметаллидов при увеличении деформации при прокатке вследствие повышения степени дефектности околошовных зон и разрушения барьерных оксидных пленок. Показано возрастание лимитирующей роли транспортных механизмов перемещения атомов титана и алюминия через интерметаллидную прослойку на кинетику ее роста при повышении температуры.

Практическая значимость. Результаты исследований положены в основу рас-четно-экспериментальных методов определения требуемого числа и толщины исход-

ных слоев титана и алюминия, оптимальных энергетических и технологических параметров операций (СВ, прокатки, штамповки, ТО) процессов получения слоистых металлических и металло-интерметаллидных титано-алюминиевых композитов и деталей из них с расчетным соотношением титановых и алюминидных слоев и стабильными физико-механическими свойствами.

На базе полученных теоретических и экспериментальных результатов разработан стандарт организации, технологический процесс и на этой основе изготовлены партии композиционных материалов, заготовок и узлов, внедрение которых на ряде предприятий РФ позволило получить экономический эффект 15,7 млн. руб. в ценах 2007 г.

Апробация работы. Материалы работы докладывались на 30 международных и всероссийских конференциях и симпозиумах (Москва - 1998, 2000, 2002, 2006, 2012, 2013; Санкт-Петербург - 1998, 2007, 2011, Саров - 2005; Магнитогорск - 2004, Волгоград - 1997, 1998, 2001, 2004, 2007, 2010, 2011; Барнаул - 2002; Новочеркасск -2005, 2011, Воронеж - 2012, Пенза - 2003, Нальчик - 2010, Камышин - 2003, 2005, 2006,2008,2011), а также на научных конференциях ВолгГТУ.

Публикации. По теме диссертации опубликовано 185 работ, в том числе 4 монографии, 49 статей в рецензируемых российских и международных журналах, 12 изобретений.

Структура работы. Диссертация написана на 356 страницах, состоит из введения, 6 глав и общих выводов. В приложении содержатся копии актов внедрения, а также разработанных стандартов организации и технологического процесса.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ 1. Алюминиды титана — новые аэрокосмические материалы

Научно-технический прогресс требует производства машин и аппаратов, работающих в жестких условиях (высокие температуры, агрессивные среды), выходящих за пределы рабочих параметров традиционных металлических сплавов. В таких случаях применяют керамики, однако к их недостаткам относятся хрупкость, пористость, низкая обрабатываемость резанием, разброс характеристик. Интерметаллиды занимают промежуточную позицию между металлами и керамиками по свойствам и типу химической связи. Это широкий класс химических соединений металлических элементов с ковалентными или химическими связями, имеющих более высокие, чем у керамики, обрабатываемость резанием и пластичность, сохраняющих структуру и прочность при высоких температурах, обладающих хорошими коррозионностойкими и антифрикционными свойствами.

Дальнейшим развитием материалов с ингерметаллидным упрочнением является новый класс конструкционных и функциональных материалов, называемый в России «слои-

сгые интерметаллидные композиты», а за рубежом - «Metallic-Inteimetallic Laminate Composites». Последнее название точнее отражает структуру, поэтому далее используется термин «слоистые меггалло-шлерметаллидных композиты» (СМИК). Свойствами СМИК можно управлять изменением количества, толщины и последовательности расположения слоев металла и интерметаллида.

Анализ современной отечественной и зарубежной научно-технической информации выделил имеющие различные перспективы применения основные варианты технологических процессов получения титано-алюминиевых СМИК: холодная или горячая пакетная прокатка листов Ti и А1 с последующим отжигом; магнетронное послойное напыление микрометрических или нанотолщинных слоев титана и алюминия (алюминидов титана) с последующим отжигом; одновременная или последовательная СВ пакета листов титана и алюминия с последующими ОД (прокаткой, штамповкой) и нагревом при температурах выше или ниже точки солидуса алюминия; горячее прессование пакета из чередующихся алюминиевых и титановых фольг вблизи точки ликвидус алюминия; диффузионная сварка пакета листов титана и у- или аг-сплавов титана; СВ пакета листов титана и у- или а2-сплавов титана.

Впервые разработанная на кафедре «Материаловедение и композиционные материалы» ВолгГТУ технология получения СМИК с использованием энергии взрыва предусматривает СВ многослойных пакетов, последующую прокатку на расчетную толщину, пластическое формообразование и термообработку для формирования на границах разнородных металлов интерметаллидных прослоек.

Фундаментальной научной базой получения СМИК является экспериментальное изучение и теоретическое описание формирования и изменения структуры и свойств композита при СВ, обработке давлением и термической обработке.

Усилиями российских и зарубежных ученых (Беляев В. И., Бондарь М. П., Воеводин Л. Б., Гордополов Ю. А., Дерибас А. А., Дремин А. Н., Добрушин Л. Д., Захаренко И. Д., Кудинов В. М„ Кривенцов А. К, КобеяевА. Г., Кузьмин Г. Е., Кузьмин С. В., Конон Ю. А., Кудряшов В. И., Лысак В. И., Михайлов А. Н„ Оголихин В. М., Пай В. В., Петушков В. Г., Первухин Л. Б., Седых В. С., Сонное А. П., Стефанович Р. В., Трыков Ю. П., Шмор-гунВ.Г., Цемахович Б. Д., Чудновский А. Д., Babul W., Bahrani A., Bergman О., Carpenters., Cowan G., Crossland В., Holtzman A., Hunt J. H., Robinson J., Meyers M„ Patterson A., Prummer R, Wittman R. и мн. др.) теоретически и экспериментально определены закономерности процесса СВ, изучено влияние параметров СВ на свойства соединений, выявлены граничные кинематические и энергетические условия процесса и методы их расчета, разработаны методы прогнозирования свойств механически неоднородных СМК {Бакши О. А., Белоусов В. П., Шахматов М. В. и др.). Однако ряд вопросов, касающихся структурно-механической неоднородности титано-алюминиевых композитов, формирующейся при СВ на завышенных режимах, недостаточно изучен. Вопросам влияния условий СВ на структуру, фазовый состав и ме-

ханические свойства локальных участков оплавленного металла на границе титан-алюминий в отечественных и зарубежных работах уделено незаслуженно мало внимания. В работах отечественных ученых (Казак Н. Н., Лысак В. Я, Кузьмин С. В., Седых В. С., Сонное А. П., Шморгун В. Г. и др.) содержатся предположения о том, что конечные свойства и структура локальных участков оплавленного металла зависят от соотношения физико-химических свойств соединяемых металлов, мгновенной температуры в зоне сварки и условий охлаждения соединения. Для уточнения этого положения необходимо проведение исследований формирования структуры и микромеханических свойств оплавленного металла в СМК титан-алюминий при различной энергетике процесса СВ, результаты которых могут быть использованы и для прогнозирования служебных свойств и поведения при технологических переделах композиций из других «трудно свариваемых» сочетаний разнородных металлов и сплавов.

В большинстве случаев сваренные взрывом СМК в дальнейшем подвергаются ОД (прокатке, штамповке и др.), что позволяет расширить круг получаемых заготовок. Исследованию процессов деформирования соединений разнородных металлов посвящены работы Аркулиса Г. Э„ Астрова Е. Я, Бояршинова М. И., Бринзы В. Н., Быкова А. А., Голованенко С. А., Громова Н. П., Долженкова Ф. Е„ Засухи П. Ф„ Ко-белева А. Г., Короля В, К, Крупина А. В., Меандрова Л. В., Павлова Я М., Полухина П. И. и др.; однако в большинство случаев изучались особенности получения многослойных композиций совместной прокаткой, состоящей из стадий независимой деформации слоев до образования прочного соединения и последующей совместной деформации. Опыт Ватника Л. Е., Кобелева А. Г., КоротееваА. Я., Кудинова В. М„ Седыха В. С., Сидорова И. К, Шморгуна В. Г. показал, что закономерности деформирования сваренных взрывом СМК отличаются из-за первоначально прочного соединения, волнообразного профиля межслойных границ и изменяющегося по толщине упрочнения. Отсутствие экспериментальной информации о влиянии параметров ОД на изменение геометрии, структуры и свойств слоистых титано-алюминиевых материалов с различающимися на порядок сопротивлениями деформации слоев, сдерживает реализацию технологических процессов.

Изучению кинетики формирования диффузионных прослоек в композиционных системах, в том числе в Ti-Al, посвящено большое количество отечественных и зарубежных публикаций (работы Гегузина Я. Е„ Гринберг Б. А., Дыбкова В. И., Корнилова И. Я, Кузьмина С. В., Лысака В. И., Ларикова Л. Н„ Поваровой К Б., РабкинаД. М., Рябова В. Р., Седыха В. С., Фридлянда Д. А., Фалъченко В. М., Шморгуна В. Г., van Loo F. J. J., Pumpyrev W.I., RieckG. D., Ruff A. L., Shibata К. и др.). Однако важные вопросы, касающиеся влияния режимов СВ и последующих переделов на кинетику формирования диффузионных прослоек и изменение тонкой структуры мало изучены, поэтому исследование закономерностей изменения структурной и механической неоднородности сваренных взрывом титано-алюминиевых СМК в процессе ТО, и раз-

работка на этой основе технологий изготовления СМИК является актуальной задачей.

Публикации многих авторов (Еременко В: Н„ Красулин Ю. Л., РабктД. М, Рыка-лин Н. К, Рябов В. Р., Савицкий А. П., ФридляндД. А., Шоршоров М. X, van Loo F. J. J., MackowiakJ., Rieck G. D„ Vecchio K. S.) и полученные нами экспериментальные данные о связанных с наличием окисных пленок низких скоростях образования алюминида титана при реактивной диффузии потребовали разработки методов интенсификации, например, за счет формирования упрочненных алюминидами слоев при взаимодействии расплава Al с Ti и уточнения механизмов и кинетики такого процесса.

2. Исследование влияния пластической деформации на структуру и свойства сваренного взрывом титано-алюминиевого композита

Противоречивые данные о составе и структуре локальных участков оплавленного металла на границе соединения, возникающих при СВ с параметрами, значительно превышающими оптимальные значения, потребовали дополнительных исследований. Методами оптической, сканирующей электронной и атомно-силовой микроскопии титано-алюминиевого СКМ, полученного при варьировании затрачиваемой на пластическую деформацию энергии Щ, выделены три типа структурной неоднородности: при 1,2 < W2 < <1,5 МДж/м2 на близкой к прямолинейной границе соединения располагались локальные гетерогенные оплавы с частицами алюминидов в матрице Al(Ti) (рис. 1, а); при 1,5 < \¥г < 1,9 МДж/м2 в завихрениях нерегулярного волнового профиля границы образовались как локальные участки оплавов с повышенным содержанием частиц алюминидов (рис. 1, б), так и с визуально гомогенной структурой; при 1,9 < W2 <2,5 МДж/м2 возникала визуально сплошная прослойка на границе соединения с нерегулярным волновым профилем (рис. 1, в).

Рис. 1. Структурная неоднородность на границе соединения ВТ1-0—АД1 (титан снизу) при различных значениях а - 1,2 МДж/м2; б - 1,8 МДж/м2; в-2,3 МДж/м2 (х500)

С увеличением энергии происходил рост площади, относительной протяженности оплавов, и их микротвердости (рис. 2) из-за повышения содержания частиц алюминидов.

Рис. 2. Зависимость микротвердости опла-вов (1) на границе соединения ВТ1-0—АД1 и содержания в них алюминидов (2) от

Рентгеноструктурный и энергодисперсионный анализы показали трансформацию состава алюминидов в опла-вах от Тл3А1 до "ПА13 при изменении относительной протяженности оплавов от 38 до 100%. Обнаружение в оплавах Т13А1 с энергией формирования Гиббса выше, чем у "ПАЬ, свидетельствует о неравновесности структурной неоднородности, возникшей при быстротечной кристаллизации. Формирование термодинамически наиболее вероятного "ПА13 при увеличении протяженности и площади оплавов объясняется ростом времени кристаллизации расплава в условиях экспериментов в 4 раза.

Формирование в сваренных взрывом композитах оплавов с относительной протяженностью К более 5-15% обычно считается недопустимым из-за повышения вероятности разрушения при последующей переработке или эксплуатации. Однако НПГП при 430-450°С с обжатиями е£ = 5 и 20% не приводила к расслоению даже на участках с протяженность пластичных оплавов >80%, вызывая вытягивание и частичное их перемешивание с алюминием. Трансформация структурной неоднородности при НПГП не приводила к снижению прочности композита.

Исследовано влияние степени обжатия при прокатке на распределение деформаций в слоистом композите ВТ1-0-АД1 при температурах 430-450°С, обеспечивающих протекание рекристаллизационных процессов в АД1 и недостаточных для полной рекристаллизации ВТ1-0. Расслоения на границе соединения при обжатиях до 55% не наблюдалось. Различия в исходных прочностных характеристиках составляющих композита и неравномерность распределения между ними высотной деформации привели после прокатки к нарушению соотношения толщин слоёв (рис. 3). Не смотря на то, что температура прокатки превышала порог рекристаллизации А1, при больших степенях обжатия наблюдалось развитие характерных для холодной деформации процессов наклёпа, затрудняющих течение алюминия и приводящих к интенсификации деформирования титана.

Для прогнозирования деформации слоев титано-алюминиевого биметалла использованы полученные Голованенко С. А. и Меандровым Л. В. зависимости деформации твердого слоя при проходе от отношения вязкости слоев, объемной доли твердого слоя, параметра очага деформации. Наилучшая корреляция расчетных и экспериментальных значений получена при значениях коэффициента формы очага деформации а = 3 (рис. 3).

Исследование прокатки трех- и пятислойного композита (толщины алюми-

ниевых и титановых слоев 2,0 и 1,0 мм) позволили выявить особенности поведения деформируемого многослойного симметричного титано-алюминиевого композита. При уменьшении толщин слоев композита различия в величинах обжатия алюминиевых и титановых сло-Обжатие КМ, % ев несколько сглаживаются вследствие

Рис. 3. Рассчитанные по уравнению Голованен- Роста контактного упрочнения алюмини-ко С. А. и Меандрова Л. В. зависимости (линии) и евых слоев. Внутренний титановый слой экспериментальные (точки) деформации слоёв в пятислойном композите с исходными

СМК ВТ1-0-АД1 от обжатия при прокатке: 1,2, Т0Лщинами слоев 1 мм деформировался 3,4 - АД1,1*, 2*. 3*, 4* - ВТ1-0; 1,1* - а = 1,

11* 1 -1 ^ « . более интенсивно, чем внешние слои,

2,2* - а = 2; 3,3* - а = 3,4,4* - а = 4

что указывает на преобладание влияния сил сцепления с алюминиевыми слоями над трением с вращающимися валками.

Слоистый титано-алюминиевый композит АМг6-АД1-ВТ1-0 нашел широкое применение при изготовлении переходных элементов для сварки плавлением деталей из титановых и алюминиевых сплавов. Поэтому исследование поведения такого композита при прокатке имеет теоретическое и практическое значение. Исследование влияния температурного режима на предельную деформационную способность СМК АМг6-АД1-ВТ1-0 показало, что рост температуры смещает область разрушения при НПГП в зону больших обжатий (рис. 4). Повышение температуры свыше 450°С увеличивало деформационную способность СМК и дифференциацию обжатий титана и алюминиевых слоев без разрушения, так как условия прокатки позволяли «залечивать» разрывы связей.

Различие в сопротивлениях деформации алюминиевых и титанового слоев вызывало нарушение соотношения толщин после прокатки: при обжатии до ее = 10%, в основном, деформировались слои АД1 и АМгб. Развитие наклепа алюминиевых слоев ин-

% 70

42 28 14

Область рв'циона/пьнф^ йя /

Ь?; /

/1

ГЧ /

\

\2 \

Рис. 4. Влияние температуры НПГП на неравномерность деформации и ее влияние

предельную деформационную способ- на сдвиговые напряжения на границе, но и ность СМК АМг6-АД1-ВТ1-0 (3) и де- , ^

формацию алюминиевых (1) и титано- ПРИ предельной деформации обжатие ВТ1-0 вого слоев (2) в момент разрушения не превышало 12%.

Исследования показали усложнение по сравнению с монометаллами картины изменения микротвердости в СМК при ХП, связанное с остаточными напряжениями 1 рода, возникшими из-за различий модулей упругости и пределов текучести слоев

(рис. 5). В сплаве АМгб на расстоянии 0,2-0,25 мм от линии соединения при е^ = 3— 7% обнаружен участок локального разупрочнения. При деформации более 7% участок разупрочнения исчезал, а микротвердость повышалась до 1,0 ГПа. Участок локального разупрочнения существовал и в ОШЗ титана на глубине 0,2-0,25 мм от линии соединения при бет < 3%. Зонам локального разупрочнения соответствует минимальное значение уширения Р^оо) рентгеновских линий. Изменение твердости и тонкой структуры СМК объяснимо с позиций дислокационной теории: после СВ в ОШЗ высока плотность дислокаций, способных при небольших деформациях перемещаться и аннигилировать. Увеличение деформации приводит к формированию и повышению плотности новых дислокационных структур и упрочнению материала.

Л ГПа 1.1

1,0

0,9

о.в

0,7

Г5 5 А

V- *

\ г.

V —ЯГ ..... Аз

\ 2 \ rnat wua о АД1

0,3 о,в 0.9 1,2 d,MM

1,2 d, ММ

б

Рис. 5. Распределение микротвердости в слоях КМ (а - АМгб; б - ВТ1-0) после холодной прокатки при степенях обжатия: 1 — 0; 2 — 3; 3 — 7;4 — 11;5 — 17; 6 — 22,5%

Выбранная температура Hill 11 соответствовала наибольшей пластичности алюминиевых поликристаллов со скольжением по плоскостям октаэдра и куба кристаллической решетки, но практически не приводила к рекристаллизации Ti. Неравномерность деформаций титанового и алюминиевых слоев (рис. 6) вызывала изгиб образца, однако разрушение при обжатиях СМК до 35% не наблюдалось. Hill 11 уменьшала до 5% различие в максимальных деформациях алюминиевых и титанового слоев. Обжатия свыше 20% для АМгб приводили к значительным сдвиговым деформациям на границе титан-алюминий без нарушения целостности композита. Увеличение еj до 35% при НПГП вызывало рост твердости титана, а для алюминия и АМгб упрочнение практически не наблюдалось (рис 7). Деформация титана до 8% снижала на 25% микротвердость в ОШЗ на глубине 0,2-0,25 мм от линии соединения. Пластическая деформация АМгб и АД1 при НПГП с минимальным и максимальным (Ssmin = 5%; eSmax = 34,5%) обжатиями приводила к снижению уширения рентгеновских линий (111), (200) и (400) по сравнению с аналогичными значениями после ХП. Высокие значения физического уширения вблизи границы соединения связаны с термическими напряжениями.

%

32 24 16 8

N ж

с

А

уЗо Ч,

и

При трехточечном или консольном изгибе СМК АМг6-АД1-ВТ1-0 в холодном состоянии, позволяющем получать на линии соединения ВТ1-0-АД1 различные по величине и знаку упруго-пластические деформации, измерялась продольная деформация, способная приводить к возникновению в ОШЗ растягивающих и касательных напряжений, повышающих вероятность трещинообразования.

Возможность холодного формообразования заготовок СМК АМг6-АД1-ВТ1-0 ограничивается запасом пластичности АМгб: изгиб с углами 30—34° в сторону ВТ1-0 приводил к разрушению по растянутому слою АМгб с развитием трещин от свободной поверхности до слоя АД1 и по волновому профилю границы АМг6-АД1; изгиб с углами 55-60° и растяжением ВТ1-0 не вызывал разрушений, но при ех>10-12% в ОШЗ соединения АД1-АМг6 обнаруживались микротрещины длиной до 0,2-1,0 мм по нормали к волновому профилю. Физическое уширение и микротвердость Л после СВ и изгиба хорошо коррелируют, методом аппроксимации показано, что уширение линий "Л связано с формированием микронапряжений.

н I----Г;—Г—~Т" '— Н

ГПа

1,10

О 8 16 24 32 ^

Рис. 6. Зависимость высотной деформации слоев СМК от обжатия образца при неполной горячей: 1 - титан ВТ1-0; 2 -алюминиевые слои

0,95 0,60 0,65 0,50

/

1 4 /

-Ч / /

\ ^

V * границ ! С АД1 V

0.3 0,6

0,9

1.2 <а, мм

1,2 й, мм д

Рис. 7. Распределение микротвердости в слоях СМК АМг6-АД1-ВТ1-0 (а - АМгб; б - ВТ1-0) после неполной горячей прокатки при степенях обжатия: 1 - 0; 2 - 9; 3 - 20; 4 - 27; 5 -34,5%

Проверена возможность моделирования процессов изгиба СМК АМг6-АД1-ВТ1-0 с использованием программного комплекса $1МиЫА/А Ъацич, использующего метод конечных элементов (рис. 8). Материалы слоев деформируемого твердого тела задавались изотропными с повышающимися пределами текучести а0,2 при росте локальной пластической деформации. Прочность связей между слоями соответствовала прочности менее прочного элемента пары. Размер кубической ячейки конечно-элементной сетки (1 мм) обеспечивал достаточную точность при приемлемом времени расчетов.

Рис. 8. Расчетная схема для моделирования изгиба СМК АМг6-АД1-ВТ1-0 ~ 0,301

Верификация моделей по соответствию расчетных и экспериментальных распределений деформаций вдоль оси х показала необходимость учета в расчетной схеме локализации деформации в узкой полосе АД1 между границей с титаном и вершинами волнового профиля границы с АМгб (рис. 9).

ч;

к

ф

4-0,10-

О-

пг

........ | 7Я= 1

2

3

— 4

Ш5

і Т20

2 0 40' 60 80 И С

\ ...... / 6

Относительное расстояние

а

Расстояние от начала координат, мм

б

Рис. 9. Расчетные кривые изменения пластической деформации вдоль оси х деформированной сетки (а) и экспериментальные значения продольной деформации (б) на удалении от границы ВТ1-0-АД1:1и2-4и2ммв слое ВТ! -0; 3 - граница ВТ1-0-АД1; 4 - 0,5 мм в слое АД 1 ;5иб-6и 10 мм в слое АМгб

Близость экспериментальных и расчетных значений деформации в скорректированной модели подтвердила возможность применения модели с повышающимися при наклепе пределами текучести и алгоритмов расчетов, положенных в основу программного комплекса 81МиЫА/АЬадш, для прогнозирования деформирования СМК со слоями из ВТ 1-0, АД1 и АМгб при других процессах ОД, в частности ХП. Методами моделирования проверены известные рекомендации по сближению деформации при прокатке биметаллов со значительными различиями сопротивлений деформации слоев: увеличение параметра очага деформации; использование неравных скоростей вращения валков. Расчеты показали большую эффективность увеличения скоростей вращения валка, контактирующего с твердым слоем биметалла.

3. Кинетика диффузии в слоистых титано-алюминиевых композитах

Период ретардации, в течение которого не образуются алюминиды, при диффузионных процессах в титано-алюминиевых композитах после НПГП линейно зависел от степени деформации: расхождения аппроксимированных и экспериментальных значений не превышали 6%. Полученные значения периода ретардации (рис. 10) ниже приводимых в литературе для соединений титан-алюминий, что, по-видимому, объ-

ясняется разрушением при прокатке окисных пленок на границе. Увеличение продолжительности отжига приводило к росту алюминидной прослойки по протяженности и толщине А, подчиняясь степенному закону от времени т А" = Кк х (т - тр), где К/, - коэффициент, зависящий от коэффициента диффузии £>, тр - период ретардации, т -время отжига. Справедливость утверждения подтверждается линейной зависимостью между 1п Л и 1п (т - тр) (рис. 11). Параллельность экспериментальных прямых для образцов, подвергавшихся НПГП с различными обжатиями, свидетельствует, что показатель степени п малочувствителен к условиям прокатки и растет с 1,68-1,8 при 560°С до 1,88-1,97 при 590°С.

Значения п = 1,68-1,8 отличаются от полученного Тамманом Г. Г. параболического закона роста толщины прослойки, что объясняется лимитированием одновременно протекающими процессами: реакцией на границах алюминид-металл (п = 1) и диффузионным транспортом атомов к границам (и = 2). При-Рис. 10. Зависимость периода ретардации ближение экспериментальной величины и к образования алюминидов при отжиге от 2 с увеличением температуры указывает на степени деформации Ее при неполной го-

О 4000

13000|

§2000 о.

11000

12 18 24 30 36 Величина деформации е^ %

рячей прокатке композита АД1-ВТ1-0: 1 - 560°С, 2 - 590°С

возрастание роли транспортных механизмов.

10,5 /л(т-тр) а

9,5 10,0 10,5 /Л(г-тр) д

Рис. 11. Зависимость толщины интерметаллидной прослойки А (мкм) от времени отжига х (с) при температурах 560 (а) и 590°С (б) в СМК АД1—ВТ1-0, подвергнутом НПГП со степенями обжатия 1-5 - 5; 13; 18; 27 и 35% соответственно

Толщина алюминидного слоя линейно росла с увеличением степени пластической деформации (рис. 12), интенсификация процесса диффузии в деформированном композите объясняется дополнительной фрагментацией оксидной пленки на границе, так и реализацией максимальных концентраций и глубины проникновения диффундирующего компонента вдоль дислокаций, количество которых возрастает с повышением степени деформации.

Относительная протяжённость ф участков с фрагментами алюминида (ф = [Эдо/^общ] х Ю0%, где - суммарная протяженность участков с фрагментами алюминида, Эо«щ - базовая длина) монотонно росла во времени: при 590°С скорость роста ср в 2 раза выше, чем при ° 5 величина деформации^, 35 560°С (рис. 13). Отжиг СМК, подвершу-Рис. 12. Зависимость толщины интерметал- того НПГП с е2= 5%, при 590°С в течение лидной прослойки в композите АД1-ВТ1-0 1 ч приводил к образованию сплошной от степени обжатия при неполной горячей прослойки, а увеличение деформации прокатке после отуга при 590°С- 1 - 5 - ял0 ее образование.

3600 с; 7200 с; 21600 с; 32400 с и 50400 с } у у

и- %

Ж п

. ш

А г

... .

Время, с

1000 2000 3000 4000 Время, с д

Рис. 13. Зависимость относительной протяжённости прослойки алюминидов от времени отжига при температурах 560 (а) и 590°С (б) в композите АД1-ВТ1-0, подвергнутом прокатке с 8Е: 1-5 - 5; 13; 18; 27 и 35% соответственно

Зависимость ср от времени выдержки х подчиняется линейному закону

ф = К,х(х-х„), (1)

где К9 - коэффициент, зависящий от коэффициента диффузии. Коэффициент К9 малочувствителен к условиям прокатки, но изменялся от 0,028±0,01 при 560°С до 0,052±0,01 при 590°С. Регрессионным анализом получены зависимости относительной протяженности ф и толщины И алюминидных прослоек от времени отжига и обжатия ег (%), использующие экспоненциальные зависимости периода ретардации тр и коэффициента скорости утолщения от температуры (отклонение расчетных и экспериментальных значений <3%), период ретардации хр (с)

х,=хг0хехр\^\-М0хехр

( V' \

КГ

относительная протяженность интерметаллидной прослойки ф (%)

'Е: 4

9 = К хехр

RT

х (т - тр)= 4,72 х (т-тр);

толщина интерметаллидной прослойки h (мкм)

h = Г^х(т-і,)1 х (1 + О,025ez), и = 1+70 х 10"3 х 1,05г""г)

(354100^

(4)

К = 6,28 х 10'8 ехР]^' кт' j

У деформированных СМК картина изменения микротвердости после ТО усложняется за счет влияния напряжений первого и второго рода, возникающих вследствие различий коэффициентов линейного расширения и объемного эффекта при образовании интерметаллидов. Отжиг в течение 3 ч приводил к падению микротвердости титана по сравнению с твердостью после НПГП, степень разупрочнения определялась величиной наклепа в процессе деформации: при еЕ = 5% микротвердость снижалась до 1,9 ГПа, а при ее = 35% до 2,3 ГПа.

Деформации при СВ и НПГП вызывала увеличение по сравнению с эталоном параметра а кристаллической решётки А1 в АД1 и АМгб, что указывает на недостаточную интенсивность протекания рекристаллизации при 560 и 590°С для устранения искажений кристаллической решетки.

Исследования кинетики диффузии в изогнутом композите АМг6-АД1-ВТ1-0 показали, что дифференциация толщин алюминидных прослоек в сечениях с разной величиной деформации изгиба не превышала погрешности измерения. Расчет параметров диффузии в изогнутом СМК позволил получить справедливую в интервале температур 560-630°С модель роста толщины алюминидной прослойки (5) с энергией активации, являющейся функцией температуры (коэффициент корреляции Я1 = 0,9987) ~-179400 + 0,013(Г„ - Г) х 94500 ЯТ

h" = 2,05x10' ехр 3568

,, 1П_з f81900^ т-6,6х10 ехр -

RT )

где

-2,694-

(5)

Отжигом при 630°С в течение 90 ч получена алюминидная прослойка толщиной 150 мкм для исследования изменения по толщине концентрации элементов Ті и А1 (рис.14) на РЭМ системы Versa 3D. Примыкающая к алюминиевому слою гетерогенная зона формирующейся интерметаллидной прослойки с переменной концентрацией А1 от 100 до 75 ат.% представляет смесь зерен Al(Ti) и ТІАІ3. С титаном граничила сплошная прослойка ТІАІ3. Прослоек алюминидов с другим стехиометрическим соотношением при энергодисперсионном анализе не обнаружено.

Исследование диффузионного взаимодействия в процессе ТО композита ВТ1-0-АД1 при 560-630°С в течение от 1 до 90 ч показало лимитирование скорости роста алюминидов граничными процессами переноса атомов А1 через оксидную пленку, что осложняет получение прослоек с необходимой для создания СМИК толщиной, поэтому проверялась возможность интенсификации процессов диффузии использованием завышенных параметров СВ, при-

і 5

со"

X S

3"

с;

£

Рис. 14. Исследованное на растровом электронном микроскопе системы Versa 3D рас-_____ „, „ ~__________ „ _____ . „ „ „„

г г г водящих к образованию локальных опла-

пределение концентраций А1 и Ti по толщине

интерметаллидной прослойки вов- Увеличение длительности отжига при

630°С вызывало рост объемного содержания алюминидов в оплавах (рис. 15) и полную их гомогенизацию. Через 15 ч отжига оплавы, образовавшиеся при различных величинах fV2, трансформировались в однородное поле алюминида. Рост площади оплава в этот период не происходил и начинался после того, как содержание алюминидов превышало 85%.

Эволюция оплавов сопровождалась

изменением фазового состава: в оплавах, формировавшихся при — 1,2 -

2,2 МДж/м2, ТІ3АІ трансформировался в термодинамически более вероятный ТІАІ3, а фазовый состав полученных при 1У2 = 2,5 МДж/м2 оплавов, содержащих только ТіАІз и А1, не изменялся. Скорость роста алюминидной прослойки на участках линии соединения, свободных от оплавов, зависела от скорости роста толщин прослоек в титано-алюминиевых композитах, полученных СВ на режимах, близких к оптимальным и завышенных, различаются на 15-30%.

4. Получение слоистых металло-интерметаллидных композитов при взаимодействии расплава алюминия с титаном

W2, МДж/м2

Рис. 15. Изменение содержания алюминидов в оплавах при увеличении длительности отжига при 630°С : 1 - после СВ, 2 -отжиг в течение 1, 3 - 5 , 3 - 15ч

Узкий температурный диапазон и низкая скорость роста алюминидов при твердофазном взаимодействии снижают эффективность получения СМИК (для формирования минимально требуемых толщин алюминидов необходима ТО в течение десятков часов). Исследована возможность интенсификации формирования СМИК при

взаимодействии титана с расплавом А1. Анализ изменения структуры и фазового состава (рис. 16) выявил следующие стадии взаимодействия титана с расплавом А1, различающиеся эволюцией микроструктуры и кинетикой роста: период ретардации; малоактивное образование и рост сплошной интерметаллидной прослойки на границе ТьА1 вследствие диффузии алюминия по изолированным друг от друга каналам в оксидной пленке; образование и оттеснение в расплав частиц Т1А13 в результате фрагментации под действием внутренних напряжений интерметаллидной прослойки, интенсивно формирующейся после разрушения оксидной пленки; роста в расплаве толщины слоя с постоянным для данной температуры содержанием фрагментов Т1А13, зависящим от соотношения скоростей гетерогенных и гомогенных реакций; увеличение содержания алюминидов в расплаве.

'Ч* Л ! 1 ¡¡ВШШ • Щ ' * 1 11

ЯШ! мни

а б в г

шшж ШййЗ^ вмпнннвв шрнц ЁЦщ Рй «У 'т -Зйй шШшШШБШЯЯш

Д е Ж 3

Рис. 16. Трансформация структуры СМК ВТ1-0-АД1 (исходная толщина АД1 - 0,4 мм) в процессе отжига при 700°С (*500): а - 10 мин., 6-60 мин., в - 90 мин., г - 105 мин., д - 135 мин., е - 165 мин., ж - 210 мин., з - 300 мин

Начальная стадия появления алюминидной прослойки на границе титан-расплав алюминия не отличается от первых стадий формирования на границе твердых металлов. Линейный закон роста толщины алюминидной прослойки указывает на лимитирование граничными реакциями, тормозящимися оксидной пленкой. Рост сплошной прослойки описывается выражением

К = Ксп0 ехр

2ЯТ

-г0ехр

2 ЯТ

(6)

где Кс„о = 0,189 м/с, Ет - энергия активации диффузии алюминия в титан, Еж - энергия активации диффузии атомов И в расплаве А1. Формирование прослойки алюминида прекращало контакт между "П и А1, и рост прослойки требовал диффузии 71 или А1 через решетку алюминида. Коэффициент диффузии А1 в "ПА13 значительно выше, чем "Л, поэтому происходила преимущественно диффузия А1 к И

Наиболее заметные изменения структуры СМК в процессе ТО при температурах

выше солидуса А1 происходили при активном росте алюминидного слоя у границы с титаном и миграции алюминидов в расплав. Признаком перехода в эту стадию является возникновение участков выпячивания алюминидной прослойки в зерна титана глубиной 10-25 мкм (рис. 16, б и в). Скорость увеличения толщины локальных алю-минидных участков в десятки раз превосходила скорость на стадии формирования сплошной алюминидной прослойки. Увеличение толщины слоя с фрагментами алюминидов (объемное содержание алюминидов в котором уменьшалось с ростом температуры) продолжалось вплоть до достижения свободной поверхности расплава или столкновения с аналогичным слоем, растущим от соседней границы титан-расплав. Заполнение ванны расплава фрагментами алюминидов не останавливало процессы их образования на границе "П-алюминид и отделения в расплав, завершающиеся после израсходования жидкого алюминия.

Методами рентгеноструктурного и энергодисперсионного анализов показано, что сплошная прослойка на границе титан-расплав и фрагменты алюминида состоят из "ПА1з. Только после исчерпания расплава А1 и перехода к твердофазной реакции появлялись рефлексы алюминидов с меньшим содержанием А1 ('ПА1, Т13А1).

Для сравнения активности реакций титана с расплавом А1 при различных температурах, приводящих к образованию слоев с варьируемым объемным содержанием фрагментов алюминидов, использовали расчетную толщину сплошного алюминидного слоя #сга1.

-^спл = Дэбщ + #ю6, (7)

где #общ - толщина сплошного алюминидного слоя, объем которого равен объему фрагментов; Нтб - толщина сплошного алюминидного слоя, объем которого равен объему выделений алюминидов по границам зерен А1(П). Увеличение температуры многократно ускоряло процессы формирования слоя (рис. 17). Кинетика стадийного роста содержания фрагментов алюминидов в расплаве на различном удалении от границы с титаном представлена на рис. 18.

Увеличение температуры нагрева в диапазоне 675-750°С способствовало повышению активности диффузионных процессов, росту скорости реакции образования алюминида на контактной поверхности, сокращению продолжительности основных стадий и повышению активности переноса фрагментов Т1А13 в расплаве, снижающему объемное содержание частиц алюминидов в слое продуктов реакции. Измерения содержания и размера частиц алюминида в слоях толщиной 20 мкм показали, что наиболее крупные частицы располагались на смещающемся фронте слоя продуктов реакции и соответствовали первым отделившимся фрагментам. Позднее отделившиеся фрагменты имели меньшие размеры из-за развивающейся сетки трещин. При увеличении длительности нагрева размер фрагментов Т1А13 на фронте слоя уменьшался вследствие трещинообразования и растворения.

Рис. 17. Зависимость толщины слоев композита ВТ1-0-АД1 (толщина АД1 - 0,4 мм) от длительности отжига при 675 (а) и 750°С (б): 1 - слой с фрагментами алюминидов (¿общ); 2 -расчетная толщина сплошной алюминидной прослойки (Яспл); 3 - расчетная толщина растворенного слоя титана (йтО

Рис. 18. Зависимость содержания алюминидов от времени отжига СМК ВТ1-0-АД1 (толщина АД 1 - 0,4 мм) на различных расстояниях от границы с ВТ1 -0: а - 675°С, б - 750°С; I - формирование прослойки алюминидов на границе Ti-AI, II - формирование и рост в расплаве слоя с фрагментами TiAb, III - увеличение содержания TiAl3 в расплаве, 1 - 0100 мкм; 2 -100-200 мкм; 3 - 200-300 мкм; 4 - 30(М00 мкм, 5 - 400-500 мкм

Сопоставление механизмов осаждения (Mackowiak J. и Shreir L. L.) и разрушения (Slama G. и Vignes А. ), а также наших исследований эволюции микроструктуры тита-но-алюминиевого СМК при температурах выше плавления А1 позволили сформулировать стадийный механизм протекания процессов структурообразования (рис. 19), учитывающий наличие на границе соединения после СВ дефектных оксидных слоев.

Изучение реакционных процессов при нагреве биметалла ВТ1-0-АД1 с разными толщинами слоев алюминия показало, что для конкретной температуры последовательность стадий эволюции микроструктуры и кинетика формирования продуктов реакции сохраняются неизменными. Увеличение толщины АД1 приводит к росту продолжительности стадий, но не оказывает влияния на содержание TiAl3 в слое продуктов реакции в расплаве. Лимитирующими параметрами процесса являются зависящие от температуры скорости реакций на границах титан-алюминид титана и алюминид титана-расплав алюминия, а также переноса частиц алюминидов в распла-

ве. Независимость кинетики образования слоя продуктов реакции от положения в пространстве подтверждает существование конвективных потоков жидкого алюминия, транспортирующих отделившиеся фрагменты Т1А13 и компенсирующих нисходящие потоки интерметаллидов "ПА1з под действием гравитационных сил.

ж 3 и

Рис. 19. Трансформация микроструктуры титано-алюминиевого СКМ в процессе отжига при температурах выше ликвидуса А1: а - возникновение зародышей Т1А1з, б - рост центров алюминида вдоль плоскости стыка оксидная пленка - Т1т, в - образование сплошной прослойки алюминида, г, д - формирование и ускоренный рост зародышей алюминидов между фрагментами оксидов, е, ж - ускорение локализованного разрастания алюминидов из-за разрушения оксидной пленки и фрагментация алюминида, з, и - возникновение и рост полосы фрагментов алюминидов, покрытых пленкой А1(Т0

Результаты исследований позволили создать математическую модель стадий процесса структурообразования при взаимодействии расплава А1 с Т1 для различных температурно-временных условий нагрева и структурно-геометрических характеристик СМК, что позволяет обоснованно назначать режимы операции для реализации требуемого соотношения основных и алюминидных слоев в СМИК.

Наличие в полученных при температурах отжига 675—750°С слоях продуктов реакции фрагментов интерметаллида размером от 20 до 40 мкм, соединенных тонкими прослойками алюминия, позволило разработать способ получения порошка алюминида титана Т1А13 растворением алюминия в 10%-ом растворе МаОН с получением легко разделяемых частиц.

5. Прогнозирование свойств слоистых металло-интерметаллидных титано-алюминиевых композитов

Разработка методов прогнозирования свойств СМК и СМИК необходима для проектирования структурно-геометрических параметров изготавливаемых деталей применительно к условиям эксплуатации.

6,0

го 5,0 С 1_

ё 4,0 Э з,о

I 3 1,0

В зависимости от параметров ТО возможны две различные морфологии алю-минидных слоев: отжиг ниже температуры плавления А1 - сплошные прослойки из преимущественно Т1А13; отжиг выше температуры плавления А1 - двухфазные слои из фрагментов Т1А13 с прослойками алюминия. Исследования свойств сформировавшихся при отжигах различной Содержание Т]А13, об.% длительности при 675-750°С двухфазных Рис. 20. Зависимость микротвердости слоев с фрагментами алюминидов позво-двухфазного слоя от объемного содержа- лили получить зависимость микротвердо-

Т1А13

А1

0 2 0 4 0 60 8 0 100

ния фрагментов Т1А13

сти от содержания Т1А13 (рис. 20).

Из -за близости морфологии слоев с фрагментами Т1А13 и твердых сплавов для моделирования твердости использовалось уравнение Горланда Д. к Ли X. Получена формула, позволяющая прогнозировать твердость двухфазных слоев Н (8) при нормальной и повышенных температурах в зависимости от размера с1 и содержания алюминидов Уч (коэффициент корреляции Я = 0,91)

Я = ЯчКч4 + Як

1 + 0,03

3 К

(1-К).

Отсутствие систематических данные о механических свойствах СМИК системы титан-алюминий при нормальных и повышенных температурах, зависящих от структуры и состава переходных зон, потребовало экспериментального исследования их прочности на установке АЛА-ТОО (ИМАШ 20-75) и двухколонной электромеханической испытательной машине ЬЯК5+ в диапазоне температур 20-600°С. Для СМИК с пластичными составляющими А1 и Т1 и хрупким интерметаллидом прочность можно прогнозировать по выражению

°смик = °вт-Лт-о + ^„„Лнт + а'дД^АД! (9)

где аВТ1_0 и о АД1 - напряжения в металлах при деформации разрушения сплошного слоя алюминида (пределы текучести с учетом наклепа). В координатах «объемная доля алюминида-свойства» уравнение (9) описывает поверхность из двух пересекающихся плоскостей, на которой имеется два характерных значения содержания алюминидов: минимальное V™, приводящее к максимальному падению прочностных свойств композита, и критическое V"", при котором прочность СМИК соответствует прочности металлов. Данные по прочности алюминия, титана и алюминидов титана при различных температурах позволили рассчитать значения V™ и V"™ и прогнозировать изменение прочности при температурах 200-600°С СМИК с алюминидными

прослойками, сформировавшимися при твердофазной реакции (рис. 21, 22).

МПа 500

Инт кр2

/Инт тіл2

Рис. 21. Теоретическая зависимость прочности СМИК состава ВТ1-0-алюминид титана-АД1 от объемной доли прослойки алюминида при температурах: а - 20°С, б - 200°С

8

II6' >

а' >.

і<2

1-

0 к Ю 2( 30 3( 50 4( 30 5( 30 6 30 70

30

£

1-І > 20

> 10

\

\ I

\

Ч2

'1

Температура испытаний, °С

О 100 200 300 400 500 600 700 Температура испытаний, °С

Рис. 22. Расчетные и экспериментальные значения К„""(1) и V™ (2) для СМИК А1-алюминид (а) и Т1-алюминид (б)

Использование СМИК системы ВТ1-0-алюминид с содержанием алюминида более 13 об.% оправдано при температурах выше 200°С. Для обеспечения прочностных свойств СМИК системы АД1-алюминид при 200°С достаточно наполнения алюмини-дами > 5 об.%, чтобы превысить прочность чистого алюминия. Экспериментальные значения прочности СМИК с содержанием алюминидных прослоек 25^0 об.% близки к рассчитанным по уравнению (9) (рис. 23). Для прогнозирования прочности СМИК системы титан- -алюминид с различным содержанием фрагментов алюминидов использовалось уравнение, аналогичное (9)

^СМИК = СТВТ1-0 (1 - К,г ) + аи,п Сг , (10)

где а^ и У*нт - прочность и доля слоя продуктов реакции, аналогичного композиту, упрочненному частицами алюминида.

.400 § 300 |200 §100

Г*"

Рис. 23. Экспериментальная (5) и расчетные (1-4) зависимости предела прочности от температуры испытаний при растяжении титана (1) и титано-алюминиевого СМИК с объемным наполнением алюминида: 2 - 20%, 3 -40%, 4 - 60%

-------- ~ ЧУ ^ЧУ I I

Температура испытаний, °С

В упрочненных частицами композитах твердые частицы препятствуют деформации пластичной матрицы, что приводит к возникновению поля растущих гидростатических напряжений. Поведение таких композитов различно в зависимости от способности частиц деформироваться или разрушаться. Исследование состояния образцов с различным содержанием фрагментов алюминидов, разрушенных при температурах испытания до 550°С, показали наклоненность плоскостей разрыва под углом =45° к оси образца, что свидетельствует о разрушении под действием касательных напряжений. В образцах с высоким содержанием фрагментов алюминидов изменение формы частиц в зоне концентрированной пластической деформации вблизи поверхности излома не происходило, наблюдалось лишь утолщение прослоек алюминия, при содержании алюминидов менее 60 об.% вблизи поверхности излома прослойки алюминия равномерно увеличивали толщину. Полученные результаты показали возможность использования для слоев с фрагментами алюминидов известных моделей прочности композитов с частицами, не деформирующимися при растяжении: для композитов с низким содержанием твердых частиц

<=а„+0,5ст>^, (П)

где о0 - напряжение трения, Од, - предел прочности алюминия, р - радиус кривизны

кончика трещины, примерно равный межатомному расстоянию, X - длина линии скольжения, равная расстоянию между частицами;

для композитов со средним содержанием твердых частиц (X, > 0,5 мкм),

СХ

(12)

где (?АI и СГ1А|] - модуль сдвига алюминия и частиц алюминида, Ь - вектор Бюргерса, С - постоянная, характеризующая прочность материала. Значение коэффициента С, рассчитанное по прочности при различных температурах СМИК со слоями, упрочненными частицами алюминида, соответствует 8,4-8,7.

5 ё

і ї 5 § і? і

Экспериментально определенная прочность двухфазных слоев хорошо коррелирует со значениями, рассчитанными по уравнению (12) (рис. 24).

Для металлического композита, представляющего собой многослойную стенку из плотно прилегающих слоев толщиной 8ь 82, ... 5П с коэффициентами теп-

_ „. „ . лопроводности Хг,... эквивалентный

Рис. 24. Значения прочности двухфазного

слоя с фрагментами алюминида: 1, 2 и 3 - коэффициент теплопроводности Асмк зави-

рассчитанные по уравнению (12) для тем- сит от термического сопротивления слоев

0.5

Л .О

Объемное содержание алюминидов

ператур испытания, соответственно 20, 200 и 550°С, точки - экспериментальные значения при 550°С

8, +5, + ... + §„

8,

X.

(13)

Данные о X алюминидов титана или сплавов на их основе разрознены и противоречивы, поэтому для уточнения коэффициента теплопроводности алюминидной прослойки, формирующейся на границе титан-алюминий, использовали значения эквивалентного коэффициента теплопроводности металло-интерметаллидного композита, измеренные на приборе «КИТ-02Ц» КБ «Теплофон» (диапазон теплопроводности 1— 400 Вт/мхК). Расчетно-экспериментальные значения теплопроводности алюминида составили 12±3 Вт/мхК.

Прогнозирование эффективного коэффициента теплопроводности СМИК, полученного при взаимодействии расплава алюминия с титаном, осложняется наличием слоев трех типов: титан ВТ1 с теоретической теплопроводностью около 1719 Вт/мхК; закристаллизовавшийся слой из зерен А1(Ті) с выделившимися по границам алюминидами; прилегающая к границе с титаном зона фрагментов алюминида с прослойками А1(Ті). Разработана методика прогнозирования X, учитывающая конструктивно-геометрические параметры составляющих слоев, в которой для зоны фрагментов алюминида с прослойками А1(Ті) использовали модель Ландау Л. Д. и Лифіиица Е. М. теплопроводности «-компонентной смеси с мало различающимися по проводимости компонентами

1/3 _

= І"=1 тіЯі

і/з

(14)

где т-, и X, - объемная концентрация и теплопроводность /-того компонента. Верификации модели прогнозирования теплопроводности показала, что расхождения значений эффективных коэффициентов теплопроводности СМИК, экспериментально определенных и рассчитанных по методике, включающей определение X слоев продуктов реакции по модели для дисперсных сред, не превышает погрешности измерения "КИТ-02Ц" КБ «Теплофон».

6. Получение слоистых металлических и металло-интерметаллидных титано-алюминиевых композиционных материалов и изделий

На уровне изобретений (патенты РФ № 2353487, 2355535, 2424883, 2425740, 2373035, 2425739) разработаны конструкции плоских и цилиндрических одно- и многорядных многоканальных теплообменных элементов с различными вариантами расположения титана и алюминия в зависимости от условий эксплуатации и способы их получения, позволяющие за одну операцию взрывного воздействия реализовать комплекс технологических приемов, обеспечивающих служебные свойства, не достижимые традиционными методами сварки, и регулировать в широких пределах процессы теплопередачи за счет управления структурными и конструктивными факторами, в частности расположением и толщиной сформированных прослоек алюминида титана.

На основе исследований эволюции зависящих от технологических факторов и состава структуры и свойств напыленных и оплавленных покрытий из смесей порошков самофлюсующихся сплавов и полученных по разработанному способу алюмини-дов титана создан стандарт организации ООО «ДИЦ «МОСТ» СТО 985285514-0012007 «Трубы и детали трубопроводов стальные диаметром 102-820 мм с внутренним защитным покрытием на основе порошковых эпоксидных композиций и наплавленными самофлюсующимися порошками кромками» и технологический процесс, сертифицированный в Системе добровольной сертификации сварочных технологических процессов, оборудования и материалов НАКС. Внедрение на ООО «ДИЦ «МОСТ» (г. Волгоград) и ОАО «ВФ Нефтезаводмонтаж» (г. Волгоград) при подготовке труб и деталей трубопроводов для строительства линий технологических трубопроводов нефтяной эмульсии, газопроводов, факельной системы высокого, низкого давления и кислых газов и нефтесборных трубопроводов установок подготовки нефти и очистки нефти от сероводорода ЦПС месторождения «Южное Хыльчую» СП ООО «Нарьян-марнефтегаз» подтвердило важность и эффективность созданной научно-технической документации.

Для AHO «Нижне-Волжский центр научно-технического обеспечения промышленной безопасности» (г. Волгоград) на основе выполненных исследований поведения титано-алюминиевого композита при СВ, ОД и ТО разработан технологический процесс и выпущена партия биметаллических трубчатых титано-алюминиевых переходников для сварки электролизеров для производства хлора. Разработаны методы оптимизации геометрических параметров переходников и выполнено исследование их работоспособности при криогенных, нормальных и повышенных температурах в различных условиях нагружения.

Накопленный опыт моделирования процессов деформирования титано-алюминиевых композитов использовался при оптимизации технологических режимов горячей штамповки крепежных изделий авиационного назначения из титановых сплавов

и слоистых титано-алюминиевых СМК, внедренных в ООО «НПК «СПЛАВ-Ti».

Проведенные исследования процессов деформирования при прокатке и твердофазной диффузии в титано-алюминиевых СМК позволили разработать технологию производства тонколистового слоистого композиционного материала титановый сплав ОТ4-алюминий АД1 с двумя альтернативными вариантами: СВ композитов необходимой толщины либо СВ заготовок и последующая прокатка до нужных размеров. Опытная партия слоистых металло-интерметаллидных композитов ОТ4—АД1 толщиной 1,5 мм, поставлена Воронежскому авиационному заводу для отработки конструкции антиоб-леденительных узлов титановых воздухозаборников летательных аппаратов.

Суммарный экономический эффект, полученный при внедрении результатов диссертационного исследования на предприятиях нефтехимического и машиностроительного комплекса составил 15,7 млн. руб. в сопоставимых ценах 2007 г. Доля автора в экономическом эффекте - 60%.

ВЫВОДЫ

1. Разработаны теоретические основы и технологии получения титано-алюминиевых слоистых металло-интерметаллидных композитов — представителей конструкционных и функциональных материалов нового поколения, выделены и систематизированы основные факторы, влияющие на их механические и физические свойства, развиты и дополнены результатами исследований представления о механизмах и кинетике реактивной диффузии как в твердой фазе, так и в присутствии расплава алюминия.

2. На основе обобщения известных данных и постановки специальных исследований впервые доказано, что традиционное представление о снижении механических свойств и деформационной способности свариваемых взрывом СМК с ростом количества и объема локального оплавленного металла не применимо для титано-алюминиевых композитов, так как образующиеся в широком диапазоне кинематических и энергетических режимов СВ оплавы представляют собой пластичную структурную составляющую, состоящую из матрицы твердого раствора на основе алюминия и частиц алюминидов титана, фазовый состав которых зависит от времени кристаллизации оплавов. Трансформация в процессе прокатки химической неоднородности композитов, полученных с увеличенными энерговложениями при СВ, не приводила к серьезному снижению их прочности и пластичности, так как сопровождалась уменьшением визуально выявляемой площади оплавов на базовой длине соединения из-за их перемешивания с алюминием, а твердость деформированных оплавов оставалась ниже твердости титана.

3. Доказано, что при обработке давлением сваренных взрывом слоистых титано-алюминиевых композитов неравномерность послойных деформаций зависит от градиента деформационного упрочнения и температурно-силовых параметров про-

десса. Предельная деформационная способность сваренного взрывом СМК, во многом, определяется изменением пластических свойств титанового и алюминиевых слоев при температуре прокатки, повышение которой увеличивало допустимые обжатия титано-алюминиевого КМ преимущественно за счет роста обжатия титана с минимальной неравномерностью деформации слоев при температурах 400-450°С.

4. Сравнением расчетных и экспериментальных данных показана возможность применения для двух- и трехмерного моделирования процессов деформирования слоистого титано-алюминиевого композита при обработке давлением известной вариационной модели для прокатки, описывающей величину деформации более твердого слоя биметалла, или пакета конечно-элементных программ ABAQUS/SIMULIA, учитывающего при различных схемах деформирования повышение пределов текучести из-за роста локальной пластической деформации слоев.

5. Подтверждено, что кинетика трансформации микронеоднородности сварных соединений в процессе реактивной диффузии определяется не только температурой термической обработки и составом слоев композита, но и увеличением дефектности кристаллического строения в ОШЗ свариваемых металлов при предшествующем упруго-пластическом деформировании. Отличие от параболической полученных эмпирических степенных зависимостей между толщиной прослойки и временем отжига, позволяющих управлять процессом формирования структурной, фазовой и химической неоднородностей на межслойных границах и назначать оптимальные параметры нагревов для реализации требуемого соотношения основных и интерметаллидных слоев, объясняется одновременным протеканием двух процессов: реакций на границах алю-минид—чистый металл и диффузионного транспорта атомов к соответствующим границам. Рост температуры приводит к лимитированию кинетики утолщения слоя алюми-нидов титана в прокатанном композите, в основном, скоростью транспортных реакций.

6. Установлено, что в процессе отжига титано-алюминиевого композита, полученного сваркой взрывом на завышенных режимах, происходит первоначально образование и рост интерметаллидной прослойки на участках линии соединения, свободных от оплавов, и повышение содержания алюминидов в оплавах вплоть до полной их гомогенизации. Формирование диффузионной зоны вокруг локальных участков оплавленного металла начинается только после превышения объемного содержания в них алюминидов 80-85%. Скорости роста толщин прослоек алюминидов титана в СМК, полученных сваркой взрывом на режимах, близких к оптимальным и завышенных, различаются на 15-30%, что позволяет использовать это явления для интенсификации процессов формирования слоистого металло-интерметаллидного композита.

7. Экспериментально установлено, что сформировавшиеся в результате реакционного взаимодействия титана с расплавом алюминия при термообработке биметаллических и многослойных композитов интерметаллидные слои содержат фрагменты

алюминидов в алюминиевой матрице, а скорость формирования таких слоев многократно превышает скорость образования сплошных алюминидных прослоек в условиях твердофазной диффузии. Процесс формирования СМИК в результате реакционного взаимодействия титана с расплавом алюминия разделен на ряд стадий и сформулирован механизм протекания процессов, учитывающий существование различной степени дефектности оксидной пленки на границе титан-алюминий. Получены математические модели, позволяющие рассчитывать основные параметры эволюции микроструктуры и обоснованно назначать режимы нагревов для реализации требуемых структурно-геометрических параметров многослойных металло-интерметаллидных титано-алюминиевых композитов.

8. На основе обобщения известных моделей для волокнистых и дисперсно-упрочненных композитов и результатов испытаний предложены методы прогнозирования свойств слоистых металло-интерметаллидных титано-алюминиевых композитов, сформировавшихся как за счет реактивной диффузии в твердой фазе, так и при взаимодействии титана с расплавом алюминия. Учитывая поведение включений алю-минида в зоне интенсивной пластической деформации при повышенных температурах, СМИК, Haipee которых на заключительной стадии технологического процесса проводился выше точки солидуса алюминия, отнесены к композитам со средним содержанием твердых частиц, не деформирующихся при растяжении. Расширение термического диапазона работоспособности СМИК достигается за счет увеличения объемной доли алюминидов в результате оптимизации параметров операций технологического процесса.

9. На базе выполненных исследований разработан ряд практических рекомендаций, позволяющих получать многослойные металло-интерметаллидные и металлические композиты на основе системы титан-алюминий. Созданные СМК и СМИК внедрены на предприятиях нефтехимического и машиностроительного комплекса, что позволило за счет улучшения качества и надежности изделий получить экономический эффект от внедрения выполненных разработок 15,7 млн. руб. в ценах 2007 года.

Основные положения диссертации опубликованы в следующих работах.

Монографии

1. Трыков, Ю. П. Деформация слоистых композитов: монография / Ю. П. Трыков,

B. Г. Шморгун, JI. М. Гуревич / Волгоград: ВолгГТУ, 2001. - 242 с.

2. Трыков, Ю. П. Слоистые композиты на основе алюминия и его сплавов: монография / Ю. П. Трыков, Л. М. Гуревич, В. Г. Шморгун. - М.: Металлургиздат, 2004. - 230 с.

3. Трыков, Ю. П. Диффузия в слоистых композитах: монография / Ю. П. Трыков, Л. М. Гуревич, В. Н. Арисова / Волгоград: РПК «Политехник», 2006. - 402 с.

4. Трыков Ю. П. Композиционные переходники: монография / Ю. П. Трыков, Л. М. Гуревич, Д. В. Проничев / Волгоград: РПК «Политехник», 2007. - 329 с.

Статьи, опубликованные журналах, рекомендованных ВАК РФ

5. Кузнецов, В. П. Исследование свойств и состава порошковых сплавов для газотермической наплавки / В. П. Кузнецов, Л. М. Гуревич, В. М. Букин В. А. Локпошин II Сварочное производство. - 1995. - № 2. - С.29-30. Welding international. - 1995. - Vol. 9, № 9. -P. 751-752.

6. Трыков, Ю. П. Особенности деформирования сваренного взрывом титано-алюминиевого композита / Ю. П. Трыков, Л. М. Гуревич, Д. Н. Гурулев // Сварочное производство,-1999.-№ 1.-С. 11-15. Welding International. - 1999.-№ 13 (7).-P. 567-570.

7. Трыков, Ю. П. Влияние прокатки при повышенных температурах на свойства тита-но-алюминиевого композита, полученного сваркой взрывом / Ю. П. Трыков, Л. М. Гуревич, Д. Н. Гурулев // Сварочное производство. - 1999,- № 6. - С. 6-10. Welding International. -1999. -№ 13 (12). - P. 980-983.

8. Трыков, Ю. П. Диффузионные процессы при нагреве титан-алюминиевого композита, полученного сваркой взрывом / Ю. П. Трыков, Л. М. Гуревич, Д. Н. Гурулев // Сварочное производство.-2000-№ 12.-С. 19-21. Welding International. 2001.-№ 15(5). — Р. 399-401.

9. Трыков, Ю. П. Влияние пластической деформации на структуру и свойства слоистых композиционных материалов / Ю. П. Трыков, Л. М. Гуревич, В. Н. Арисова, Д. Н. Гурулев,

C. А. Волобуев // Сварочное производство,- 2002, № 6. - С.11-14. Welding International. -2002,- V. 16, № 11. - P. 890-893.

10. Трыков, Ю. П. Влияние деформации изгиба на кинетику диффузии в сваренном взрывом композите ОТ4-АД1-АМг6 / Ю. П. Трыков, Л. М. Гуревич, А. Н. Жоров, Д. Н. Гурулев // Перспективные материалы. - 2003,- № 6. - С.76-80. Journal of Advanced Materials. -2003. - Vol.10, № 6. - P. 570-575.

11. Трыков, Ю. П. Особенности деформирования и кинетика диффузии в сваренном взрывом титано-атоминиевом композите / Ю. П. Трыков, Л. М. Гуревич, А. Н. Жоров, В. Д. Рогозин // Физика и химия обработки материалов. - 2004- № 3. - С. 50-54.

12. Трыков, Ю. П. Влияние макрорельефа соединяемых поверхностей пластин на свойства свариваемых взрывом слоистых композиционных материалов / Ю. П. Трыков, Л. М. Гуревич, В. Г. Шморгун, С. В. Клочков // Конструкции из композиционных материалов. -2004.-Вып. 3,-С. 63-70.

13. Арисова, В. Н. Титано-алюминиевый композит, полученный сваркой взрывом /

В. Н. Арисова, Ю. П. Трыков, Л. М. Гуревич, А. Н. Жоров // Технология металлов. - 2005-№8. - С. 39-42.

14. Трыков, Ю. П. Диффузионные процессы в сваренных взрывом титаноалюминие-вых соединениях / Ю. П. Трыков, Л. М. Гуревич, А. Н. Жоров // Конструкции из композиционных материалов. - 2005. - Вып. 2. - С. 19-23. Копз1гик1зп и. Котрог^юппукЪ Ма1епа1оу. -2005,-№2.-С. 19-23.

15. Трыков, Ю. П. Создание слоистых интерметаллидных композитов многоцелевого назначения с повышенными жаропрочными свойствами / Ю. П. Трыков, В. Г. Шморгун, Л. М. Гуревич // Наука - производству. - 2005. - № 1. - С. 25-29.

16. Трыков, Ю. П. Опыт и перспективы промышленного применения слоистых металлических композитов, создаваемых с помощью комплексных технологий / Ю. П. Трыков, Л. М. Гуревич, В. Г. Шморгун // Изв. вуз. Северо-Кавказский регион. Композиционные и порошковые материалы. Специальный выпуск. - 2005- С. 13-16.

17. Трыков, Ю. П. Изменение микромеханических характеристик при изгибе сваренного взрывом титано-алюминиевого композита / Ю. П. Трыков, Л. М. Гуревич, Д. Н. Гурулев,

A. Н Жоров // Известия ВолгГТУ. Сер. «Материаловедение и прочность элементов конструкций». - 2005. - Вып. 1, № 3. - С. 36-42.

18. Трыков, Ю. П. Диффузионное взаимодействие в титано-алюминиевом биметалле ВТ1-АД1 в присутствии жидкой фазы / Ю. П. Трыков, Л. М. Гуревич, А. Н. Жоров,

B. Н. Арисова // Известия ВолгГТУ. Сер. «Материаловедение и прочность элементов конструкций»,- 2005. - Вып. 1, № 3. - С. 9-12.

19. Трыков, Ю. П. Влияние прокатки на структуру титано-алюминиевого композита / Ю. П. Трыков, Л. М. Гуревич, В. Н. Арисова, Д. Н. Гурулев, Д. В. Проничев // Физика и химия обработки материалов,- 2006. - № 2. - С. 65-69.

20. Трыков, Ю. П. Научные основы проектирования и изготовления нового класса конструкционных материалов - слоистых интерметаллидных композитов / Ю. П. Трыков,

B. Г. Шморгун, Л. М. Гуревич // Конструкции из композиционных материалов. - 2006. - № 4. -С. 132-135.

21. Проничев, Д. В. Исследование теплопроводности слоистых металлических композитов / Д. В. Проничев, Ю. П. Трыков, Л. М. Гуревич, О. В. Слаугин // Изв. ВолгГТУ. Сер. «Проблемы материаловедения, сварки и прочности в машиностроении». - 2007. - Вьш.1, № 3. - С. 33-36.

22. Трыков, Ю. П. Диффузия в слоистом титано-алюминиевом композите ВТ1-АД1 при повышенных температурах / Ю. П. Трыков, Л. М. Гуревич, А. Н. Жоров, В. Н. Арисова, Д. Н. Гурулев // Изв. ВолгГТУ. Сер. «Проблемы материаловедения, сварки и прочности в машиностроении»,- 2007. - Вьш.1, № 3. - С. 5-8.

23. Гуревич, Л. М. Структура и свойства интерметаллидного титано-алюминиевого композита после закалки / Л. М. Гуревич, Ю. П. Трыков, В. Н. Арисова, В. В. Метелкин,

C. Ю. Качур // Известия ВолгГТУ. Серия «Проблемы материаловедения, сварки и прочности в машиностроении». - 2008. - Вып. 2, № 10/48. - С. 28-31.

24. Гуревич, Л. М. Структура и свойства покрытий из самофлюсующегося сплава для защиты сварных соединений / Л. М. Гуревич, Ю. П. Трыков, С. В. Панков, В. Н. Арисова, В. М. Букин // Известия ВолгГТУ. Сер. «Проблемы материаловедения, сварки и прочности в

машиностроении». - 2008. - Вып. 2, № 10/48. - С. 61-66.

25. Трыков, Ю. П. Прочность свариваемых взрывом соединений с композитными прослойками / Ю. П. Трыков, JI. М. Гуревич, Ю. Н. Кусков, Д. С. Самарский, О. С. Киселев, А. И. Богданов // Конструкции из композиционных материалов. - 2009.- Вып. 4. - С. 17-25.

26. Трыков, Ю. П. Комплексные технологии получения слоистых композиционных материалов многоцелевого назначения / Ю. П. Трыков, JI. М. Гуревич, В. Г. Шморгун // Автоматическая сварка. - 2009. - № 11. - С. 82-86. Paton Welding Journal. - 2009. - № 11. - P. 71-76.

27. Гуревич, JI. M. Структура и свойства слоистых титано-алюминиевых композитов, упрочненных частицами интерметаллидов / JI. М. Гуревич, Ю. П. Трыков, В. Н. Арисова, О. С. Киселёв, А. Ю. Кондратьев, В. В. Метелкин // Известия ВолгГТУ. Сер. «Проблемы материаловедения, сварки и прочности в машиностроении». - 2009 - Вып.З, № 11/59. - С. 5-11.

28. Гуревич, Л. М. Свойства интерметаллидных прослоек в слоистых титано-алюминиевых композитах / Л. М. Гуревич, Ю. П. Трыков, Д. В. Проничев, В. Н. Арисова, О. С. Киселев, А. Ю. Кондратьев, С. В. Панков // Известия ВолгГТУ. Сер. «Проблемы материаловедения, сварки и прочности в машиностроении». - 2009 - Вып.З, № 11/59 - С. 35-40.

29. Трыков, Ю. П. О хрупком разрушении сваренных взрывом композиционных соединений / Ю. П. Трыков, Ю. Н. Кусков, Л. М. Гуревич, Д. С. Самарский, О. С. Киселев, А. И. Богданов //Деформация и разрушение материалов. - 2010-№ 1. - С. 13-16.

30. Гуревич, Л. М. Теплопроводность слоистых титано-алюминиевых интерметаллидных композитов / Л. М. Гуревич, Ю. П. Трыков, Д. В. Проничев, О. С. Киселев, А. Ю. Кондратьев // Тепловые процессы в технике. - 2010 - № 1. - С. 32-36.

31. Трыков, Ю. П. Расчет прочности сваренных взрывом композиционных соединений с механически неоднородными мягкими прослойками / Ю. П. Трыков, Л. М. Гуревич, Ю. Н. Кусков, О. С. Киселев, А. И. Богданов // Деформация и разрушение материалов. -2010.-№ З.-С. 11-14.

32. Трыков, Ю. П. Влияние механической неоднородности на работоспособность свариваемых взрывом композиционных материалов / Ю. П. Трыков, Л. М. Гуревич, В. Г. Шморгун, С. П. Писарев, В. Ф. Даненко, Л. В. Манзюк // Известия ВолгГТУ. Сер. «Проблемы материаловедения, сварки и прочности в машиностроении». - 2010. - Вып.4, № 4. - С. 10-13.

33. Тарабрин, Г. Т. Жестко-пластическая модель пластины, метаемой скользящей детонационной волной / Г. Т. Тарабрин, Ю. П. Трыков, Л. М. Гуревич, В. Г. Шморгун, С. П. Писарев, А. В. Гришин // Известия ВолгГТУ, Сер. «Проблемы материаловедения, сварки и прочности в машиностроении». - 2010.- Вып.4, №4. - С. 14-17.

34. Трыков, Ю. П. О реализации равнопрочности кольцевых швов (мягких прослоек) разнородных труб и сосудов / Ю. П. Трыков, Л. М. Гуревич, В. Г. Шморгун, А. И. Богданов, О. С. Киселев // Известия ВолгГТУ. Сер. «Проблемы материаловедения, сварки и прочности в машиностроении». - 2010.- Вып.4, №4. - С. 35-38.

35. Гуревич, Л. М. Структура и микромеханические свойства в биметалле ВТ1-0+АД1, полученном сваркой взрывом по угловой схеме / Л. М. Гуревич, Ю. П. Трыков, В. Н. Арисова, О. С. Киселев, А. Ю. Кондратьев, А. В. Полежаев // Известия ВолгГТУ. Сер. «Проблемы материаловедения, сварки и прочности в машиностроении». - 2010 - Вып.4, № 4. - С. 38-42.

36. Гуревич, Л. М. Влияние величины обжатия при прокатке на распределение дефор-

мации в титано-алюминиевом композиционном материале / Л. М. Гуревич, Ю. П. Трыков, Д. Н. Гурулев // Известия ВолгГТУ. Сер. «Проблемы материаловедения, сварки и прочности в машиностроении». - 2010 - Вып.4, №4. - С. 46-48.

37. Букин, В. М. Структура и свойства покрытий из самофлюсующихся сплавов, полученных при различных режимах оплавления / В. М. Букин, С. В. Панков, Л. М. Гуревич, Ю. П. Трыков, В. Н. Арисова // Сварка и Диагностика. - 2010.- № 6. - С. 31-33.

38. Гуревич, Л. М. Влияние термической обработки на эволюцию структурно-механической неоднородности сваренных взрывом титано-алюминиевых композитов / Л. М. Гуревич, Ю. П. Трыков, О. С. Киселев, И. Г. Козлов, О. П. Поляков // Известия ВолгГТУ. Сер. «Проблемы материаловедения, сварки и прочности в машиностроении». - 2011. - Вып. 5, № 5. - С. 19-22.

39. Гуревич, Л. М. Изменение структур и свойств покрытий из самофлюсующихся сплавов, полученных при различных режимах оплавления / Л. М. Гуревич, Ю. П. Трыков, С. В. Панков, В. М. Букин, В. Н. Арисова, А. В. Акимов, А. М. Буров // Известия ВолгГТУ. Сер. «Проблемы материаловедения, сварки и прочности в машиностроении». - 2011.- Вып. 5, № 5. - С. 47-50.

40. Гуревич, Л. М. Изменение структуры и фазового состава оплавов в слоистом титано-алюминиевом композите в зависимости от параметров сварки взрывом / Л. М. Гуревич, Ю. П. Трыков, О. С. Киселев, В. Н. Арисова, А. Ю. Кондратьев, И. Г. Козлов, С. П. Писарев, В. Ф. Даненко // Известия ВолгГТУ. Сер. «Проблемы материаловедения, сварки и прочности в машиностроении». - 2011-Вып. 5.-№ 5. - С. 14-19.

41. Гуревич, Л.М. Влияние неполной горячей прокатки на трансформацию сплавов в сваренном взрывом титано-алюминиевом композите / Л. М. Гуревич, Ю. П. Трыков, О. С. Киселев, И. Г. Козлов, А. Е. Кондаков // Известия ВолгГТУ. Сер. «Проблемы материаловедения, сварки и прочности в машиностроении». - 2012. Вып. 6, № 9 (96). - С. 47-50.

42. Гуревич, Л. М. Влияние температуры прокатки на предельную деформационную способность титано-алюминиевого композита / Л. М. Гуревич, Ю. П. Трыков, Д. Н. Гурулев, А. Ю. Мотузова, Иванов Ю.В. // Известия ВолгГТУ. Сер. «Проблемы материаловедения, сварки и прочности в машиностроении». - 2012. - Вып. 6, № 9 (96). - С. 30-33.

43. Гуревич, Л. М. Моделирование деформаций при неполной горячей прокатке титано-алюминиевого композита / Л. М. Гуревич, Ю. П. Трыков, О. С. Киселев, С. П. Писарев, А. Е. Кондаков // Известия ВолгГТУ. Сер. «Проблемы материаловедения, сварки и прочности в машиностроении». - 2012. - Вып. 6, № 9 (96). - С. 20-24.

44. Гуревич, Л. М. Моделирование процессов деформирования слоистых титано-алюминиевых композитов в процессе изгиба / Л. М. Гуревич, Ю. П. Трыков, В. М. Волчков, О. С. Киселев, В. Ф. Даненко, С. П. Писарев // Изв. ВолгГТУ. Сер. «Проблемы материаловедения, сварки и прочности в машиностроении». - 2012. - Вып. 6, № 9 (96). - С. 11-15.

45. Гуревич, Л. М. Прогнозирование твёрдости слоев слоистых металло-интерметаллидных титано-алюминиевых композитов с глобулами алюминидов / Л. М. Гуревич // Изв. ВолгГТУ. Сер. «Проблемы материаловедения, сварки и прочности в машиностроении». - 2012. - Вып. 6, № 9 (96). - С. 2-27.

46. Гуревич, Л. М. Расчётная оценка прочности слоистых металло-интерметаллидных композитов системы титан-алюминий с двухфазной прослойкой с различным содержанием глобулей алюминидов / Л. М. Гуревич // Изв. ВолгГТУ. Сер. «Проблемы материаловедения,

сварки и прочности в машиностроении». - 2012. - Вып. 6, № 9 (96). - С. 6-11.

47. Гуревич, JI. М. Закономерности формирования структурно-механической неоднородности при сварке взрывом алюминия с титаном / Л. М. Гуревич, Ю. П. Трыков, О. С. Киселев // Сварочное производство. - 2013. -№ 2. - С. 14-18.

48. Гуревич, Л. М. Исследование неравномерности деформации при прокатке биметалла титан-алюминий / Л. М. Гуревич, В. М. Волчков, Ю. П. Трыков, О. С. Киселев, А.И. Богданов// Производство проката. - 2013. - № 8. - С. 26-30.

49. Гуревич, Л. М. Механизмы структурообразования при взаимодействии титана с расплавом алюминия / Л. М. Гуревич Ц Изв. ВолгГТУ. Сер. «Проблемы материаловедения, сварки и прочности в машиностроении». - 2013. - Вып. 7, № 6 (109). - С. 6-13.

Патенты

50. Пат. 1774965 Российская Федерация, МПК С 22 С 30/00, С 23 С 4/06. Порошковый материал для газотермического нанесения покрытий / Л. М. Гуревич, Ю. Ф. Леонтьев, В. М. Букин, В. В. Нефедов, Д. Н. Желнов. - № 4886224, заявл. 29.11.90, опубл. 07.11.92. Бюл. № 34 - 2 с.

51. Пат. 2255849 Российская Федерация, МПК В 23 К 20/08, В 32 В 15/01. Способ получения композиционного материала алюминий-титан / Ю. П. Трыков, С. П. Писарев, Л. М. Гуревич, В. Г. Шморгун, А. Н. Жоров, С. А. Абраменко, С. В. Крашенинников. -№ 2004107755/02, заявл. 15.03.2004, опубл. 10.07.2005. Бюл. № 19 - 9 с.

52. Пат. 2353487 Российская Федерация, МПК В 23 К 20/08.Способ получения изделий с внутренними полостями сваркой взрывом / С. П. Писарев, Ю. П. Трыков, Л. М. Гуревич, В. Г. Шморгун, Д. Ю. Донцов. - № 2007125917/02, заявл. 09.07.2007, опубл. 27.04.2009. Бюл. №12-12 с.

53. Пат. 2355535 Российская Федерация, МПК В 23 К 20/08.Способ получения изделий с внутренними полостями сваркой взрывом / С. П. Писарев, Ю. П. Трыков, Л. М. Гуревич, В. Г. Шморгун, Д. Ю. Донцов, В. Ф. Казак, Д. С. Самарский - №2007145797/02, заявл. 10.12.2007, опубл. 20.05.2009. Бюл. № 14 - 14 с.

54. Пат. 2355536 Российская Федерация, МПК В 23 К 20/08.Способ получения изделий с внутренними полостями сваркой взрывом / С. П. Писарев, Ю. П. Трыков, Л. М. Гуревич, В. Г. Шморгун, Д. Ю. Донцов, Д. В. Проничев, В. Ф. Казак, Д. С. Самарский. -

№ 2007145799/02, заявл. 10.12.2007, опубл.. 20.05.2009. Бюл. № 14 - 15 с.

55. Пат. 2370350 Российская Федерация, МПК В 23 К 20/08. Способ получения композиционного материала титан-алюминий / Ю. П. Трыков, С. П. Писарев, Л. М. Гуревич, В. Г. Шморгун, О. В. Слаутин, Д. Ю. Донцов, Д. С. Самарский, В. В. Метелкин. -№ 2008111658/02, заявл. 26.03.2008, опубл. 20.10.2009. Бюл. № 29 - 13 с.

56. Пат. № 2373035 Российская Федерация, МПК В 23 К 20/08.Способ получения изделий с внутренними полостями путём взрывного нагружения / С. П. Писарев, Ю. П. Трыков, Л. М. Гуревич, В. Г. Шморгун, Д. Ю. Донцов, Д. С. Самарский, В. Ф. Казак. -№ 2008129997/02, заявл. 21.07.2008, опубл. 20.11.2009. Бюл. 32 - 15 с.

57. Пат. 2373036 Российская Федерация, МПК В 23 К 20/08, С 23 С 26/00. Способ получения износостойкого покрытия / Ю. П. Трыков, С. П. Писарев, Л. М. Гуревич, В. Г. Шморгун, В. В. Метелкин, В. Ф. Казак, А. И. Богданов, С. Ю. Качур. -

№2008120078/02, заявл. 21.07.2008, опубл. 20.11.2009. Бюл. 32-11 с.

58. Пат. 2424883 Российская Федерация, МПК В 23 К 20/08, В 23 К 101/04. Способ получения композиционных изделий с внутренними полостями сваркой взрывом / Ю. П. Трыков, С. П. Писарев, Л. М. Гуревич, В. Г. Шморгун, Д. Ю. Донцов, А. И. Богданов, В. Ф. Казак. -

№ 2010118584/02, заявл. 07.05.2010, опубл. 27.07.2011 Бюл. № 21 - 16 с.

59. Пат. 2425739 Российская Федерация, МПК В 23 К 20/08, В 23 К 101/04. Способ получения цилиндрических композиционных изделий с внутренними полостями сваркой взрывом / Ю. П. Трыков, С. П. Писарев, Л. М. Гуревич, В. Г. Шморгун, Д. В. Проничев, О. В. Слаутин, Д. Ю. Донцов, А. И.Богданов, В. Ф. Казак. - № 2010118583/02, заявл.

07.05.2010, опубл. 10.08.2011 Бюл. № 22-20 с.

60. Пат. 2425740 Российская Федерация, МПК В 23 К 20/08, В 23 К 101/04. Способ получения изделий с внутренними полостями сваркой взрывом / Ю. П. Трыков, С. П. Писарев, Л. М. Гуревич, В. Г. Шморгун, В. Н. Арисова, А. И. Богданов, В. Ф. Казак, О. С. Киселев. -№ 2010118661 /02, заявл. 07.05.2010, опубл. 10.08.2011 Бюл. № 22 -13 с.

61. Пат. на пол. мод. 107993 Российская Федерация, МПК В 23 К 20/08. Теплозащитный экран: / Ю. П. Трыков, С. П. Писарев, Л. М. Гуревич, В. Г. Шморгун, В. Ф. Казак, Д. В. Проничев, О. С. Киселев, А. И. Богданов, И. Г. Козлов. - № 2011117673/02, заявл.

03.05.2011, опубл. 10.09.2011. Бюл. №25 - 2 с.

Степень личного участия автора в опубликованных работах.

В представленных работах, большинство из которых выполнено в соавторстве с другими исследователями, автором определены основные идеи и направления проводимых исследований [24, 25, 35, 36, 38, 39], рассмотрены закономерности формирования структурно-механической неоднородности на всех этапах технологического процесса (при СВ [13, 33, 35, 40], ОД [7, 8,10, 11, 12, 18, 20, 36, 48, 49], ТО [9, 11,12, 15, 19, 23, 24, 27, 28, 38, 46] и нанесении покрытий [6, 25, 37, 39]), разработаны новые технические и технологические решения [5, 16, 17, 21, 50 - 61], проанализированы, обобщены и систематизированы результаты собственных исследований, а также других ученых и специалистов [1 - 4, 45,47, 49].

Подписано в печать 22.10.2013 г. Заказ № 692. Тираж 100 экз. Печ.л. 2,0 Формат 60 х 84 1/16. Бумага офсетная. Печать офсетная.

Отпечатано в типографии ИУНЛ Волгоградского государственного технического университета. 400005, Волгоград, просп. им. В.И.Ленина, 28, корп. №7.

Министерство образования и науки Российской Федерации Волгоградский государственный технический университет

0520145050^

На правах рукописи

Гуревич Леонид Моисеевич

ТЕОРЕТИЧЕСКИЕ И ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЕ ОСНОВЫ СОЗДАНИЯ СЛОИСТЫХ МЕТАЛЛО-ИНТЕРМЕТАЛЛИДНЫХ ТИТАНО-АЛЮМИНИЕВЫХ КОМПОЗИТОВ

Специальность 05.16.09 - Материаловедение (машиностроение) Диссертация на соискание ученой степени доктора технических наук

Научный консультант -Заслуженный деятель науки РФ, доктор технических наук, профессор Трыков Юрий Павлович

Волгоград 2013

СОДЕРЖАНИЕ

Введение 4 Глава 1. Алюминиды титана — новые аэрокосмические материалы................... 21

1.1. Диаграмма состояния системы Ti-Al.......................................... 23

1.2. Кристаллическая структура и свойства алюминидов титана............ 26

1.3. Слоистые металло-интерметаллидные композиты - новый класс конструкционных и функциональных материалов.............................. 33

1.4. Технологические процессы получения слоистых титано-алюминиевых металло-интерметаллидных композитов...................... 38

1.5. Технологические схемы получения слоистых металло-интерметаллидных композитов с использованием энергии взрыва.......... 40

1.6. Получение титано-алюминиевых композиций сваркой взрывом........ 46

1.7. Диффузии в слоистых титано-алюминиевых композитах 54

1.8. Прочностные характеристики слоистых металлических и металло-интерметаллидных композиционных материалов.............................. 60

1.9. Выводы по главе и постановка задач исследования....................... 71

Глава 2. Исследование влияния пластической деформации на структуру и свойства сваренного взрывом титано-алюминиевого композита................. 74

2.1. Структурно-механическая неоднородность титано-алюминиевом композита, сваренного взрывом на завышенных режимах................... 74

2.2. Формирование структуры и микромеханических свойств сваренного взрывом титано-алюминиевого композита в процессе прокатки.......... 84

2.3. Формирование структуры и микромеханических свойств сваренного взрывом композита АМг6-АД1-ВТ1-0 в процессе прокатки............... 101

2.4. Изменение свойств сваренного взрывом титано-алюминиевого композита АМгб—АД 1-ВТ 1-0 в процессе неполной горячей прокатки......... 110

2.5. Особенности распределения деформации и микротвердости в сваренном взрывом титано-алюминиевом композите после изгиба...... 116

2.6. Моделирование процессов деформирования слоистых титано-алюминиевых композитов................................................. 137

2.7. Влияние внецентренного изгиба на формирование распределения микротвердости в сваренном взрывом и прокатанном титано-алюминиевом композиционном материале АМг6-АД1-ВТ1-0............ 145

2.8. Выводы ко второй главе...................................................................... 151

Глава 3. Кинетика диффузии в слоистых титано-алюминиевых композитах 154

3.1 Эволюция структурно-механической неоднородности в сваренном взрывом на завышенных режимах титано-алюминиевом композите при термическом воздействии......................................................................................................154

3.2. Влияние деформации при прокатке слоистого титано-алюминиевого композита на эволюцию структурно-механической неоднородности 158 в процессе отжига.....................................................................

3.3. Влияние температурно-временных параметров отжига на кинетику диффузионного взаимодействия и микромеханические свойства титано-алюминиевого КМ, подвергнутого изгибу............................................... 176

3.4. Влияние напряженного состояния на кинетику роста интерметаллидов в СМК ВТ1-0-АД1-ВТ1-0 в процессе термической обработки................................................................................ 190

3.5 Выводы по третьей главе....................................................... 192

Глава 4. Получение слоистых интерметаллидных композитов при взаимодействии расплава алюминия с титаном....................................... 194

4.1 Кинетика эволюции слоев с интерметаллидным упрочнением при взаимодействии расплава алюминия с титаном................................. 194

4.2 Исследование структуры, фазового состава и микромеханических свойств интерметаллидного слоя................................................... 225

4.3 Анализ гипотетических механизмов формирования структурных составляющих с алюминидами при взаимодействии твердого алюминия

с расплавом алюминия.............................................................. 229

4.4 Влияние конструктивных параметров слоистого композита на кинетику эволюции микроструктуры.............................................. 237

4.5 Моделирование процессов формирования структуры слоистых интерметаллидных композитов при взаимодействии расплава алюминия

с твердым титаном................................................................... 245

4.6. Получение порошка алюминидаТ1А13 растворением алюминиевых

прослоек.................................................................................. 249

4.7 Выводы по четвертой главе.................................................... 251

Глава 5. Прогнозирование свойств слоистых металло-интерметаллидных титано-алюминиевых композитов....................................................... 253

5.1. Прогнозирование твердости слоев слоистых металло-интерметаллидных титано-алюминиевых композитов...................... 253

5.2. Расчетная оценка прочности СМИК системы титан-алюминий........ 261

5.3. Влияние конструктивно-технологических факторов на теплопроводность слоистых титано-алюминиевых интерметаллидных композитов............................................................................. 275

5.4. Выводы к пятой главе............................................................. 283

Глава 6. Получение слоистых металлических и металло-интерметаллидных титано-алюминиевых композиционных материалов и изделий.................. 284

6.1. Конструкционные и функциональные слоистые титано-алюминиевых металло-интерметаллидные композиты....................... 284

6.2. Формирование покрытий с интерметаллидами титана................... 291

6.3. Получение титано-алюминиевых металлических слоистых композитов с необходимым комплексом физико-механических и эксплуатационных свойств........................................................ 305

6.4. Выводы по шестой главе..............................................................................................................332

Заключение........................................................................................................................................................................334

Список литературы....................................................................................................................................................337

Приложение......................................................................................................................................................................357

ВВЕДЕНИЕ

Развитие современной техники неразрывно связано с использованием материалов, обладающих особыми физическими, химическими, механическими, технологическими и эксплуатационными свойствами, и совершенствованием технологических процессов их производства.

Важная роль в создании материалов, обладающих комплексом ценных свойств, таких как высокая прочность, коррозионная стойкость, электро- и теплопроводность, жаропрочность, износостойкость, принадлежит слоистым металлическим композитам (СМК). Композиционные материалы на основе алюминия, нашедшие применение в автомобилестроении, судостроении, авиационной и космической промышленности, химическом машиностроении, позволяют совершенствовать конструкции машин и аппаратов, повышая их надежность и эксплуатационные характеристики, и создавать принципиально новые конструкции с высокими техническими параметрами.

В зоне контакта алюминия (его сплавов) с другими металлами могут образовываться хрупкие фазы - интерметаллиды, что затрудняет получение композиционных материалов с высокими эксплуатационными характеристиками. Возникающие при сварке плавлением трудности металлургического характера обусловили необходимость разработки процессов сварки в твердом состоянии (пакетная сварка прокаткой, холодная сварка, клинопрессовая сварка, диффузионная сварка и др.). Последние десятилетия широкое распространение для соединения алюминия и его сплавов со сталью, титаном, медью, магнием и сплавами на их основе получила сварка взрывом (СВ). Возможность сваривать материалы большой площади с практически любым соотношением толщин слоев, ненужность дорогостоящего оборудования, технологическая простота процесса и высокая производительность - все это дает основание считать СВ наиболее перспективным методом получения слоистых композитов на основе алюминия.

Усилиями российских и зарубежных ученых {Беляев В. И., Бондарь М. П., Воеводин Л. Б., Гордополов Ю. А., Дерибас А. А., Дремин А. Н., Добрушин Л. Д., Захаренко И. Д., Кудинов В. М., Кривенцов А. Н., Кобе-лев А. Г., Кузьмин Г. Е., Кузьмин С. В., Конон Ю. А., Кудряшов В. И., Лы-сак В. И., Михайлов А. Н., Оголихин В. М., Пай В. В., Петушков В. Г., Первухин Л. Б., Седых В. С., Сонное А. П., Стефанович Р.В., Трыков Ю. П., Шмор-гун В. Г., Цемахович Б. Д., Чудновский А. Д., Babul W., Bahrani A., Bergman О.,

Carpenter S,, Cowan G., Crossland В., Holtzman A., Hunt J.H., Robinson J., Meyers M., Patterson A., Prummer R., Wittman R. и мн. др.) теоретически и экспериментально определены закономерности процесса СВ слоистых композитов, в том числе со слоями из титана и алюминия, изучено влияние его основных параметров на свойства получаемых соединений, выявлены граничные кинематические и энергетические условия процесса и методы их расчета, накоплен обширный теоретический и экспериментальный материал по прогнозированию служебных свойств механически неоднородных СМК (Бакши О. А., Белоусов В. П., Трыков Ю. П., Шахматов М. В. и др.).

Не смотря на накопленный значительный теоретический и экспериментальный материал, ряд вопросов, касающихся структурно-механической неоднородности титано-алюминиевых композитов, формирующейся при сварке взрывом на близких к верхней границе свариваемости режимах, недостаточно изучен. Так, влиянию кинетических и энергетических условий сварки взрывом на структуру, фазовый состав и механические свойства локальных участков оплавленного металла на границе раздела титана и алюминия в отечественных и зарубежных работах уделено незаслуженно мало внимания. В работах ряда отечественных ученых (Казак Н. Н., Лысак В. И., Кузьмин С. В., Седых В. С., Сонное А. П., Шморгун В. Г. и др.) содержатся предположения о том, что конечные свойства и структура локальных участков закристаллизовавшегося оплавленного металла зависят от физико-химических свойств каждого из соединяемых металлов (в первую очередь - температур плавления), мгновенной температуры в зоне сварки и условий охлаждения сварного соединения. Для уточнения этого положения необходимо проведение исследований по изучению особенностей формирования структуры и микромеханических свойств оплавленного металла в слоистом титано-алюминиевом композите при различной энергетике процесса СВ, результаты которых могут быть использованы для прогнозирования служебных свойств и поведения при технологических переделах композиций как титан-алюминий, так и других «трудносвариваемых» сочетаний разнородных металлов и сплавов.

В большинстве случаев сваренные взрывом СМК в дальнейшем подвергаются обработке давлением (ОД), что позволяет многократно расширить круг решаемых задач, например, обеспечивает возможность создания тонких металлических покрытий на наиболее нагруженных частях рабочих узлов и

деталей или тонких промежуточных прослоек. Исследованию процессов деформирования разнородных металлов посвящены известные работы Аркули-са Г. Э., Астрова Е. И., Бояршинова М. И., Брынзы В. В., Быкова А. А., Голо-ваненко С. А., Громова Н. П., Долженкова Ф. Е., Засухи 77. Ф., Кобелева А. Г., Короля В. К, Крупина А. В., Меандрова Л. В., Павлова И. М., Полухина П. И. и др.; однако в большинство случаев проводилось изучение особенностей получения многослойных композиций совместной прокаткой, состоящей из двух основных стадий - независимой деформации каждого слоя, когда еще не произошло прочного соединения слоев, и совместной деформации. Полученные зависимости, с известными допущениями, например, заменой меж-слойных сил трения на касательные напряжения на границах слоев, предлагается обычно использовать и для анализа процессов деформирования сваренного взрывом композита. Накопленный опыт Ватника Л. Е., Кудино-ва В. М., Коротеева А. Я., Сидорова И. К, Кобелева А. Г., Седых В. С., и др. показал, что закономерности процессов прокатки предварительно сваренных взрывом СМК и деформирования при сварке прокаткой существенно различаются из-за наличия прочного соединения, волнообразного профиля меж-слойных границ, а также изменяющегося упрочнения по толщине сваренных металлов.

Отсутствие экспериментальной информации о влиянии технологических параметров ОД на изменение геометрии, структуры и свойств слоистых ти-тано-алюминиевых материалов, у которых на порядок различаются сопротивления деформации слоев, сдерживает практическую реализацию технологических процессов, включающих СВ, ОД и термическую обработку СМК.

Одним из перспективных и успешно развивающихся в современном материаловедении направлений создания материалов с высоким уровнем жаростойкости и термической стабильности, является разработка интерметаллидных сплавов различных систем и технологии их получения. Интерметаллиды представляют собой уникальный класс электронных соединений, сохраняющих упорядоченную структуру вплоть до температуры плавления и имеющих ряд эксплуатационных преимуществ: не деградирующая с возрастанием температуры высокая прочность, низкая плотность интерметаллидов на основе А1 и "П, приводящая к высокой удельной прочности; высокие модули упругости, снижающиеся с ростом температуры медленнее, чем у разупорядоченных сплавов; жаростойкость при увеличенном содержании А1; низкие коэффици-

енты диффузии и, в результате, более низкие скорости крипа и коррозии.

Применению интерметаллидных материалов мешают недостаточные значения пластичности и вязкости, причины которых: 1) низкая кристаллографическая симметрия и недостаточное число систем скольжения; 2) низкая прочность скола; 3) низкая прочность границ зерен. Различные способы повышения пластичности интерметаллидов обычно направлены на увеличение числа систем скольжения, модификацию кристаллографической структуры, упрочнение границ, уменьшение размера зерен, микро- и макролегирование.

Начиная с 1950 г., алюминиды титана Ti3Al и TiAl были предложены в качестве основы для создания титановых а2- и у-сплавов из-за низкой плотности и сохранения практически постоянного предела прочности вплоть до 600°С. Реализация идеи затянулась на несколько десятилетий из-за хрупкости и невысокой технологичности алюминидов. Лишь в конце XX века алюминидам титана стали уделять должное внимание, что подтверждается резким ростом количества сообщений на конференциях и публикуемых статей по этой тематике. Для аэрокосмических систем (газотурбинных двигателей) применение алюминидов позволяет решить две проблемы: возможность повышения рабочих температур частей двигателя для увеличения удельной мощности и экономии горючего и снижения рабочих напряжений от массивных вращающихся деталей. Высокий модуль упругости алюминидов сводит к минимуму упругие деформации под нагрузкой при рабочих температурах.

Слоистые композиты с чередующимися металлическими и формирующимися в результате химического взаимодействия интерметаллидными слоями создают широкие возможности для разработки конструкционных и функциональных материалов с повышенными, а иногда и уникальными эксплуатационными характеристиками. Параллельно в нескольких странах ведутся работы по созданию нового класса конструкционных материалов, получивших в России название «слоистые интерметаллидные композиты», а за рубежом - Metallic-Intermetallic Laminate Composites (MIL). Последнее название более точно отражает структурные особенности этого класса композитов, поэтому в работе используется термин «слоистые металло-интерметаллидные композиты» (СМИК). Наличие слоев титана и алюминидов с большим градиентом физико-механических свойств обуславливает перспективу применения СМИК в энергетических установках, криогенном и теплообменном оборудовании в качестве тепловых и теплозащитных барье-

ров, износостойких покрытий, жаропрочных и жаростойких материалов, так как пластичные металлические слои, контактирующие с хрупкой интерме-таллидной прослойкой, значительно увеличивают пластичность при комнатной температуре, а слои алюминида обеспечивают высокие значения пределов прочности и текучести при повышенных температурах.

Повышение пластичности СМИК можно объяснить, используя результаты работ Катихина В. Д., Кофмана А. П., Пашкова П. О., Панасюка В. В., Седых В. С., Явора А. А., Ярошенко А. П., показавших возможность роста ресурса пластичности высокотвердых слоев нанесением пластичных покрытий с обеих поверхностей (композиты типа Мягкий+Твердый+Мягкий), что переводит наиболее опасные для хрупких слоев поверхностные микротрещины внутрь объема и резко увеличивает их критическую длину (при одинаковых разрушающих напряжениях критический размер внутренней трещины в 6 раз больше, чем открытой). После достижения предела упругости мягкого слоя перенапряжени