автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Влияние термоводородной обработки на формирование структуры и комплекс механических свойств жаропрочного титанового сплава Ti-8,3Al-2,1Mo-2,2Zr-0,2Si

На правах рукописи

АСПИРАНТ ГВОЗДЕВА Ольга Николаевна

ВЛИЯНИЕ ТЕРМОВОДОРОДНОЙ ОБРАБОТКИ НА ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ И КОМПЛЕКС МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ ЖАРОПРОЧНОГО ТИТАНОВОГО СПЛАВА Т1-8гЗА1-2,1Мо-2,27г-0>281

Специальность 05.16.01 - «Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов»

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Москва-2011

005009089

Работа выполнена на кафедре «Материаловедение и технология обработки материалов» федерального государственного бюджетного образовательного учреждения высшего профессионального образования «МАТИ - Российский государственный технологический университет имени К.Э. Циолковского».

Научный руководитель: - доктор технических наук, профессор

Защита диссертации состоится 29 декабря 2011 года в 12— часов на заседании диссертационного Совета Д 212.110.04 в ФГБОУ ВПО «МАТИ - Российский государственный технологический университет имени К.Э. Циолковского» по адресу: г. Москва, ул. Оршанская, 3, ауд. 220А. Отзыв на автореферат в одном экземпляре (заверенный печатью организации) просим направлять по адресу: 121552, г. Москва, ул. Оршанская, 3, МАТИ.

Факс:(495)417-89-78.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Университета.

Автореферат разослан 29 ноября 2011 года.

Скворцова Светлана Владимировна

Официальные оппоненты: - доктор технических наук

Ночовная Надежда Алексеевна (ФГУП «ВИАМ» ГНЦРФ)

- кандидат технических наук

Филатов Андрей Анатольевич (ОАО «ОКБ СУХОГО)

Ведущее предприятие: - ОАО «ВИЛС»

Ученый секретарь диссертационного Совета

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы

На протяжении всего периода развития авиационно-космической промышленности не теряет своей актуальности задача уменьшения массы узлов деталей двигателей и повышение их надёжности в условиях эксплуатации.

После того как возможности снижения массы стальных деталей за счет конструктивных мер были практически исчерпаны, на первый план выступили альтернативные материалы такие как, керамика и жаропрочные титановые сплавы. Применение титановых сплавов вместо сталей позволило снизить массу двигателя на 35-40%.

Обычно жаропрочные титановые сплавы применяют для изготовления деталей кратковременно работающих при высоких температурах (до 800°С), или при температурах 500° - 550°С сравнительно небольшое время - несколько сотен часов, или в интервале температур 350° - 450°С, но в течение длительного времени, исчисляемого годами и десятками лет.

К настоящему времени возможности лучших серийных сплавов, разработанных как в России, так и за рубежом (ВТ18У, ВТ36, ВТ25У, 1М1834, ТП100, Т56242 и другие), в плане повышения ресурса, уровня рабочих температур и комплекса механических и эксплуатационных свойств, практически исчерпаны.

Одним из перспективных направлений развития жаропрочных материалов является создание титановых сплавов с повышенным содержанием алюминия, обеспечивающим интерметаллидное упрочнение. Однако, в титановых сплавах с концентрацией алюминия, превышающей его предельную растворимость в а-фазе (-7%)', в процессе длительной эксплуатации при повышенных температурах происходит выделение в частицах а-фазы дисперсной, когерентной оь-фазы на основе интерметаллида Т1,А1, что приводит к охрупчиванию материала и разрушению деталей в процессе эксплуатации.

Решить проблему термической стабильности сплавов с интерметаллидным упрочнением традиционными методами термической или термомеханической обработки не предоставляется возможным. Поэтому разработанные еще на рубеже

1 Здесь и далее по тексту концентрация водорода и легирующих элементов приведена в процентах по массе.

3

60-х - 70-х годов сплавы этого класса СТ4 (Россия), Ть8111 (США) с содержанием алюминия 8-9% не нашли практического применения и актуальным стал поиск принципиально новых технологических способов обработки жаропрочных титановых сплавов с интерметаллидным упрочнением, которые позволили бы решить эту проблему.

Одним из таких способов является термоводородная обработка (ТВО), основанная на обратимом легировании водородом. К настоящему времени разработаны научные основы ТВО и показана высокая эффективность в управлении структурой литых и деформированных титановых сплавов разных классов и повышении их механических, эксплуатационных и технологических свойств. На примере конструкционных титановых сплавов показана возможность получения с помощью ТВО гетерофазной структуры, в которой протекание процессов упорядочения происходит в отдельных частицах а-фазы, что не приводит к охрупчиванию в условиях длительного термического воздействия. Однако недостаточно полно изучены вопросы, связанные с температурно-концентрационными условиями формирования такой структуры в сплавах с повышенным содержанием алюминия, нет систематических исследований по её оптимизации, не установлено её влияние на комплекс механических свойств.

Поэтому задача создания в титановых сплавах, содержащих около 9% алюминия, термодинамически стабильной структуры с интерметаллидным упрочнением, обеспечивающей высокий уровень механических свойств при нормальной и повышенных температурах является актуальной.

Цель настоящей работы состояла в установлении закономерностей влияния термоводородной обработки и термического воздействия на формирование фазового состава, структуры и комплекс механических свойств опытного титанового сплава Ть8,ЗА1-2,1Мо-2,27г-0,281 и разработке на этой основе технологии его обработки, обеспечивающей повышение комплекса механических свойств при нормальной и повышенных температурах.

Для достижения поставленной цели необходимо решить следующие задачи:

1. Установить влияние температуры наводороживающего отжига и концентрации вводимого водорода на формирование фазового состава и структуры опытного титанового сплава 11-8,ЗА1-2,1Мо-2,22г-0,281.

2. Установить влияние температуры вакуумного отжига на закономерности формирования фазового состава и структуры сплава Л-8,ЗА1-2,Шо-2,22г-0,281, дополнительно легированного водородом.

3. Оценить термическую стабильность структуры сплава Т1-8,ЗА1-2,Шо-2,2гг-0,251, сформированной в процессе термоводородной обработки.

4. Установить влияние структуры, сформировавшейся в сплаве Ть8,3 А1-2,1 Мо-2,22г-0,281 при термоводородной обработки, на комплекс механических свойств при нормальной и повышенных температурах.

Научная новизна:

1. Для опытного сплава И-8,ЗА1-2,1Мо-2,27г-0,28! построена диаграмма, показывающая изменение фазового состава в зависимости от температуры наводороживающего отжига и содержания водорода после охлаждения до нормальной температуры со скоростью больше первой критической. Определена температурно-концентрационная область существования упорядоченной а2-фазы.

2. Показано, что в процессе наводороживающего отжига при температурах двухфазной (а+Р)-области в сплаве Ть8,ЗА1-2,1Мо-2,27г-0,281 вследствие развития а—»Р-превращения происходит перераспределение легирующих элементов между а- и Р- фазами, приводящее к увеличению содержания алюминия в частицах первичной а-фазы, протеканию в них процессов упорядочения и образованию частиц сь-фазы на основе интерметаллида Т;3А1 вследствие развития сс-кх2-превращения.

3. Показана возможность создания в сплаве Т1-8,ЗА1-2,1Мо-2,22г-0,281 несвойственной ему в равновесном состоянии структуры, содержащей помимо а- и Р- фаз некогерентные частицы а2-фазы. Установлено, что такая структура имеет высокую термическую стабильность при температурах, которые по крайней мере на 50°С ниже температуры предшествующего вакуумного отжига.

Практическая значимость:

Разработана технология термоводородной обработки опытного титанового сплава Ть8,ЗА1-2,1Мо-2,2гг-0,281, включающая наводороживающий отжиг при температуре 700°С до концентрации 0,6% и последующий вакуумный отжиг при температуре 650°С в течение 12 часов, позволившая создать термически стабильную бимодальную структуру а-фазы, содержащую некогерентные частицы а2-фазы и обеспечивающую значения прочности не менее 1100 МПа, пластичности 10%, ударной вязкости 0,25 МДж/м2 и кратковременной прочности при 600°С - 650 МПа.

Разработанная технология была использована Фондом «МиТОМ» при производстве опытной партии изделий из сплава Т1-8,ЗА1-2,1Мо-2,27г-0,28ь

Апробация работы: Материалы работы доложены на 10 научно-технических конференциях и семинарах, в том числе: на Пятом и Шестом Международных Аэрокосмических Конгрессах 1АС'06 и 1АС'09 (Москва, 2006, 2009 гг.), на Международных конференциях «Т1 в СНГ» (Одесса, 2009 г.; Львов, 2011 г.), на Научно-технической конференции «Новые материалы и технологии» (Москва, МАТИ, 2006 г.), на Научно-практической конференции «Титан: состояние и перспективы развития металловедения и технологий» (Москва, МАТИ, 2007 г.), на XXXI, XXXII, XXXVI и XXXVII Международных молодежных научных конференциях «Гагаринские чтения» (Москва, МАТИ, 2005,2006, 2010,2011 гг.),

Публикации. Основное содержание диссертации опубликовано в 10 работах, в том числе в 3 ведущих рецензируемых журналах, определенных ВАК. Список основных публикаций приведен в конце автореферата.

Объем диссертации и её структура. Диссертация изложена на 120 страницах машинописного текста, содержит 50 рисунков и 18 таблиц. Работа состоит из введения, 5 глав, общих выводов, приложения и списка литературы из 96 наименований.

Глава I. Состояние вопроса

В главе дан анализ отечественных и зарубежных жаропрочных титановых сплавов и проведено их сопоставление по характеристикам жаропрочности. Рассмотрены вопросы, связанные с разработкой сплавов с интерметаллидным упрочнением. Показано, что такие сплавы обладают более высокой удельной прочностью при повышенных температурах, удовлетворительной пластичностью и рассчитаны для эксплуатации при температурах до 700°С. Однако эти сплавы, содержащие алюминия более 7%, не нашли применения в конструкциях авиационных двигателей из-за низкой термической стабильности.

Согласно литературным данным, низкая термическая стабильность таких сплавов связана с протеканием процессов упорядочения в а-фазе и непрерывным выделением дисперсных, когерентных с матрицей частиц а2-фазы на основе интерметаллида Т13А1. Отмечается, что повысить эксплуатационную надежность этих сплавов, располагая для термического воздействия на структуру сплава лишь температурными, скоростными и временными факторами, не удается.

Показано, что одним из наиболее эффективных способов управления структурой и, соответственно, комплексом свойств жаропрочных титановых сплавов разных классов является термоводородная обработка. Основное отличие ТВО состоит в том, что изменяющимся и управляемым параметром в ней является содержание водорода, т.е. возможность изменения химического состава сплава без изменения его агрегатного состояния. Описаны различные схемы ТВО, позволяющие получать на промежуточных стадиях структурные состояния, не свойственные титановым сплавам в равновесных условиях.

На основе анализа литературных источников поставлена цель работы и сформулированы конкретные задачи исследований.

Глава II. Объекты и методы исследования2

Исследования проводили на образцах, вырезанных из горячекатаного прутка диаметром 22 мм опытного титанового сплава. Химический состав сплава приведен в таблице 1.

2 Основные экспериментальные результаты получены на оборудовании ресурсного центра коллективного пользования «Авиационно-космические материалы и технологии» МАТИ.

Таблица 1

Химический состав опытного титанового сплава Ti-8,3Al-2,lMo-2,2Zr-0,2Si3

Сплав Легирующие элементы, масс.% Примеси, масс.%

Ti А1 Мо Zr Si Fe n2 С н о

Опытный сплав осн. 8,3 2,1 2,2 0,2 0,15 0,01 0,01 0,006 0,12

Металлографические и рентгеноструктурные исследования проводили на образцах 015x15 мм. Образцы для кратковременных испытаний на растяжение и на удар с U-образным надрезом изготавливали согласно ГОСТ 1497-84 и ГОСТ 9454-78, соответственно, а для испытаний на длительную прочность -согласно ГОСТ 10145-81.

Термическую обработку в воздушной атмосфере проводили в электропечи СНОЛ-1,6.2,5.1/9-И4 (до 900°С) и высокотемпературной электропечи СНОЛ-ЮОО (до 1200°С). Вакуумный отжиг проводили в печи модели СВНЭ-1.3.1/16-ИЗ.

Наводороживание образцов проводили в установке Сивертса в среде высокочистого газообразного водорода до концентраций от 0,2 до 1,0% при температурах 650 - 900°С с последующим охлаждением со скоростью 1 К/с до нормальной температуры. Количество введенного водорода определяли по изменению давления в системе с известным объемом и контролировали по привесу образцов с помощью точных электронных лабораторных весов Adventure AR2140. Остаточный водород после вакуумного отжига контролировали спектральным методом на спектрографе ИСП-51 с электронной аналитической приставкой МОРС-1 /2048/РС1.

Металлографические исследования проводили на оптическом микроскопе АХЮ Observer.Aim при увеличениях до 1000 крат и на просвечивающем электронном микроскопе «JEM-200C», на фольгах при увеличении до 80 000 крат. Микрорентгеноспектральный анализ проводили с помощью растрового электронного микроскопа JSM64903 с электродисперсионным анализатором состава.

3 Исследования выполнялись в ЦКП «УНИКУМ» УрФУ

8

Рентгеноструктурный анализ проводили на дифрактометре ДРОН-7 в фильтрованном К„ медном излучении. По результатам рентгеновской съемки производили качественный и количественный анализ фазового состава.

Измерение твердости по методу Роквелла проводили на приборе BUEHLER Macromet 5100Т по шкале HRC с нагрузкой 150 кгс. Измерение микротвердости проводили на приборе MicroMet 5101 с нагрузкой 0,5 Н, с использованием программного комплекса NEXSYS ImageExpert MicroHardness 2.

Кратковременные механические испытания на растяжение проводили согласно ГОСТ 1497-84, испытания на ударную вязкость по ГОСТ 9454-88. Механические испытания на кратковременную и длительную прочность проводили в соответствии с ГОСТ 10145-81 на испытательных машинах TIRA-test 2300, 1231У-10 и ZST2/3VIET.

Экспериментальные данные обрабатывали методами математической статистики.

Глава III. Влияние дополнительного легирования водородом на формирование фазового состава и структуры в титановом сплаве Ti-8,3Al-2,lMo-2,2Zr-0,2Si

Глава посвящена изучению влияния температуры наводороживающего отжига и концентрации вводимого водорода на протекание фазовых и структурных превращений в опытном титановом сплаве Ti-8,3Al-2,lMo-2,2Zr-0,2Si. Химический состав сплава выбирался из условия необходимости повышения комплекса свойств при более высоких температурах за счёт интерметаллидного упрочнения.

Методом пробных закалок была определена температура начала полиморфного ß—кх-превращения (Аг3) для сплава Ti-8,3Al-2,lMo-2,2Zr-0,2Si при дополнительном легировании водородом. Установлено, что с исходной концентрацией водорода (0,006%) температура Аг3 составила 1040°С, а увеличение содержание водорода от 0,2% до 1,0% приводит к постепенному снижению температуры ß/(a+ß)-nepexofla и при С„=1,0% она составляет 870°С.

Показано, что, изменяя содержание водорода в сплаве и/или температуру наводороживающего отжига можно в широком диапазоне изменять фазовый состав и структуру сплава. Так, наводороживающий отжиг при температуре 900°С с

последующим охлаждением со скоростью более первой критической до нормальной температуры приводит к изменению состава сплава с ростом содержания водорода от двухфазного (а+Р), затем трёхфазного (а+Р+а") до практически однофазного Р-состояния. Наводороживающий отжиг при более низких температурах приводит к формированию сложных гетерофазных структур. При 800°С в интервале концентраций от 0,2% до 0,4% Н структура сплава состоит из первичной а'(а2)-фазы, обогащенной алюминием, в которой протекают процессы упорядочения с образованием а2-фазы, Р-фазы и небольшого количества а"-мартенсита, образующегося при охлаждении до нормальной температуре. Увеличение содержания водорода приводит к формированию уже (а'(а2)+Р)-структуры. С понижением температуры наводороживающего отжига до 700°С - 650°С и содержании водорода более 0,4% в структуре сплава помимо а'(ос2)-, Р- фаз присутствует эвтектоидная (аэ+5)-смесь, образующаяся в процессе охлаждения до нормальной температуры из пересыщенной водородом Р-фазы.

На основании проведенных исследований была построена диаграмма «фазовый состав - концентрация водорода - температура наводороживающего отжига». Данная диаграмма показывает фазовый состав опытного сплава в зависимости от температуры нагрева и содержания водорода после охлаждения до нормальной температуры со скоростью выше первой критической (рис. 1).

Проведён микрорентгеноспектрапьный анализ образцов, дополнительно легированных водородом. Отжиг сплава при 950°С приводит к формированию равновесной структуры, содержащей около 10% Р-фазы, обогащённой р-стабилизирующими элементами, (например, содержание молибдена увеличивается до 9,3%) и ос-фазу, в которой, в основном, растворены алюминий (8,8%) и цирконий (1,9%) (табл. 2). Введение в сплав 0,2% водорода приводит к увеличению в структуре количества р-фазы, что приводит к снижению в ней количества Р-стабилизирующих элементов (табл. 2). Уменьшение в структуре количества а-фазы за счет инициированного под действием водорода а-»Р-превращения практически не оказывает влияния на содержание в ней Р-стабилизаторов, но приводит к увеличению содержания алюминия. Чем выше

температура наводороживающего отжига, а соответственно меньше в структуре содержится а-фазы, тем выше в ней содержание алюминия. Увеличение в сплаве содержания водорода до 0,6% приводит к увеличению в структуре количества (3-фазы с 35% до 85% при повышении температуры наводороживающего отжига с 700°С до 850°С, соответственно. Это приводит к дальнейшему уменьшению концентрации р-стабилизатора в Р-фазе и увеличению содержания алюминия в а-фазе. Например, после наводороживающего отжига при 850°С содержание алюминия в а-фазе приближается к 14%, что практически соответствует стехиометрическому составу Т13А1 (табл. 2).

Рис. 1. Диаграмма «фазовый состав - концентрация водорода -температура наводороживающего отжига» для сплава Ть8,ЗА!-2,1Мо-2,22г-0,281' после охлаждения до нормальной температуры со скоростью выше первой критической.

Таблица 2

Влияние температуры наводороживающего отжига и концентрации вводимого водорода на содержание основных легирующих элементов в се- и Р- фазах в сплаве Ть8,ЗА1-2,1Мо-2,22г-0,281

%н Температура °С Химический состав фаз, %

а-фаза Р-фаза

AI Si Zr Mo AI Si Zr Mo

0,008 950° 8,8 0,04 1,9 1,1 7,01 0,26 3,3 9,3

0,2 850° 12,20 0,09 1,76 1,52 6,48 0,25 2,4 2,96

800° 11,7 0,06 1,97 1,66 6,54 0,27 2,54 3,68

750° 10,6 0,06 1,86 1,48 6,72 0,26 2,58 4,12

700° 9,87 0,05 1,96 1,24 6,84 0,25 2,70 4,66

0,6 850° 13,75 0,06 1,8 1,15 5,97 0,24 2,2 2,8

800° 13,24 0,06 1,86 1,18 5,95 0,25 2,38 3,2

750° 12,5 0,05 1,99 1,17 6,23 0,25 2,46 3,9

700° 11,5 0,05 1,95 1,13 6,60 0,26 2,5 4,52

Таким образом, проведённые исследования позволили установить механизм образования в сплаве Т1-8,ЗА1-2,1Мо-2,2гг-0,281 упорядоченной а2-фазы на основе интерметаллида Т1,А1 при наводороживающем отжиге в (а+р)-области. Инициируя а—»Р-превращение, водород уменьшает количество а-фазы, увеличивая в ней концентрацию алюминия, что создает термодинамические условия для реализации а-»а2-превращения.

На основании проведённых исследований определён температурно-концентрационный интервал получения в опытном сплаве Т1-8,ЗА1-2,1Мо-2,2гг-0,28! при нормальной температуре структуры, состоящей из первичной а'(а2)-фазы и р-фазы, обеднённой алюминием до 6% - 6,5%. Наиболее предпочтительным является наводороживающий отжиг в интервале температур 700°С - 850°С до концентрации 0,6% водорода.

Глава IV. Формирование фазового состава и структуры в титановом сплаве "П-8,ЗА1-2,1Мо-2,2гг-0,281 при вакуумном отжиге

Первая часть главы посвящена изучению влияния температуры вакуумного отжига на формирование фазового состава и структуры опытного сплава Ть8,ЗА1-2,1Мо-2,22г-0,281, предварительно легированного 0,6% водородом.

Вакуумный отжиг проводили при температурах 800°С, 750°С, 700°С и 650°С, в течение 5, 6, 9 и 12 часов, соответственно. Причём максимальная температура вакуумного отжига была на 50°С ниже температуры наводороживающего отжига. Конечное содержание водорода в образцах не превышало 0,004%.

Установлено, что если наводороживающий отжиг проводился при температурах 700°С - 800°С, то вакуумный отжиг в интервале температур 650°С - 750°С приводит к формированию структуры, состоящей из первичных некогерентных частиц а2-фазы, сс-фазы, образующейся из р-фазы в процессе дегазации (осдег), и небольшого количества Р-фазы. Как показал рентгеноструктурный анализ (рис. 2), образующаяся из обеднённой алюминием Р-фазы осдег-фаза содержит меньше алюминия, чем обогащённая алюминием а2-фаза, поэтому её дифракционные максимумы располагаются под меньшими брэгговскими углами.

Наводороживание при 850°С и последующий вакуумный отжиг при температуре 800°С приводит к формированию равновесной (ар+рр)-структуры. Вследствие активизации диффузии основных легирующих элементов 5-ти часового времени выдержки достаточно не только для удаления водорода до безопасных концентраций, но и для полного выравнивания химического состава между а2- и адег-фазами (рис. 2в). Понижение температуры вакуумного отжига приводит к замедлению процессов диффузии основных легирующих элементов. Вследствие малого количества а2-фазы, сохраняющегося в структуре после наводороживающего отжига при 850°С, о её наличие в структуре свидетельствует лишь асимметрия дифракционных максимумов адег-фазы со стороны больших брэгговских углов и наличие сверхструктурных рефлексов на дифрактограммах (рис. 2 г).

Рис. 2. Участки дифрактограмм и микроструктура образцов из сплава Ть8,ЗА1-2,1Мо-2,22г-0,281, дополнительно легированных 0,6% водорода, после различных режимов ТВО: а) Н.О.4 при 700°С и В.О.5 при 650°С; б) Н.О. при 800°С и В.О. при 750°С; в) Н.О. при 850°С и В.О. при 800°С; г) Н.О. при 850°С и В.О. при 750°С.

Проведённые металлографические исследования показали, что в результате термоводородной обработки в сплаве "П-8,ЗА1-2,1Мо-2,22г-0,251 формируется (а2+ссДег+Р)-структура, представленная глобулярными частицами а2-фазы и дисперсными частицами адег-фазы, равномерно распределёнными в Р-матрице (рис. 2). Температуры наводороживающего и вакуумного отжигов влияют на

4 Н.О. - наводороживающий отжиг

5 В О, - вакуумный отжиг

количественное соотношение сс2- и адег- фаз и размер структурных составляющих. Показано, что чем ниже температура наводороживающего отжига, тем больше в структуре сохраняется первичной а'(а2)-фазы, а понижение температуры вакуумного отжига способствует диспергации частиц ос-фазы при дегазации.

Проведённые электронно-микроскопические исследования подтвердили образование некогерентных частиц сь-фазы в процессе термоводородной обработки (рис. 3).

а) б)

Рис. 3. Результаты электронно-микроскопических исследований фольг на просвет, вырезанных из сплава Ть8,ЗА1-2,1Мо-2,22г-0,281 после ТВО, включающей наводороживающий отжиг при 700°С до 0,6%Н и вакуумный отжиг при 650°С: а) светлопольное изображение; б) темнопольное изображение в сверхструктурном рефлексе (231)а2-фазы

Вторая часть главы посвящена определению температурно-временных параметров стабильности структур, полученных при ТВО и стандартной для жаропрочных титановых сплавов термической обработки. Максимальная температура изотермической выдержки была на 50°С ниже температуры предшествующей обработки. Время выдержки варьировалось от 1 до 100 часов.

Установлено, что (а2+адег+(3)-структура, сформированная при ТВО, включающей легирование водородом до 0,6%Н, обладают высокой термической стабильностью. В процессе 100-часовой выдержки при температурах 700°С, 650°С и 600°С, содержание алюминия в а2- и адег- фазах остаётся неизменным, о чем свидетельствует постоянство периодов их кристаллических решёток и количественного соотношения структурных составляющих (рис. 4а). Кроме того, установлено, что процессов упорядочения в адет-фазе не происходит (рис. 46).

0,3---- 0,236

0 30 60 90 120

т„ часы

а) б)

Рис. 4. Влияние изотермической выдержки при температуре 700°С на изменение периодов кристаллических решеток ос-, а2- и Р-фаз и отношение интегральной интенсивности а- и а2- фаз (1а2/1аяег) (а) образцов из сплава Ть8,ЗА1-2,1Мо-2,22г-0,281 после ТВО, включающей наводороживающий отжиг при 800°С до 0,6%Н и вакуумный отжиг при 750°С в течение 6 часов и темнопольное

I

изображение в сверхструктурном рефлексе (210) а2-фазы после выдержки при 700°С в течение 100 часов (б)

Показано, что в образцах с исходным содержанием водорода 100-часовая выдержка при этих же температурах приводит к протеканию процессов упорядочения в а-фазе по механизму фазового превращения II рода: дисперсные, когерентные частицы сс2-фазы выделяются в виде «сыпи» по всему объему а-фазы (рис. 5).

Таким образом, проведённые исследования показали, что термоводородная обработка позволяет создать в сплаве Ть8,ЗА1-2,1Мо-2,22г-0,281 термически стабильную структуру, состоящую из некогерентных частиц а2-фазы, адег-фазы и небольшого количества Р-фазы.

а) б)

Рис. 5. Результаты электронно-микроскопических исследований фольг на просвет, вырезанных из сплава Ть8,ЗА1-2,1 Мо-2,22г-0,281 с исходным (0,006%) содержанием водорода после 100-часовой выдержки при температуре 700°С: а) светлопольное изображение; б) темнопольное изображение а2-фазы в сверхструктурном рефлексе (112);

Глава V. Влияние термоводородной обработки на комплекс механических свойств титанового сплава Т1-8,ЗА1-2,1Мо-2,27г-0,281-0,15Ре

Глава посвящена определению влиянию структуры, полученной при разных режимах термоводородной и термической обработок, на комплекс кратковременных и длительных механических свойств сплава Ть8,ЗА1-2,1Мо-2^г-0,281.

Показано, что механические свойства образцов из сплава Ть8,ЗА1-2,1Мо-2,2Хг-0,2Б\ определяются количественным соотношением а2- и адег- фаз и степенью их дисперсности.

Режимы ТВО, включающие наводороживающий отжиг при 800°С и вакуумный отжиг при температурах 750°С, 700°С и 650°С позволяют получить структуры с одинаковым количественным соотношением сь- и адег- фаз (35% и 65%, соответственно), но отличающиеся размером вторичной адег-фазы, выделяющейся в процессе дегазации, поэтому с понижением температуры вакуумного отжига происходит увеличение прочности с 990 МПа до 1070 МПа при незначительном понижении пластичности и ударной вязкости (табл. 3).

Режим ТВО, включающий в себя наводороживающий отжиг при температуре 750°С и вакуумный отжиг при 700°С в течение 9 часов позволяет создать структуру с близким количественным соотношением ос'(ос2)- и Р- фаз (60% и 40%, соответственно), и уровнем прочности 1020 МПа (табл. 3).

Таблица 3

Механические свойства образцов из сплава Ть8,ЗА1-2,1Мо-2,22г-0,281, после термоводородной и термической обработок и 100-часовой изотермической выдержки при разных температурах

Режим обработки Механические свойства Температура отжига при 100-часовой выдержке Механические свойства

МПа 5,% кси, МДж/м2 МПа 5,% кси, МДж/м2

НО: 800°С, С„=0,6% ВО: 750°С, 6 ч. 990 17 0,28 700°С 985 17 0,28

НО: 800°С, С„=0,6% ВО: 700°С, 9 ч. 1030 15 0,25 650°С 1000 15 0,25

НО: 800°С, Сн=0,б% ВО: 650°С, 12 ч. 1070 13 0,26 600°С 1040 13 0,26

НО: 750°С, Сн=0,6% ВО: 700°С, 9 ч. 1020 14 0,25 650°С 1010 14 0,25

НО: 700°С, Сн=0,6% ВО: 650°С, 12 ч. 1100 10 0,23 600°С 1070 10 0,23

ТО: 950°С, 1 час охл. с печью до 750°С, 4ч,воздух 1080 16 0,25 700°С 1070 7 0,17

ТО: 950°С, 1 час охл. с печью до 650°С, 6ч, воздух 1120 14 0,26 600°С 1100 6 0,15

Максимальные значения прочности 1100 МПа были получены после проведения наводороживающего отжига при 700°С и вакуумного отжига при 650°С в течение 12 часов за счёт создания структуры с наиболее дисперсными частицами как аг- так и ос- фаз (табл. 3).

Образцы с исходным содержанием водорода были обработаны по режимам, которые обычно применяют для жаропрочных титановых сплавов. Данная термическая обработка позволяет создать равновесную (а+(3)-структуру, с уровнем прочности 1080 МПа и 1120 МПа. Увеличение прочности обусловлено

образованием более дисперсных частиц вторичной ос-фазы вследствие понижения второй ступени изотермической выдержки.

Создание в сплаве 'П-8,ЗА1-2,1Мо-2,22г-0,251 с помощью термоводородной обработки структуры, в которой упорядочение протекает только в частицах первичной ос-фазы, обеспечивает стабильность механических свойств после 100-часовой выдержки при температурах как минимум на 50°С ниже температуры вакуумного отжига (табл. 3).

Длительная изотермическая выдержка образцов с исходным содержанием водорода приводит к снижению почти в 2 раза относительного удлинения и ударной вязкости, что связано с выделением в объеме а-частиц дисперсной когерентной ос2-фазы (табл. 3).

На заключительном этапе работы были проведены кратковременные и длительные испытания образцов из сплава Ть8,3 А1-2,1 Мо-2,22г-0,281 при температуры 600°С. Установлено, что максимальные значения кратковременной прочности (с""") 650 МПа и длительной прочности (о™) 200 МПа были получены на образцах после дополнительного легирования 0,6% водорода при температуре 700°С и вакуумного отжига при 650°С.

ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ

1. Установлено, что, изменяя температуру наводороживающего отжига и/или содержания водорода в сплаве Тн8,ЗА1-2,1Мо-2,22г-0,281, можно в широком диапазоне изменять его фазовый состав и структуру после охлаждения со скоростью выше первой критической до нормальной температуры. Показано, что наводороживающий отжиг при температуре 900°С с увеличением содержания водорода в сплаве от 0,006% до 1,0% позволяет получить в сплаве структуру от однофазной а'(а") до однофазной р. С понижением температуры наводороживающего отжига до 800°С с ростом концентрации водорода структура изменяется от двухфазной (а+Р) до гетерофазной (ос(ос2)+Р+а"), а при наводороживании при 700°С от (а+Р) до (а(ос2)+Р+(аэ+8)).

2. Для опытного титанового сплава Т1-8,ЗА1-2,1Мо-2,22г-0,251 построена диаграмма «фазовый состав - концентрация водорода - температура наводороживающего отжига», показывающая изменение фазового состава сплава при нормальной температуре в зависимости от температуры наводороживающего отжига и содержания водорода после охлаждения до нормальной температуры со скоростью больше первой критической.

3. Показана возможность образования в сплаве Ть8,ЗА1-2,1Мо-2,2гг-0,2Бь дополнительно легированном водородом, упорядоченной а2-фазы на основе интерметаллида Т13А1. Определена температурно-концентрационная область её существования.

4. Установлен механизм образования а2-фазы при наводороживающем отжиге в (а+|3)-области. Показано, что развитие <х-»р- превращения под действием водорода сопровождается перераспределением легирующих элементов между Р- и а- фазами, и обогащения последней алюминием до состава, близкого к стехиометрическому Т13А1, что создаёт термодинамические условия для протекания в частицах первичной а-фазы процессов упорядочения и образования ос2-фазы.

5. Показано, что ТВО, включающая наводороживающий отжиг при температурах не выше 800°С до концентрации 0,6% водорода и последующий вакуумный отжиг при температурах ниже 750°С, позволяет создать гетерофазную структуру, несвойственную сплаву Т1-8,ЗА1-2,1Мо-2,22г-0,251 в равновесном состоянии и содержащую помимо Р-фазы некогерентные частицы а2-фазы и дисперсную вторичную адег-фазу, обедненную алюминием.

6. Определены температурно-временные параметры термической стабильности (а 2+ад е г + р) -структур ы в сплаве Т1-8,ЗА1-2,1Мо-2,22г-0,2Бь Показано, что такая структура имеет высокую термическую стабильность при температурах по крайней мере на 50°С ниже температуры предшествующего вакуумного отжига.

7. Показано, что создание с помощью ТВО в сплаве Т1-8,ЗА1-2,1Мо-2,22г-0,281 различных типов структуры позволяет получить значения прочности 1000 - 1100 МПа, пластичности 10 - 17% и ударной вязкости 0,23 - 0,28 МДж/м2, которые остаются практически неизменными после 100 часовой выдержки при

температурах по крайней мере на 50°С ниже температуры предшествующего вакуумного отжига. В сплаве с исходным содержанием водорода изотермическая обработка приводит к снижению почти в 2 раза пластичности и ударной вязкости за счёт образования в а-фазе дисперсных когерентных частиц а2-фазы.

8. Проведённые испытания сплава Ti-8,3Al-2,lMo-2,2Zr-0,2Si при температуре 600°С показали, что максимальную кратковременную прочность ( а"" ) 650 МПа и длительную прочность (ст™) 200 МПа имели образцы после наводороживающего отжига до 0,6% при температуре 700°С и вакуумного отжига при 650°С.

Основное содержание диссертации опубликовано в следующих работах:

1. Ильин A.A., Мамонов A.M., Скворцова C.B., Кусакина Ю.Н, Гвоздева О.Н. Термоводородная обработка как эффективный технологический процесс оптимизации структуры и механических свойств жаропрочных титановых сплавов с интерметаллидным упрочнением // Технология легких сплавов. 2005. №1-4. с. 52-58

2. Мамонов A.M., Скворцова C.B., Агаркова Е.О., Засыпкин В.В., Гвоздева О.Н., Термоводородная обработка как способ формирования термически стабильной структуры в жаропрочном титановом сплаве с интерметаллидным упрочнением // Титан. 2009. № 2(24). с.35-38

3. Ильин A.A., Скворцова C.B., Засыпкин В.В., Спектор B.C., Гвоздева О.Н. Влияние дополнительного легирования водородом на формирование фазового состава и структуры в титановом сплаве Ti-8,3Al-2,lMo-2,2Zr-0,2Si // Металлы. 2011. № 6. с. 28-35

4. Ильин A.A., Скворцова С.В, Гуртовая Г.В. Гвоздева О.Н. Особенности формирование структуры при термической обработке в титановых сплавах с повышенным содержанием алюминия // Сборник тезисов докладов Международной конференции по титану «Титан - 2009 в СНГ», г. Одесса, Украина, 2009, с.380-387

5. Ильин A.A., Мамонов A.M., Скворцова С.В, Гуртовая Г.В., Гвоздева О.Н., Дорофеева Н.В. Управление процессами структурообразования в титановых сплавах с повышенным содержанием алюминия с помощью

термоводородной обработки // Сб. тезисов докладов Международного Аэрокосмического Конгресса, Москва, 2006, с. 162-163

6. Гвоздева О.Н., Дорофеева Н.В., Куделина И.М. Исследование процессов структурообразования в титановых сплавах с повышенным содержанием алюминия // Сб. тезисов докладов МНТК «XXXII Гагаринские чтения», М.: «МАТИ»-РГТУ, 2006, с. 21-22.

7. Дзунович Д.А., Гвоздева О.Н., Пожога В.А. Закономерности формирования фазового состава и структуры в титановом сплаве Ti-8,3Al-2,lMo-2,2Zr-0,2Si под действием водорода // Сб. тезисов докладов МНТК «XXXVI Гагаринские чтения», М.: «МАТИ»-РГТУ, 2010, Т1,с. 24-26.

8. Ильин A.A., Скворцова С.В, Гуртовая Г.В., Гвоздева О.Н., Куделина И.М. Исследование процессов структурообразования в титановых сплавах с повышенным содержанием алюминия при термической обработке // Сб. «Научные труды МАТИ», выпуск 11 (83), М.: «МАТИ»-РГТУ, 2006, с. 5-9.

Подписано в печать 18.11.2011 г. Объем - 1 п.л. Формат60x84 1/16 Тираж-100экз. Заказ№147 Издательско-типографский центр МАТИ, 109240, Москва, Берниковская наб., 14

Введение.

Глава I. Состояние вопроса и ¡постановка задач исследований.

1.1. Характеристика титановых сплавов разных классов.

1.1.1. Классификация титановых сплавов.

1.1.2. Принципы легирования титановых сплавов.

1.1.3. Характеристика псевдо-а-сплавов.

1.1.4. Принципы легирования псевдо-а-сплавов.

1.1.5. Характеристика (а+Р)-сплавов.

1.1.6. Принципы легирования (а+Р)- сплавов.

1.2. Диаграммы состояния системы Тл-А1, как основа разработки жаропрочных титановых сплавов.

1.3. Жаропрочные титановые сплавы.

1.3.1. Характеристики жаропрочности.

1.3.2. Принципы легирования жаропрочных титановых сплавов.

1.3.3. Сопоставление деформируемых титановых сплавов по характеристикам жаропрочности.

1.4. Термоводородная обработка титановых сплавов.

1.4.1. Взаимодействие титана и его сплавов с водородом.

1.4.2. Наводороживающий отжиг титановых сплавов.

1.4.3. Вакуумный отжиг титановых сплавов.

1.4.4. Фазовые превращения в наводороженных титановых сплавах при термическом воздействии.

1.4.5. Влияние водорода на объемные эффекты фазовых превращений в титановых сплавах.

1.4.6. Основы термоводородной обработки титановых сплавов.

1.4.7. Применение термоводородной обработки к жаропрочным титановым сплавам.

На протяжении всего периода развития авиационно-космической промышленности не теряет своей актуальности задача уменьшения массы узлов деталей двигателей и повышение их надёжности в условиях эксплуатации.

После того' как возможности снижения массы стальных деталей за счет конструктивных мер были практически исчерпаны, на первый план выступили альтернативные материалы такие как, керамика и жаропрочные титановые сплавы. Применение титановых сплавов вместо сталей позволило снизить массу двигателя на 35-40%.

Обычно жаропрочные титановые сплавы применяют для изготовления деталей кратковременно работающих при высоких температурах (до 800°С), или при температурах 500° - 550°С сравнительно небольшое время — несколько сотен часов, или в интервале температур 350° - 450°С, но в течение длительного времени, исчисляемого годами и десятками лет.

К настоящему времени возможности лучших серийных сплавов, разработанных как в России, так и за рубежом (ВТ18У, ВТ36, ВТ25У, 1М1834, ТИ100,116242 и другие), в плане повышения ресурса, уровня рабочих температур и комплекса механических и эксплуатационных свойств, практически исчерпаны.

Одним из перспективных направлений развития жаропрочных материалов является создание титановых сплавов с повышенным содержанием алюминия, обеспечивающим интерметаллидное упрочнение. Однако, в титановых сплавах с концентрацией алюминия, превышающей его предельную растворимость в а-фазе (~7% масс.), в процессе длительной эксплуатации при повышенных температурах происходит выделение в частицах а-фазы/ дисперсной, когерентной а2-фазы на основе интерметаллида Т1зА1, что приводит к охрупчиванию материала и разрушению деталей в процессе эксплуатации. обработки не предоставляется возможным. Поэтому разработанные еще на рубеже 60-х - 70-х годов сплавы этого класса СТ4 (Россия), Т1-8111 (США) с содержанием алюминия 8-9% не нашли практического применения и актуальным стал поиск принципиально новых технологических способов обработки жаропрочных титановых сплавов с интерметаллидным упрочнением, которые позволили бы решить эту проблему.

Одним из таких способов является термоводородная обработка (ТВО), основанная на обратимом легировании водородом. К настоящему времени разработаны научные основы ТВО и показана высокая эффективность в управлении структурой литых и деформированных титановых сплавов разных классов и повышении их механических, эксплуатационных и технологических свойств. На примере конструкционных титановых сплавов показана возможность получения с помощью ТВО гетерофазной структуры, в которой протекание процессов упорядочения происходит в отдельных частицах а-фазы, что не приводит к охрупчиванию в условиях длительного термического воздействия. Однако недостаточно полно изучены вопросы, связанные с температурно-концентрационными условиями' формирования такой структуры в сплавах с повышенным содержанием алюминия, нет систематических исследований по её оптимизации, не установлено её влияние на комплекс механических свойств.

Поэтому задача создания в титановых сплавах, содержащих около 9% алюминия, термодинамически стабильной структуры с интерметаллидным упрочнением, обеспечивающей высокий уровень механических свойств при нормальной и повышенных температурах является актуальной.

Научная новизна:

1. Для опытного сплава 'П-8,ЗА1-2,1 Мо-2,27г-0,281 построена диаграмма, показывающая изменение фазового состава в зависимости от температуры наводороживающего отжига и содержания водорода после охлаждения до нормальной температуры со скоростью больше первой критической. Определена температурно-концентрационная область существования упорядоченной а2-фазы.

2. Показано, что в процессе наводороживающего отжига при температурах двухфазной (а+(3)-области в сплаве 14-8,ЗА1-2,1Мо-2^г-0,281 вследствие развития а—»Р-превращения происходит перераспределение легирующих элементов между а- и р- фазами, приводящее к увеличению содержания алюминия в частицах первичной а-фазы, протеканию в них процессов упорядочения и образованию частиц а2-фазы на основе интерметаллида Тл3А1 вследствие развития а->а2-превращения.

3. Показана возможность создания в сплаве Ть8,ЗА1-2,1Мо-2,22г-0,281 несвойственной ему в равновесном состоянии структуры, содержащей помимо а- и Р- фаз некогерентные частицы а2-фазы. Установлено, что такая структура имеет высокую термическую стабильность при температурах, которые по крайней мере на 50°С ниже температуры предшествующего вакуумного отжига.

Практическая значимость:

Разработана технология термоводородной обработки опытного титанового сплава Ть8,ЗА1-2,1Мо-2,22г-0,281, включающая наводороживающий отжиг при температуре 700°С до концентрации 0,6% и последующий вакуумный отжиг при температуре 650°С в течение 12 часов, позволившая создать термически стабильную бимодальную структуру а-фазы, содержащую некогерентные частицы а2-фазы и обеспечивающую значения прочности не менее 1100 МПа, пластичности 10%, ударной вязкости 0,25 МДж/м и кратковременной прочности при 600°С -650 МПа.

Разработанная технология была использована Фондом «МиТОМ» при производстве опытной партии изделий из сплава Ti-8,ЗAl-2ДMo-2,2Zr-0,2Si.

ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ

1. Установлено, что, изменяя температуру наводороживающего отжига и/или содержания водорода в сплаве Т1-8,3 А1-2,1 Мо-2,22г-0,281, можно в широком диапазоне изменять его фазовый состав и структуру после охлаждения со скоростью выше первой критической до нормальной температуры. Показано, что наводороживающий отжиг при температуре 900°С с увеличением: содержания водорода в сплаве от 0,006% до 1,0% позволяет получить в сплаве структуру от однофазной а'(а") до однофазной р. С понижением температуры наводороживающего отжига до 800°С с ростом концентрации водорода структура изменяется от двухфазной (а+р) до' гетерофазной (а(а2)+Р+а"), а при наводороживании при 700°С от (а+Р) до (а(а2)+Р+(аэ+8)).

2. Для опытного титанового сплава Т1-8,ЗА1-2,1Мо-2,2гг-0,28ь построена, диаграмма «фазовый состав - концентрация водорода - температура наводороживающего отжига», показывающая изменение фазового состава сплава при нормальной температуре в зависимости от температуры наводороживающего отжига и содержания водорода после охлаждения до нормальной температуры со скоростью больше первой критической.

3. Показана возможность образования в сплаве Ti-8,ЗAl-2,lMo-2^2Zr-0,2Si, дополнительно легированном водородом, упорядоченной а2-фазы на, основе интерметаллида ГП3А1. Определена температурно-концентрационная область её существования.

4. Установлен механизм образования а2-фазы при наводороживающем отжиге в (а+Р)-области. Показано, что развитие а—>Р- превращения под действием водорода сопровождается перераспределением легирующих элементов между Р~ и. а- фазами, и обогащения последней алюминием до состава, близкого к стехиометрическому Т13А1, что создаёт термодинамические условия для протекания в частицах первичной а-фазы процессов упорядочения и образования а2-фазы.

5. Показано, что ТВО, включающая наводороживающий отжиг при температурах не выше 800°С до концентрации 0,6% водорода и последующий вакуумный отжиг при температурах ниже 750°С, позволяет создать гетерофазную структуру, несвойственную сплаву Ті-8,ЗА1-2,1Мо-2,22г-0,28і в равновесном состоянии и содержащую помимо Р-фазы некогерентные частицы а2-фазы и дисперсную вторичную адсг-фазу, обедненную алюминием.

6. Определены температурно-временные параметры термической стабильности (а2+адег+Р)-структуры в сплаве Ті-8,ЗА1-2,1Мо-2^г-0,28і. Показано, что такая структура имеет высокую термическую стабильность при температурах по крайней мере на 50°С ниже температуры предшествующего г вакуумного отжига.

7. Показано, что создание с помощью ТВО в сплаве Ті-8,3А1-2ДМо-2,27г-0,28і различных типов структуры позволяет получить значения прочности 1000 - 1100 МПа, пластичности 10 - 17% и ударной вязкости 0,23 - 0,28 МДж/м2, которые остаются практически неизменными после 100 часовой выдержки при температурах по крайней мере на 50°С ниже температуры предшествующего вакуумного отжига. В сплаве с исходным содержанием водорода изотермическая обработка приводит к снижению почти в 2 раза пластичности и ударной вязкости за счёт образования в а-фазе дисперсных когерентных частиц а2-фазы.

8. Проведённые испытания сплава Ті-8,ЗЛ1-2,1Мо-2,22г-0,28і при температуре 600°С показали, что максимальную кратковременную прочность (ст600) - 650 МПа и длительную прочность - 200 МПа имели образцы после наводороживающего отжига до 0,6% при температуре 700°С и вакуумного отжига при 650°С.

-801.5. ЗАКЛЮЧЕНИЕ ПО ЛИТЕРАТУРНОМУ ОБЗОРУ

И ПОСТАНОВКА ЗАДАЧ ИССЛЕДОВАНИЙ

Анализ литературных данных показал, что наиболее жаропрочные промышленные титановые сплавы представляют собой деформируемые псевдо-а сплавы, комплексно легированные алюминием, Р-стабилизаторами и нейтральными упрочнителями. В настоящее время в авиастроении применяются жаропрочные конструкционные сплавы с псевдо-а и а+Р-структур ой, такие как 1М1834, ВТ18У, Т16242Э, ВТ25, ВТ8, ВТ25У. Наряду с исследованиями по усовершенствованию уже существующих сплавов во всем мире ведутся работы по созданию новых жаропрочных титановых сплавов с интерметаллидым упрочнением. Однако жаропрочные титановые сплавы (с содержанием алюминия более 7%) не нашли применения в конструкциях авиационных двигателей из-за низкой термической стабильности.

Проблему термической стабильности жаропрочных титановых сплавов с высоким содержанием алюминия большинство авторов связывает с процессами упорядочения, развивающимися в а-фазе и приводящими к выделению интерметаллида Т13А1(а2). Так при содержании алюминия в титане на уровне более 6-7% (масс.) комплексное легирование не является гарантией эффективного подавления процесса выделения охрупчивающей аг-фазы [38, 39].

Кроме того, анализ литературы показал, что далеко не всегда удается достичь оптимального сочетания механических и технологических свойств, располагая для воздействия1 на структуру сплава лишь температурными, скоростными и временными факторами.

В связи с этим одним из наиболее эффективных способов создания необходимой структуры и соответственно, требуемого комплекса свойств титановых сплавов является термоводородная обработка.

Необходимо отметить, что в литературе практически отсутствуют данные о важнейших характеристиках жаропрочных сплавов: длительной прочности, сопротивления ползучести, вязкости разрушения, сопротивления усталости и др.

Цель настоящей работы состояла в установлении закономерностей влияния термоводородной обработки и термического воздействия на формирование фазового состава, структуры и комплекс механических свойств опытного титанового сплава Т1-8,ЗА1-2,1Мо-2,22г-0,281 и разработке на этой основе технологии его обработки, обеспечивающей повышение комплекса механических свойств при нормальной и повышенных температурах.

Для достижения поставленной цели необходимо решить следующие задачи:

1. Установить влияние температуры наводороживающего отжига и концентрации вводимого водорода на формирование фазового состава и структуры опытного титанового сплава Ть8,ЗА1-2,1Мо-2,2гг-0,281.

2. Установить влияние температуры вакуумного отжига на закономерности формирования фазового состава и структуры сплава Ti-8,ЗAl-2,lMo-2,2Zr-0,2Si, дополнительно легированного водородом.

3. Оценить термическую стабильность структуры сплава Т1-8,ЗА1-2,1Мосформированной в процессе термоводородной обработки.

4. Установить влияние структуры, сформировавшейся в сплаве 11-8,ЗА1-2,1Мо-2^г-0,281 при термоводородной обработки, на комплекс механических свойств при нормальной и повышенных температурах.

-82-Глава II

ОБЪЕКТЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

2.1. ОБЪЕКТЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

Исследования проводили на образцах, вырезанных из горячекатаного прутка опытного титанового сплава. Исследуемый сплав является модификацией промышленного сплава ВТ9. Химический состав опытного сплава приведен в таблице 2.1.

1. Колачев Б.А., Елагин В.И., Ливанов В.А. Металловедение и термическая обработка цветных металлов и сплавов: Учебник для вузов. — 4-е изд., перераб. и доп. - М.: МИСиС, 2005. - 432 с.

2. Ильин А.Н., Колачёв Б.А., Полькин И.С. Титановые сплавы. Состав, структура, свойства. Справочник. М.: ВИЛС - МАТИ, 2009. - 520 с.

3. Ильин A.A. Механизм и кинетика фазовых и структурных превращений в титановых сплавах. М.: Наука, 1994. - 304 с.

4. Титановые сплавы. Металлография титановых сплавов / Кол. авторов. Под общ. ред. д.т.н., проф. С.Г. Глазунова, д.т.н., проф. Б.А. Колачёва. М.: Металлургия, 1980. - 464 с.

5. Сплавы цветных металлов для авиационной техники / Воздвиженский В.М., Жуков A.A., Постнова А.Д., Воздвиженская М.В. Под общ. ред. В.М. Воздвиженского. Рыбинск: РГАТА, 2002. - 219 с.

6. Колачёв Б.А., Елисеев Ю.С., Братухин А.Г., Талалаев В.Д. Титановые сплавы в конструкциях и производстве авиадвигателей и авиационно-космической технике. / Под. ред. д-ра техн. наук, проф А.Г. Братухина. М.: Изд-во МАИ, 2001.-416 е.: ил.

7. The Science, Technology and Application-of Titanium. (Ed. R-I. Jaffee? N.F. Promisel). Pergamon Press, Oxford e.a. 1970 1202 pp.

8. Хорев А.И. Титан это авиация больших скоростей и космонавтика // Технология легких сплавов, 2002, №4, с. 92-97;

9. Хорев А.И. Комплексное легирование и термомеханическая обработка титановых сплавов. М.: Машиностроение. 1979. - 228 е.;

10. Захаров М.В., Захаров A.M. Жаропрочные сплавы. Изд-во «Металлургия», 1972, с.384

11. Корнилов И.И. Титан. М.: Наука, 1975, 310 с.

12. Murray I.L. In Phase Diagrams of Binary Titanium Alloys. ASM Institute, Materials Park, Ohio, 1987.

13. Металлургия титана. / Под ред. Глазунов С.Г. и Колачева Б.А. М.: Металлургия, 1980, 384с.

14. Loiseau A., Vannufel С. Ti-Al2: Veentrant Phase in the Ti-Al System// Phys. Stat. Solidi. 1988. v.107, № 22 pp.655-671

15. Gross J.P., SundmanB., Ausara I. Thermodinamic Modelling of the Ti-rich Phase in the Ti-Al System// Scripta Metallurgica. 1988. v.22, № 10, pp.1587-1591.

16. Шанк Ф.А. Структуры двойных сплавов: пер. с англ. М.: Металлургия, 1973, 760 с.

17. Sehwarz D.S. et.al. A novel hydride phase in hydrogen charged Ti3Fl. Acta metall. mater., V. 39, № 11, 1991, p. 2799-2803.

18. Смирнов А.А. Молекулярно-кинетическая теория металлов. M.: Наука, 1966, 488 с.

19. Корнилов И.И. и др. ДАН СССР, 1965, т. 161. № 4, с. 161-168.

20. Корнилов И.И. и др. В сб. Новые исследования титановых сплавов. М.: АН СССР, 1963, с. 74-75.

21. Clark D., Jepson К., Lewis G.I. Institute Metals, 1962, V. 91, № 6, p. 197-199.

22. Tsijimoto Т., Adachi M.I. Institute Metals, 1966, V. 94, p. 287-290.

23. Кристиан Дж. Теория превращений в металлах и сплавах, ч. 1. Термодинамика и общая кинетическая теория. М.: Мир, 1978, 806 с.

24. Murray J.L. Calculation of the titanium-aluminium phase diagram. Met. Trans. 1988, V. 19A, №? 2, p. 243-249.

25. Лариков Л.Н., Гейченко B.B., Фальченко B.M. Диффузионные процессы в упорядоченных сплавах. Киев. Наукова думка, 1975, 273 с.

26. Кауфман Л., Бернетейн X. Расчет диаграмм состояния с помощью ЭВМ. Пер. с англ. М.: Мир, 1972.

27. Murray J.L. Calculation of the titanium-aluminium phase diagram. Met. Trans. 1988, V. 19A, № 2, p. 243-249.

28. Onodera X., Abe Т., Yokokawa. Acta metall mater, 1994, V. 42, № 3 , p. 887-892.

29. Попов Л.Е., Козлов Э.В. Механические свойства упорядоченных твердых растворов. М.: Металлургия, 1970, 217 с.

30. Blackburn M.I. The ordering transformation in Ti-Al-alloys containing up t0 25at. % Al. Trans. AIME, V. 239, 1967, p. 1200-1208.

31. Shull R.D., Me Alister A.I., Reno R.C. Phase equilibria in the titanium aluminium system. Titanium: Sci and Technol. Proc. 5 Int. Conf., Munich, Sept. 10-14, 1984,

32. V.3. Oberursel, 1985, p. 1459-1466.

33. A.Myaraku, M.Tokisane, T.Inaba. Structure and Mechanical Properties of Ti3Al Compact Produced' by Hot Pressing of Mechanically Alloyed Powder. J. Inst. Of Metals. v.54,№ 11, 1990, pp. 1279-1283.

34. Y. W. Kim, F.H. Froes. High Temperature Aluminides and Intermetallics.// Stiegler TMS. Warrendate Pensylvanya 1990,p.485.

35. Lipsitt H.A., Shechtman D., Schafrik R.E. The Deformation and Fracture of Ti3Al at Elevated Temperatures// Met. Trans. 1980. v.l 1A, № 2, p.1369.

36. Martin P.L., Lipsitt H.A., Nuhfer N.T. The effect of alloying on the microstructure and Properties of Ti3Al and TiAl. Titanium 80. Science and Technology. Proc. 4 Intern. Conf. on Titanium. Kyoto, 1980, V. 2, p.1245-1254.

37. С. T. Liu e.a. Ordered Intermetallics Physical Metallurgy and Mechanical Behaviour. Edc. Kiuwer Academic Publishers. 1992. 701 pp.

38. Полькин И.С., Колачев Б.А., Ильин A.A. Алюминиды титана и сплавы на их основе.// Технология легких сплавов (ВИЛС), № 3, 1997, с. 32-38.

39. Солонина О.П. , Глазунов С.Г. Жаропрочные титановые сплавы. М.: Металлургия, 1976.

40. Колачев Б.А. Основные принципы легирования титановых сплавов. М.: Цветная металлургия. 1996. №4.

41. Materials Properties Handbook. Titanium Alloys/Edl By R. Boyer, G. Welsch, E.W. Collings. ASM International. The material Information Society, 1994. - 1176 p.

42. Полуфабрикаты из титановых сплавов. Александров В.К., Аношкин Н.Ф., Белозёров А.П. и др. М.: ВИЛС, 1996 - 581 с.

43. Колачев Б.А. , Ливанов В.А. , Буханова A.A. Механические свойства титана и его сплавов. М.: Металлургия, 1974.

44. Идзуми О. Проблемы металловедения современных титановых сплавов: Пер. с японского. Тэну то хаганэ. 1987, т. 73. №3, с. 411-419.

45. Корнилов И.И. , Нартова Т.Т. в. кн.: "Физико-химические исследования жаропрочных сплавов". М.: Наука, 1968, с. 57-64.

46. Глазова В.В. Легирование титана. М.: Металлургия, 1966 — 192 с.

47. Осипов К.А. Вопросы теории жаропрочности металлов и сплавов. Изд-во АНг1. СССР, 1960- 137 с.

48. Братухин А.Г. , Хорев А.И. Наука, производство и применение титана в условиях конверсии: I Международная конференция по титану стран СНГ. -М.: ВИЛС, 1994'. Т. 1, 2. 1062 с.

49. Аношкин Н.Ф., Брун Н.Я., Шахова Г.В. Требования к бимодальной структуре с оптимальным комплексом механических свойств и режимы ее получения // Титан, 1998, №1(10), с. 35-41;

50. Глазунов С.Г., Моисеев В.Н. Конструкционные титановые сплавы. М.: Металлургия, 1974. - 368 с.51. Титан, 1993. №1

51. Водородная технология титановых сплавов / Ильин A.A., Колачев Б.А., Носов В.К., Мамонов A.M. Под общ. ред. чл.-корр. РАН A.A. Ильина. М.: МИСиС, 2002.-392 с.

52. Талалаев В.Д., Колачев Б.А., Егорова Ю.Б. и др. Перспективные направления водородной технологии титановых сплавов// Авиационная промышленность. 1991. №1. с. 27-30.

53. Колачев, Б.А., Талалаев В.Д. Водородная технология титановых сплавов.// Титан. 1993. №1. с.43-46.

54. Керр В.Р и др. Использование водорода в качестве легирующего элемента.// Титан-80: Наука, технология, применение. Труды IV Международной конференции по титану. Япония, Киото: Пер. с англ. М.: ОНТИ ВИЛС, 1981. т.4. с. 216-236.

55. Ливанов В.А., Буханова A.A., Колачев Б.А. Водород в титане. М.: Металлургия, 1962. - 246 с.

56. Диаграммы состояния двойных металлических систем: Справочник: В Зт.: Т.2 / Под общ. редакцией акад. РАН Н.П. Лякишева. — М.: Машиностроение, 1997. 1024 с.

57. Колачев Б.А. Водородная хрупкость металлов. М.: Металлургия, 1985. -216 с.

58. San-Martin, Manchester F.D. The Ti-H System 11 Bulletin of Alloy Phase Diagrams, 1987, V. 8, №1. P. 30-42.

59. Гидридные сиситемы: Справочник II Колачев Б.А., Ильин A.A., Лавренко B.A., Левинский Ю.В. М.: Металлургия, 1992. - 352 с.

60. Ильин A.A., Мамонов A.M. Фазовые равновесия в водородсодержащих многокомпонентных системах на основе титана // Титан, 1993, №3, с. 25-33.

61. ВТ23 // Металлофизика. 1986. Т.8, № 6. С.118-1191

62. Ильин A.A. Фазовые и структурные превращения в титановых сплавах, легированных водородом // Изв: вузов. Цветная металлургия, 1987, №1, с. 96-101:

63. Колачёв Б.А., Ильин.А.А. О термоводородной обработке титановых сплавов // Термическая, химико-термическая и лазерная обработка сталей и титановых сплавов. Пермь: ППИ, 1989, с. 97-101.

64. Колачёв Б.А., Ильин A.A., Носов В.К. Возможности и перспективы водородной технологии титановых сплавов. // Известия вузов. Цветная металлургия. 2001, №4. С. 57-64.

65. Колачёв Б.А., Садков В.В., Талалаев В.Д. Фишгойт A.B. Вакуумный отжиг титановых конструкций. М.: Машиностроение, 1991.

66. Мамонов A.M., Ильин A.A. Гришин O.A. Исследование фазовых превращений при дегазации водородсодержащих титановых сплавов // Тезисы докладов научно-технического семинара "Водород в металлических материалах". М.: МАТИ, 1993. с. 30—31.

67. Кристиан Дж. Теория превращений в металлах и сплавах. Пер. с англ. 4.1. Термодинамика и общая кинетическая теория М.: Мир, 1978. - 808 с.

68. Ильин A.A., Колачёв Б.А., Михайлов Ю.В. Термоводородная обработка титановых сплавов разных классов // В кн.: «Металловедение и технология цветных сплавов». М.-: Наука, 1992. - С. 92-98.

69. Ильин A.A. Новый вид термической обработки титановых сплавов -термоводородная, обработка // В кн.: «Повышение стойкости деталей»машин и инструмента». Материалы НТК ЦНИИ Информации. М., 1989. С. 38-39.

70. Ильин A.A., Мамонов A.M., Колеров М.Ю. Термоводородная обработка -новый вид обработки титановых сплавов // Перспективные материалы. 1997, № 1. С. 5-14.

71. Горынин И.В., ЧечулинБ.Б. Титан в машиностроении // М.: Машиностроение. 1990. 400 с.

72. Мамонов* A.M., Кусакина Ю.Н., Ильин'A.A. Закономерности формирования фазового состава и структуры в жаропрочном титановом сплаве с интерметаллидным упрочнением при легировании водородом •// Металлы. 1999. №3. С.84-87.

73. Ильин A.A., Скворцова C.B., Мамонов A.M., Колеров М.Ю. Влияние водорода на фазовые и структурные превращения в титановых сплавах разных классов // Физико-химическая механика материалов. 2006. Т42, № 3. С. 33-39.

74. Мамонов A.M., Ильин A.A. Фазовые и структурные превращения в водородосодержащих жаропрочных титановых сплавах при дегазации // Металлы (РАН). 1994. № 5. С. 104-108.

75. Вашуль X. Практическая металлография. Методы изготовления образцов / Пер. с нем: М.: Металлургия, 1988. - 319 с.

76. Беккерт М., Клемм X. Справочник по металлографическому травлению / Пер. с нем. М.: Металлургия, 1979. — 336 с.

77. Горелик С.С., Скаков Ю.А., Расторгуев JI.H. Рентгенографиченский и электронно-оптический анализ: Учеб. пособие для вузов. — 3-е изд., перераб. и доп. М.: «МИСиС», 1994. - 328 е.;

78. Золоторевский B.C. Механические свойства материалов: Учебник для вузов. 2-е изд. М.: Металлургия, 1983, 352с.

79. Приготовление образцов для эллектронно-микроскопического исследования алюминия, магния, титана и их сплавов. Методическая рекомендация. М., ВИЛС, 1964. 23с.

80. Назимов О.П., Буханова A.A. Спектральное определение водорода в металлах. Журнал прикладной спектроскопии. 1977. т.27. с.963-973.

81. Русаков A.A., Рентгенография металлов. М.: Атомиздат, 1977. - 479 с

82. Методическая рекомендация. Качественный и количественный рентгеновский анализ фазового состава титановых сплавов. ВИЛС, MP 18-36/СМИ-75. 1975. с.39.

83. Прямое злектронно-микроскопическое исследование двухфазных титановых сплавов. Методическая рекомендация. М., ВИЛС, MP 47-26-85, 1986. 50 с.

84. Джонсон Н., Лион Ф./ Статистика и планирование эксперимента в технике и науке, т.1. Методы обработки данных. М. Мир. 1980. С.512.

85. Металлы. Методы определения жаростойкости. ГОСТ 6310-71. 1971. с. 14

86. Лазарев Э.М., Корнилова З.И., Федорчук Н.М. Окисление титановых сплавов. -М.: Наука, 1985 141 с.-17895. Бай A.C., Лайнер Д.И., Слесарева E.H., Ципин М.И. Окисление титана и егосплавов Изд-во «Металлургия», 1970 320 с.

87. Усова В.В., Плотникова Т.П., Кушакевич С.А. Травление титана и его сплавов- М.: Металлургия, 1984 128 с.