автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Закономерности формирования бимодальной структуры и комплекса механических свойств сплава на основе интерметаллида Ti3Al при термоводородной обработке

На правах рукописи

Быценко Оксана Анатольевна

ЗАКОНОМЕРНОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ БИМОДАЛЬНОЙ СТРУКТУРЫ И КОМПЛЕКСА МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ СПЛАВА НА ОСНОВЕ ИНТЕРМЕТАЛЛИДА Т13А1 ПРИ ТЕРМОВОДОРОДНОЙ ОБРАБОТКЕ

Специальность: 05.16.01 - «Металловедение и термическая обработка металлов»

Автореферат диссертации на соискание учёной степени кандидата технических наук

Москва 2005

Работа выполнена на кафедре «Материаловедение и технология обработки материалов» «МАТИ» - Российского государственного технологического университета им. К. Э. Циолковского

Научный руководитель: - доктор технических наук, профессор Мамонов Андрей Михайлович

Официальные оппоненты: - доктор технических наук, профессор

Попов A.A. (УГТУ-УПИ, г. Екатеринбург) - кандидат технических наук, доцент Овчинников A.B. (Ступинский филиал «МАТИ»-РГТУ им. К.Э. Циолковского)

Ведущее предприятие - ОАО НИАТ

Защита диссертации состоится 16 июня 2005 года в 14й2 часов на заседании диссертационного Совета Д 212.110.04 по присуждению ученой степени кандидата технических наук в области металловедения и термической обработки металлов, порошковой металлургии и композиционных материалов, материаловедения (машиностроение и металлургия) в «МАТИ» - Российском государственном технологическом университете им. К. Э. Циолковского по адресу: Москва, ул. Оршанская, 3, «МАТИ» - РГТУ им. К. Э. Циолковского, ауд. 220А. Отзыв на автореферат в одном экземпляре (заверенный печатью) просим направлять по адресу: 121552, Москва, ул. Оршанская, 3, «МАТИ» - РГТУ им. К.Э Циолковского.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Университета. Автореферат разослан 16 мая 2005 года.

Ученый секретарь диссертационного Совета доцент, кандидат технических наук (факс: (095) 417-89-78)

С. В. Скворцова

ше-ч

6SJJU

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы. Особый интерес исследователей к сплавам на основе интерметаллида титана (Ti3Al) связан с высокими показателями удельной жаропрочности и жаростойкости этих материалов. По этим характеристикам они превосходят промышленные жаропрочные титановые сплавы, а также могут конкурировать со сталями и никелевыми сплавами при температурах до 700-750°С.

Однако низкая технологичность при обработке давлением и недостаточная пластичность при нормальной температуре сплавов на основе алюминида титана TÍ3AI не только затрудняет, но и в ряде случаев исключает возможность изготовления из них некоторых видов полуфабрикатов и изделий традиционными способами термомеханической обработки.

Результатом возможного решения данной проблемы явилось создание группы сплавов с а2+ Р(В2)-структурой, наиболее известными из которых являются «а2» и «супер а2» (США), a также ВТИ-1 (Россия). С целью повышения технологичности при горячей обработке давлением и пластичности при нормальной температуре их легируют достаточно большим количеством ниобия (до 25 масс.%) и рядом других дорогостоящих Р-стабилизаторов. Однако это повышает плотность сплава до 4,6-4,8 г/ см3, а высокая объемная доля Р-фазы не позволяет реализовать весь ресурс их жаропрочности, так как приводит к разупрочнению и развитию ползучести при температурах свыше 600°С.

Комплексный подход к разработке сплавов на основе T¡3A1 и технологии их обработки привёл к созданию в МАТИ им. К.Э.Циолковского нового сплава 7115 (патент РФ № 2081929) со значительно более низким содержанием ниобия (до 3..4%), что позволило снизить плотность (до 4,3 г/см3) и количество Р-фазы, а следовательно, повысить жаропрочность и понизить стоимость. Проблемы деформируемости, формирования оптимального структурного состояния и комплекса свойств решаются применением водородных технологий, сочетающих термоводородную обработку (ТВО) и водородное пластифицирование (ВП). Первая позволяет в широких пределах управлять структурой сплава и обеспечивать оптимальный комплекс свойств в полуфабрикатах и изделиях. Второе позволяет повысить технологическую пластичность при горячей деформации.

К настоящему времени проведено большое количество исследований фазовых превращений и процессов структурообразования в сплаве 7115, легированном водородом, при различных видах термической обработки: закалке, изотермической обработке, отжиге и т.д. Изучено влияние различных схем и режимов термоводородной обработки и водородного пластифицирования на структуру и кратковременные механические свойства сплава при нормальной и рабочих температурах.

Анализ последних исследований зарубежных и российских авторов показывает, что особый интерес представляют структуры бимодального типа, которые позволяют достичь наилучшего сочетания важнейших для жаропрочных сплавов свойств: длительной прочности, сопротивления ползучести, вязкости разрушения, сопротивления усталости и др.

Однако создание в сплавах на основе TÍ3AI бимодальных структур с различным соотношением объемных долей и размеров структурных составляющих а2-фазы без использования обратимого легирования водородом представляет значительную проблему вследствие малой объёмной доли (3-фазы. С другой стороны температурно-концентрационные и кинетические условия формирования бимодальной структуры в сплавах этого класса при термоводородной обработке изучены недостаточно. Это не позволяет разрабатывать технологические процессы, основанные на водородных технологиях и направленные на оптимизацию структурного состояния и механических свойств полуфабрикатов и изделий из сплава 7115.

Целью настоящей работы является установление закономерностей формирования бимодальных структур в сплаве 7115 на основе интерметаллида TijAI при обратимом легировании водородом и разработка технологии термоводородной обработки этого сплава, направленной на оптимизацию его структуры и комплекса механических свойств.

Для достижения этой цели в работе поставлены и решены следующие задачи:

- установление закономерностей формирования фазового состава и структуры сплава при его легировании водородом;

- исследование изотермических фазовых и структурных превращений при старении сплава, легированного водородом;

- установление закономерностей формирования структур бимодального типа в процессе вакуумного отжига водородосодержащего сплава;

- разработка схем и режимов термоводородной обработки, обеспечивающих формирование в сплаве бимодальной структуры;

- определение влияния типа и параметров структуры сплава на комплекс механических свойств при нормальной и рабочей температурах. •

Научная новизна работы:

1. Уточнена диаграмма фазового состава сплава 7115, легированного водородом, в области концентраций водорода от 0,3 до 0,8% и температур свыше 800°С. Впервые установлено, что растворение водорода в а2-фазе приводит к повышению температуры начала её разупорядочения и расширению (а2+Р) фазовой области в сторону высоких температур.

2. Показано, что температурная зависимость среднего размера зерён а2-фазы в водородосодержащем сплаве 7115 имеет немонотонный характер вследствие опережающего растворения наиболее мелких аг-частиц с более низкой степенью упорядочения. Максимальный средний размер зерна а2-фазы в сплаве с содержанием водорода 0,6-0,8% достигается при температурах 850-900°С.

3. Построены температурно-временные диаграммы фазового состава сплава 7115 с 0,6 и 0,8% водорода, закаленного от температур а2+Р-области, показывающие последовательность изотермических фазовых превращений при старении.

4. Определены последовательность и продолжительность протекания фазовых превращений в сплаве 7115 с 0,6 и 0,8% водорода в процессе непрерывного нагрева и изотермических выдержек в вакууме при температурах от 750 до 900°С, сопровождающихся десорбцией водорода. Установлено влияние режимов вакуумного отжига на тип и параметры структуры сплава.

Практическая значимость работы.

Разработаны схемы и режимы термоводородной обработки деформируемых полуфабрикатов сплава 7115, обеспечивающие формирование бимодальной структуры, состоящей из 45-65% глобулярной первичной аг-фазы размером от 3 до

5 мкм и мелкодисперсной вторичной а(а2)-фазы в р-матрице Показано, что структура с такими параметрами обеспечивает наилучшее сочетание прочностных и пластических характеристик при нормальной и рабочей температурах (а,20= 1300... 1350 МПа, о,"0 = 850...870 МПа, а0,220 = 1210...1280 МПа, а0,2650= 760...780 МПа, 820= 2,5...3,3%, 5650 = 26...30%) и позволяет прогнозировать предел длительной прочности Оюо650 на уровне 400 МПа.

Апробация работы. Материалы работы доложены на 3-х научно-технических конференциях: Международной научно-технической конференции молодых учёных и специалистов «Современные проблемы аэрокосмической науки и техники» (2000г., Москва); Всероссийских научно-технических конференциях «Новые материалы и технологии »(2002г, 2004 г., Москва).

Публикации. Основное содержание работы опубликовано в 5 работах.

Структура и объём диссертации. Диссертация состоит из введения, четырёх глав, общих выводов по работе, списка использованной литературы из 116 наименований. Изложена на страницах машинописного текста, содержит 30 рисунков и 10 таблиц.

Глава I. СОСТОЯНИЕ ВОПРОСА

В главе рассмотрены преимущества и перспективы1 применения сплавов на основе алюминида титана ТЪА1, как одного из перспективных жаропрочных материалов, а также их недостатки, ограничивающие широкое использование Дан обзор возможных областей применения сплавов на основе алюминидов титана в авиационной и космической технике.

Приведены варианты разработанных диаграмм состояния системы "П-А1, дан анализ протекающих фазовых превращений, характеристика фаз и фазовых равновесий.

Рассмотрены физико-механические свойства интерметаллида "П3А1 и сплавов на его основе в сравнении со свойствами жаропрочных титановых и никелевых сплавов. Приведены данные, свидетельствующие, что низкая пластичность интерметаллида "ПзА1 обусловлена особенностями его кристаллического строения и движения дислокаций под напряжением. Обсуждены

разработанные к настоящему времени пути повышения пластичности сплавов на основе интерметаллида Т13А1 и их технологичности в процессе горячей обработки давлением. Отмечено, что одним из основных способов улучшения пластических характеристик является создание двухфазной (а2+р)-структуры при легировании ниобием, молибденом, ванадием и другими р-стабилизаторами. Описано влияние легирующих элементов на фазовый состав, структуру и свойства сплавов. Отмечено, что сложность технологии получения деформированных полуфабрикатов, большое содержание «тяжелых» и дорогостоящих легирующих элементов приводят к значительному повышению стоимости сплавов и снижению их удельной жаропрочности.

Рассмотрены различные технологии производства деформированных полуфабрикатов и изделий из сплавов на основе интерметаллида "П3А1 (на примере сплавов «а2» и « супер а2»). Проанализировано влияние пластической деформации и термической обработки на структуру и механические свойства сплавов на основе Т13А1. Отмечено, что наилучшее сочетание механических свойств обеспечивает бимодальная структура, формирующаяся при высокотемпературной термомеханической обработке.

Рассмотрены вопросы обратимого легирования водородом сплавов на основе "П3А1. Отмечено, что легирование титановых сплавов водородом приводит к ряду важных эффектов, определяющих широкие возможности управления их фазовым составом и структурой при термическом воздействии. Показано, что для повышения пластичности при нормальной температуре и технологичности при обработке давлением, в том числе сплавов на основе ТЬА1, эффективно применение термоводородной обработки и водородного пластифицирования Сформулированы цель и задачи работы.

Глава II. ОБЪЕКТЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

В качестве объекта исследования был использован сплав 7115 на основе интерметаллида титана Т13А1 (патент РФ № 2081929) Химический состав исследуемого сплава представлен в таблице 1.

Таблица 1

Химический состав исследуемого сплава

Наименование Химический состав, (масс. %) Примеси

Т1 А1 ЫЬ V Ъх Ре С N О Н

Сплав 7115 основа 14,0 3,3 3,3 0,5 0,1 0,02 0,01 0,02 0,008

Исследования структуры и фазового состава проводили на цилиндрических образцах диаметром 10мм и высотой 15 мм, изготовленных из горячекатанных прутков диаметром 14 мм. Температура прокатки - 950°С Прутки были получены из слитков массой 50 кг, которые изготавливали методом двойного электродугового переплава с последующей ковкой и прессованием при температуре 1150°С.

Для введения в сплав водорода использовали вакуумную установку Сивертса. Наводороживание осуществляли при температурах 930-650°С .Время выдержки зависело от необходимой концентрации водорода в сплаве. Процесс поглощения водорода образцами контролировался ртутным манометром непосредственно в процессе наводороживания. Количество поглощенного образцами водорода определяли по изменению давления водорода в камере известного объема и контролировали по привесу образцов взвешиванием на аналитических весах модели ВЛА-200М с погрешностью ±0,0001 г. Вакуумный отжиг наводороженных образцов проводили в печи модели СНВЭ-1.3.1/16-И4

Высокотемпературную термическую обработку сплава в воздушной атмосфере проводили в электропечи АЭФ №6551Г10/19. Для предотвращения окисления образцов при высоких температурах использовали защитную обмазку из стеклоэмали. Температуру в печи определяли платиново-родий-платиновой термопарой. Скорость охлаждения после высокотемпературной термообработки составляла около ЗООК/с (охлаждение в воде с температурой 20...22°С) и 3.. 7К/с (охлаждение на спокойном воздухе).

Для исследования микроструктуры использовали оптический микроскоп КеорЬоЬЗО с максимальным увеличение 1000 крат, а также растровый электронный

микроскоп универсального назначения LEO EVO 40 с максимальным увеличением при проведении данных исследований 5000 крат.

Подготовка образцов для металлографических исследований

осуществлялась по стандартной методике.

Рентгеноструктурный анализ при комнатной температуре проводили на дифрактометре модели ДРОН-4-07. Параметры съемки: ускоряющее напряжение 35кВ, анодный ток 25мА, фильтрованное К0 медное излучение.

Высокотемпературный рентгеновский анализ проводили на дифрактометре ДРОН-3 с высокотемпературной вакуумной камерой УРВТ-2000. Использовали образцы размерами 12x10x2 мм.

Для оценки уровня механических свойств использовали следующие параметры: сопротивление разрыву при испытании на растяжение (ав), предел текучести (а0-2), относительное удлинение (5) и относительное сужение (у).

Испытания на растяжение цилиндрических образцов с гладкими зажимными головками, диаметром рабочей части 5 мм и расчётной длиной 25 мм при нормальной температуре проводили на испытательной машине РМУ-005 с начальной скоростью деформации е= 1,4x10°с"1.

Кратковременные испытания на растяжение при температуре 650°С, а также на длительную прочность при постоянном растягивающем напряжении в течение 100 часов проводили на испытательной машине ИП-2 на цилиндрических образцах с резьбовыми зажимными головками, диаметром рабочей части 5 мм и расчётной длиной 25 мм.

Экспериментальные результаты обрабатывали методами математической статистики.

Глава III. ИССЛЕДОВАНИЕ ФАЗОВЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ И ПРОЦЕССОВ ОБРАЗОВАНИЯ БИМОДАЛЬНОЙ СТРУКТУРЫ В СПЛАВЕ 7115, ЛЕГИРОВАННОМ ВОДОРОДОМ

В соответствии с поставленной целью на первом этапе работы было исследовано формирование фазового состава и структуры сплава 7115 при обратимом легировании водородом в тех температурных и концентрационных областях, в которых возможно образование бимодальной структуры с

параметрами, обеспечивающими наилучшее сочетание механических свойств. На основании проведенных ранее исследований был выбран интервал концентрации водорода от 0,3 до 0,8 %.

Установлено, что при нормальной температуре сплав с содержанием водорода до 0,6 % имеет двухфазную (а2+р)-структуру, при концентрации водорода 0,8% в структуре сплава присутствует гидридная фаза TiHx. Первичная dj-фаза при всех содержаниях водорода имеет полиэдрическую форму.

Исследования фазового состава сплава, легированного водородом, в интервале температур от 700 до 1050°С, проведенные методом пробных закалок с последующим рентгеноструктурным и металлографическим анализами, позволили уточнить температурно-концентрационную диаграмму фазового состава. Впервые было установлено, что при увеличении содержания водорода от 0,3 до 0,8% температура разупорядочения а2-фазы возрастает с 850 до 910°С (рис 1). На основе анализа дифрактограмм и изменения периодов кристаллической решетки а2-фазы было показано, что повышение её термической устойчивости связано с увеличением содержания в ней водорода. Таким образом, легирование сплава 7115 водородом до концентрации 0,6-0,8% одновременно с понижением температуры a+pß-перехода, повышает область существования (а2+р)-структуры до температур 900-910°С, что существенно расширяет возможности создания бимодальной структуры термоводородной обработкой.

Металлографический анализ образцов после новодороживающего отжига показал, что при нормальной температуре размер частиц и объёмная доля первичной а2-фазы уменьшаются при увеличении содержания водорода в сплаве.

Методом пробных закалок установлена существенно немонотонная зависимость среднего размера частиц а2-фазы от температуры, особенно выраженная в сплаве с 0,6 и 0,8% водорода (рис. 2). С повышением температуры до 800-850°С средний размер зерен а2-фазы возрастает вследствие преимущественного растворения мелких частиц с низкой степенью упорядочения. При более высоких температурах вследствие разупорядочения а2-фазы интенсивность растворения её частиц возрастает, и средний размер зерна резко уменьшается. Максимальный размер зерна а2-фазы в исследованных прутках был получен при содержании водорода 0,6%, температуре 850°С и составил около 4мкм.

t,°c

1100

1050

1000

950

900

850

а+р \ Р

»

сц+а+р

а,+р

0 0,2 0,4 0,6 0,8 X,,, % по массе

Рис. 1. Влияние водорода на фазовый состав сплава 7115 при различных

температурах.

d, мкм

700 800 900 1 000 ^."С Рис. 2. Зависимость среднего размера зерна а(а2)-фазы сплава 7115 с разным содержанием водорода от температуры нагрева под закалку: 1 - 0,3%Н; 2 - 0,6%Н; 3 - 0,8%Н.

Методом рентгеноструктурного и металлографического анализов установлено, что объёмная доля первичной а2-фазы снижается с ростом температуры, оставаясь тем меньше, чем выше содержание водорода. Оптимальное количество первичной а2-фазы (от 40 до 60%) для последующего формирования бимодальной структуры содержится в сплаве с 0,6-0,8% водорода при температурах 800-900°С. Отмечено, что, чем выше содержание водорода в сплаве и, соответственно, в аг-фазе, тем слабее изменяется количество первичной а2-фазы с ростом температуры вплоть до температур разупорядочения (выше 900°С).

Формирование вторичной а2(а)-фазы в бимодальной структуре должно происходить при распаде метастабильной ß-фазы, зафиксированной после наводороживающего отжига до концентраций 0,6-0,8%. В работе обоснована необходимость проведения низкотемпературного старения, предшествующего вакуумному отжигу. Оно обеспечивает формирование однородной по размерам и распределению вторичной а2(а)-фазы в результате изотермических и изоконцентрационных (без удаления водорода) условий распада ß-фазы и преобладания процесса зарождения а-фазы над процессом её роста.

Проведены исследования изотермического распада водородосодержащей ß-фазы при старении сплава 7115 с 0,6 и 0,8% водорода, закаленного с температур соответственно 850 и 800°С (с^-область), что обеспечивало объёмную долю первичной а2-фазы в структуре не менее 40%. Построены диаграммы фазового состава сплава, состаренного при температурах от 500 до 700°С (рис. 3). Показано, что устойчивость метастабильной ß-фазы, зафиксированной закалкой, к ß—»а превращению при старении в сплаве с 0,6% водорода ниже, чем в сплаве с 0,8% водорода, вследствие более низкого содержания в ней ß-стабилизирующего элемента (водорода). При этом минимальную устойчивость к ß—>а превращению ß-фаза имеет при температурах 550-600°С. В сплаве с 0,8% водорода температура минимальной устойчивости ß-фазы к ß—>а превращению на 50°С выше, а время до начала распада существенно больше. В то же время устойчивость ß-фазы к гидридному превращению в сплаве с 0,6% водорода существенно выше, чем в сплаве с 0,8% водорода, особенно при температурах более 600°С. Образование гидркдной фазы Ti3AlHx в микрообъемах а2-фазы в сплаве с 0,8% водорода происходит во всем исследованном интервале температур старения значительно

раньше, чем в сплаве с 0,6% водорода, что свидетельствует о достаточно высоком содержании водорода в а2-фазе, зафиксированной закалкой.

t,°C 650 600

550 500

100 1000 10000 100000 т, с

t. "С 650 600

550

500

100 1000 10000 100000 т. с

б)

Рис. 3. Диаграммы фазового состава сплава 7115 с 0,6 (а) и 0,8% (б) водорода, закаленного из (а2+Р)-области и состаренного при различных температурах.

/ / /

' ou+ß+a / a,+tî-KX4 TljAIH,

/ a.+ß+(TiHx + a)+Tl3AIHx

V Ч 1

а)

г*? / a,+ß+a+ ' +Ti3AIHx

a.+ß

/ ' a,+ß+(Tih lx+a)+Ti,AIHx

ÏÏ

Формирование регламентированной бимодальной структуры в сплаве 7115 при термоводородной обработке происходит на заключительном этапе -вакуумном отжиге. Параметры структуры определяются не только режимом вакуумного отжига, но и исходным структурным состоянием водородосодержащего сплава. На основании проведенных исследований в работе дано обоснование режимов старения, проведение которого возможно и целесообразно в вакуумной печи непосредственно перед окончательным вакуумным отжигом. При выбранных режимах старения в вакууме - 500°С, 1,5 часа для сплава с 0,8% водорода и 550°С, 1 час для сплава с 0,6% водорода, десорбция водорода практически отсутствует.

Фазовые и структурные превращения в процессе вакуумного отжига при температурах 750, 800, 850 и 900°С исследовали методом высокотемпературной рентгенографии по специально разработанной методике, позволяющей определить фазовый состав сплава на заданном временном отрезке изотермической выдержки при минимальном времени съёмки дифрактограммы. В результате проведенных исследований установлено, что время растворения гидридных фаз TiHx и Ti3AlHx тем меньше, чем выше температура вакуумного отжига и ниже исходная концентрация водорода. Максимальная продолжительность этого процесса (около 20 минут после достижения заданной температуры) зафиксирована на образцах с 0,8% водорода при температуре вакуумного отжига 750°С.

Кроме того показано, что растворение гидридной фазы TiHx в процессе обратного гидридного превращения происходит всегда раньше, чем растворение гидрида Ti3AlHx, вследствие, по-видимому, более интенсивной диффузии водорода в ß-фазе, чем в а2-фазе. В результате анализа изменения периодов кристаллических решеток ß- и а2-фаз в процессе изотермических выдержек в вакууме при указанных температурах установлено, что время удаления водорода из а2-фазы (вместе с растворением гидрида Ti3AIHx ) составляет для образцов толщиной 2 мм с 0,6% водорода от 50 минут при температуре 900°С до 80 минут при 750°С. Время «дегазации» ß-фазы в образцах с 0,6% водорода составило около 20 минут при температуре 900°С и около 60-80 минут при температурах 800-750°С. В образцах с 0,8% водорода, содержащих значительно большее количество гидридной фазы TiHx, время удаления водорода из ß-фазы было существенно большим и составило от 50 минут при температуре 900°С до 100-120 минут при 750°С. Полученные

данные были использованы для обоснования времени вакуумного отжига образцов для механических испытаний.

Глава IV. ВЛИЯНИЕ ПАРАМЕТРОВ БИМОДАЛЬНОЙ СТРУКТУРЫ НА МЕХАНИЧЕСКИЕ И ЭКСПЛУАТАЦИОННЫЕ СВОЙСТВА СПЛАВА 7115

На основе установленных закономерностей фазовых и структурных превращений в сплаве 7115 при обратимом легировании водородом в главе дано обоснование и приведены результаты применения схем и режимов термоводородной обработки прутков сплава диаметром 12 мм Разработанные технологические схемы включали:

- насыщение водородом до концентрации 0,6% (схема I ) и 0,8% (схема II ) при температурах 850 и 800°С соответственно;

- старение в вакуумной печи сплава с 0,6% водорода при температуре 550°С в течение 1 часа, сплава с 0,8% водорода - при температуре 500°С в течение 1,5 часов;

- окончательный вакуумный отжиг при температурах от 800 до 950°С в течение 4,5-2,5 часов.

Применение этих режимов обеспечило:

- фиксацию заданного количества метастабильной ß-фазы при охлаждении от температур наводороживания;

- распад ß-фазы в изотермических и практически изоконцентрационных (по водороду) условиях в процессе старения с образованием равномерно распределенных мелкодисперсных зародышей вторичной а(а2)-фазы;

- формирование бимодальных структур с различными параметрами и соотношением объёмных долей первичной и вторичной а2-фаз с целью достижения разного сочетания механических свойств.

Установлено, что после вакуумного отжига при температурах 800, 850 и 900°С образцы сплава 7115 с исходным содержанием водорода 0,6% имеют структуры бимодального типа, которые представлены первичной а2-фазой полиэдрической формы и мелкодисперсной вторичной а(а2)-фазой в ß-матрице

Средний размер зерна первичной а2-фазы после вакуумного отжига при температуре 800°С минимален и составляет около 3 мкм С повышением

температуры вакуумного отжига до 850, 900 и 950°С средний размер зерна возрастает и составляет 4; 5,5 и 6 мкм соответственно.

Объёмная доля первичной а2-фазы возрастает с увеличением температуры вакуумного отжига: при температуре 800°С она составляет 40-45%, при 850°С -около 50%, а при температуре 900°С - 70-75%. При температуре вакуумного отжига 950°С формируется структура с равноосной рекристаллизованной а2-фазой и прослойками ß-фазы, при этом объёмная доля а2-фазы составляет порядка 90%.

Аналогичные закономерности формирования структуры были получены при вакуумном отжиге сплава с исходным содержанием водорода 0,8%. Однако при равных температурах вакуумного отжига размер частиц и объёмная доля первичной а2-фазы (за исключением температуры 950°С) в сплаве с 0,8% водорода меньше, чем в сплаве с 0,6% водорода.

При температуре вакуумного отжига 950°С независимо от начальной концентрации водорода формируется структура с практически одинаковыми параметрами.

Конечная концентрация водорода после ТВО по всем режимам не превышала 0,008%.

Тип и параметры структуры сплава 7115, сформировавшейся в результате ТВО, приведены в таблице 2

Таблица 2

Тип и параметры структуры сплава 7115, формирующейся в результате ТВО

Характеристика структуры Температура вакуумного отжига, °С Схема ТВО

I (с 0,6% Н) II (с 0,8%Н)

Тип структуры 800 бимодальная бимодальная

850 бимодальная бимодальная

900 бимодальная бимодальная

950 равноосная равноосная

Средний размер первичной а2-фазы, мкм 800 3,2 2,9

850 3,8 3,3

900 5,5 5,0

950 6,0 5,8

Количество первичной а2 -фазы, % 800 45 35

850 50 45

900 75 65

950 90 90

В работе исследовано влияние типа и параметров структуры на механические свойства сплава 7115 при нормальной температуре (таблица 3)

Таблица 3

Механические свойства сплава 7115 с различной структурой при нормальной

температуре

Схема ТВО Тип структуры и количество первичной а2 -фазы. Механические свойства*

МПа О0,2. МПа 5, % V. % KCU, МДж/м2

I с 0,6% водорода Бимодальная, 45% 1210 1150 1,6 2,0 0,07

Бимодальная, 50% 1320 1210 3,5 5,0 0,12

Бимодальная, 75% 1250 1160 2,2 4,0 0,15

Равноосная а2,90% 1190 1100 3,8 5,0 0,15

II с 0,8% водорода Бимодальная, 35% 1160 1100 1,2 2,0 0,05

Бимодальная, 45% 1350 1280 2,8 4,0 0,14

Бимодальная, 65% 1300 1230 2,5 4,0 0,12

Равноосная, а2,90% 1210 1130 3,2 5,0 0,12

* Усредненные данные по 3 образцам на режим.

Анализ полученных результатов позволяет сделать следующие выводы Прочностные характеристики образцов с бимодальной структурой выше, чем у образцов с равноосной, при этом максимальные пределы прочности и текучести достигаются у сплава с 40-45% первичной а2-фазы размером около 3 4 мкм

При достижении размеров первичной а2-фазы более 5 мкм, а её количества более 60% прочностные характеристики снижаются. Снижение прочностных характеристик происходит и при уменьшении количества первичной а2-фазы до 40% и менее, и её размеров до 3 мкм и менее. Одновременно при этих структурах сплава наблюдается и минимальная пластичность- образцы разрушались на стадии равномерного удлинения и увеличения нагрузки, т.е. пределы прочности были «кажущимися» По-видимому, преобладающая доля супердисперсной а(а2)+р-структуры, представленной мелкими пластинами вторичной а(а2)-фазы и тонкими

Р-прослойками, практически подавляет дислокационные механизмы пластической деформации при нормальной температуре.

Прочность и пластичность сплава со структурой, представленной преимущественно первичной а2-фазой размерами около 5...6 мкм, зависят только от сопротивления пластической деформации этой структурной составляющей.

Наилучшее сочетание прочностных и пластических характеристик было получено в сплаве с бимодальной структурой с 45-50% первичной а2-фазы размером около 3...4 мкм и смесью вторичной а(а2)-фазы и р-прослоек. По-видимому, данная структура обеспечивает наилучшую реализацию дислокационных механизмов во всех структурных составляющих.

Аналогичные тенденции показали результаты определения ударной вязкости Однако абсолютные величины ударной вязкости очень малы, что подтверждает высокую чувствительность сплава к концентрации напряжений при динамическом нагружении.

Механические свойства сплава при растяжении при температуре 650°С изучали на образцах с бимодальной структурой, содержащей от 45 до 75% первичной а2-фазы размером от 3,3 до 5,5 мкм и со структурой, представленной равноосной первичной а2-фазой и р-фазой. Результаты представлены в таблице 4.

Таблица 4

Механические свойства сплава 7115 при температуре 650°С

Схема ТВО Тип структуры, количество первичной а2 -фазы Механические свойства *

а„ МПа а0,2, МПа 5,%

I Бимодальная, 50% 850 770 30,0 39,1

Бимодальная, 75% 820 720 34,5 40,2

Равноосная, 90% 800 710 37,8 42,5

II Бимодальная, 45% 840 760 26,0 34,5

Бимодальная, 65% 870 780 29,5 40,4

* Усредненные данные по 3-м образцам на режим.

Анализ результатов показывает, что достигаются высокие показатели как прочности, так и пластичности при всех полученных в результате ТВО структурных состояниях.

Наилучшее сочетание прочностных и пластических характеристик (о, =850-870 МПА, а0,2 = 770-780 МПа, 5 = 30%, (р = 40%) имеет сплав с бимодальной структурой, представленной 50-65% первичной а2-фазы размером около 4 5 мкм и смесью вторичной а(а2)- и р -фаз.

Таким образом, по кратковременным прочностным характеристикам при нормальной и рабочей температурах сплав 7115 после ТВО превосходит сплавы типа «супер а2 » на 100-150 МПа при аналогичных показателях пластичности

Результаты испытаний на длительную прочность при температуре 650°С и напряжении 400 МПа приведены в таблице 5.

Таблица 5

Характеристика длительной прочности сплава 7115 при температуре 650°С и

напряжении 400 МПа

Схема ТВО Тип структуры, количество а2 - фазы Время до разрушения, часов*

I Бимодальная, 50% > 100, > 100

Равноосная, 90% 87, 67

II Бимодальная, 65% > 100, > 100

* Испытано по 2 образца на режим.

Анализ результатов показывает, что бимодальные структуры обеспечивают 1 более высокую длительную прочность на базе 100 часов, а предел длительной

прочности а650 юо может быть спрогнозирован на уровне 400 МПа.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ

1. Методами рентгеновской дифрактометрии и оптической металлографии закаленного с различных температур сплава ТМ4А1-ЗКЬ-ЗУ-0,5гг (7115), легированного водородом, определены его фазовый состав и структура в интервале концентраций водорода от 0,3 до 0,8% (по массе) и температур от 800 до 1050°С Впервые установлено, что растворение водорода в а2-фазе приводит к повышению

её устойчивости к разупорядочению. Это выражается в росте температуры начала а2 —»а превращения с 850 до 910°С при увеличении концентрации водорода в сплаве с 0,3 до 0,8% и расширении (а2+ Р)-фазовой области в сторону высоких температур.

2. Установлена немонотонная зависимость среднего размера зерна а2-фазы от температуры нагрева в водородосодержащем сплаве 7115, наиболее четко выраженная при концентрациях водорода не менее 0,6%. Показано, что опережающее растворение наиболее мелких частиц а2 - фазы при нагреве приводит к достижению максимального среднего размера зерна а2 - фазы при температурах 850-900°С.

3. Определены зависимости объёмной доли а2-фазы в сплаве 7115 от температуры и содержания водорода. Выявлено резкое снижение количества а2 -фазы при нагреве до температуры начала её разупорядочения. Установлены температурно-концентрационные интервалы, в которых соотношение объёмов а2 -и ß-фаз находится в пределах 40-60%, наиболее приемлемых для формирования бимодальных структур с различными параметрами.

4. Исследованы процессы изотермического распада метастабильных водородосодержащих а2- и ß-фаз, зафиксированных закалкой сплава 7115 от температур (a2+ß)-o6nac™. Определены температурно-временные границы образования гидридных фаз Ti3AlHx и TiHx и выделения мелкодисперсной вторичной а(а2) - фазы в процессе старения при температурах от 500 до 700°С. Построены температурно-временные диаграммы фазового состава сплава 7115с 0,6 и 0,8% водорода, описывающие последовательность фазовых превращений при старении и необходимые для обоснованного выбора схем и режимов термоводородной обработки, направленной на формирование бимодальной структуры.

5. Методом высокотемпературной рентгенографии исследованы фазовые превращения, протекающие в сплаве 7115 с 0,6 и 0,8% водорода в процессе непрерывного нагрева до температур от 750 до 900°С и последующих изотермических выдержек в вакууме. Установлены температурно-временные границы устойчивости гидридных фаз Ti3AlHK и T¡HX и последовательность их растворения при десорбции водорода. На основе анализа временных зависимостей

периодов кристаллических решеток а2- и р-фаз определены последовательность и продолжительность протекания фазовых превращений при различных температурах вакуумного отжига и исходных структурных состояниях сплава

6. Установлено влияние режимов термоводородной обработки на тип и параметры структуры сплава 7115. Показано, что бимодальная структура с объёмной долей первичной а2-фазы в пределах 45-65% и её размерами от 3 до 5 мкм может быть сформирована в сплаве с 0,6 и 0,8% водорода после двухступенчатого вакуумного отжига с температурой второй ступени от 800 до 900°С. Предложены схемы и режимы термоводородной обработки, обеспечивающие формирование таких структур. Показано, что при одинаковых температурах вакуумного отжига размер зерна и объёмная доля первичной а2 -фазы в сплаве с исходным содержанием водорода 0,8% меньше, чем в сплаве с 0,6% водорода.

7. Определены кратковременные механические свойства сплава 7115 после термоводородной обработки по разработанным схемам и режимам Установлено, что максимальная пластичность при нормальной температуре обеспечивается структурой с равноосной рекристаллизованной а2-фазой размером 5-6 мкм. Наилучшее сочетание прочностных и пластических характеристик при нормальной и рабочей температурах имеет сплав с бимодальной структурой, представленной 45-65% первичной а2-фазы размером около 3...5 мкм и смесью вторичной а(а2) -и Р-фаз: о. 20= 1300... 1350 МПа, о.650 = 850...870 МПа, а0,220 = 12 1 0... 12 80 МПа, о0,2 650= 760...780 МПа, 8 20= 2,5...3,3 %, 5650 = 26...30%. По кратковременным прочностным характеристикам при нормальной и рабочей температурах сплав 7115 после ТВО превосходит сплавы типа «супер а2 » на 100-150МПа при аналогичных показателях пластичности.

8. Определена характеристика длительной прочности сплава 7115 с бимодальной и равноосной структурами. Показано, что бимодальные структуры обеспечивают более высокую длительную прочность при температуре 650°С на базе 100 часов Предел длительной прочности Стюо65°по результатам проведенных испытаний может быть спрогнозирован на уровне 400 МПа.

Основное содержание диссертации опубликовано в следующих работах:

1. Мамонов A.M., Быценко O.A., Носов В.К., Кусакина Ю.Н. Влияние термоводородной обработки на структуру и механические свойства сплава на основе TijAI // Металлы, 2002, № 3, с. 79-84.

2. Ильин A.A., Мамонов A.M., Засыпкин В.В., Быценко O.A. Создание бимодальной структуры и оптимизация комплекса механических свойств жаропрочного сплава на основе интерметаллида Ti3A! термоводородной обработкой // Титан, 2004, № 2, с. 45-50.

3. Кусакина Ю.Н., Петров В.А., Быценко O.A. Влияние водорода на технологическую пластичность жаропрочных титановых сплавов в литом состоянии // В сб. тезисов докладов Международной научно-технической конференции молодых учёных и специалистов «Современные проблемы аэрокосмической науки и техники», Москва, 2000, с. 382.

4. Кусакина Ю.Н., Быценко O.A., Мамаев B.C. Формирование бимодальных структур в жаропрочном сплаве на основе интерметаллида Ti3AI термоводородной обработкой // В сб. тезисов докладов Всероссийской научно-технической конференции «Новые материалы и технологии НМТ-2002», Москва, 2002, т 1, с 27

5. Быценко O.A., Мамонов A.M., Засыпкин В.В., Дорофеева Н.В. Исследование жаропрочности сплава на основе интерметаллида Ti3AI с бимодальной структурой // В сб. тезисов докладов Всероссийской научно-технической конференции «Новые материалы и технологии НМТ-2004», Москва, 2004, т.1, с.49

I

ИМ 0 1!

РНБ Русский фонд

2006-4 6132

Подписано в печать 11,05.2005. Объем - 1 п.л. Тираж 100 экз.

Типография ИЦ «МАТИ» - РГТУ им. К.Э. Циолковского, Москва, Берниковская наб., 14

Введение.

Глава I. Состояние вопроса.

1.1. Области и перспективы применения жаропрочных сплавов на основе интерметаллида Ti3Al.

1.2. Диаграммы состояния системы Ti-Al, как основа разработки жаропрочных титановых сплавов.

1.3. Принципы легирования, структура и механические свойства сплавов на основе Ti3Al.

1.4. Технология производства деформированных полуфабрикатов сплавов на основе Т1зА1.

1.5. Применение водородных технологий при получении и обработке полуфабрикатов и изделий из сплавов на основе Ti3Al.

Актуальность проблемы. Особый интерес исследователей к сплавам на основе интерметаллида титана (Т1зА1) связан с высокими показателями удельной жаропрочности и жаростойкости этих материалов. По этим характеристикам они превосходят лучшие промышленные жаропрочные титановые сплавы, а также могут успешно конкурировать со сталями и никелевыми сплавами при температурах до 700-750°С.

Однако низкая технологичность при горячей обработке давлением и недостаточная пластичность при нормальной температуре сплавов на основе алюминида титана T13AI не только затрудняет, но и в ряде случаев исключает возможность изготовления из них некоторых видов полуфабрикатов и изделий традиционными способами термомеханической обработки.

Результатом возможного решения данной проблемы явилось создание группы сплавов с аг+Р(В2)-структурой, наиболее известными из которых являются «а2» и «супер СХ2» (США), а также ВТИ-1 (Россия). С целью повышения технологичности при горячей обработке давлением и пластичности при нормальной температуре их легируют достаточно высоким количеством ниобия (до 25 масс.%) и рядом других дорогостоящих Р-стабилизаторов. Однако это повышает плотность сплава до 4,6-4,8 г/ см3, а высокая объемная доля р-фазы не позволяет реализовать весь ресурс их жаропрочности, так как приводит к разупрочнению и развитию ползучести при температурах свыше 600°С.

Комплексный подход к разработке сплавов на основе T13AI и технологии их обработки привёл к созданию в МАТИ им. К.Э.Циолковского нового сплава 7115 (патент РФ № 2081929) со значительно более низким содержанием ниобия (до 3.4%), что позволило снизить плотность (до 4,3 г/см3) и количество р-фазы, а следовательно, повысить жаропрочность и понизить стоимость. Проблемы деформируемости, формирования оптимального структурного состояния и комплекса свойств решаются применением водородных технологий, сочетающих термоводородную обработку (ТВО) и водородное пластифицирование (ВП). Первая позволяет в широких пределах управлять структурой сплава и обеспечивать оптимальный комплекс свойств в полуфабрикатах и изделиях. Второе позволяет повысить технологическую пластичность при горячей деформации.

К настоящему времени проведено большое количество исследований фазовых превращений и процессов структурообразования в сплаве 7115, легированном водородом, при различных видах термической обработки: закалке, изотермической обработке, отжиге и т.д. Изучено влияние различных схем и режимов термоводородной обработки и водородного пластифицирования на структуру и кратковременные механические свойства сплава при нормальной и рабочих температурах.

Анализ последних исследований зарубежных и российских авторов показывает, что особый интерес представляют структуры бимодального типа, которые позволяют достичь наилучшего сочетания важнейших для жаропрочных сплавов свойств: длительной прочности, сопротивления ползучести, вязкости разрушения, сопротивления усталости и др.

Однако создание в сплаве 7115 бимодальных структур с различным соотношением объёмных долей и размеров структурных составляющих а2-фазы без использования обратимого легирования водородом представляет значительную проблему вследствие малой объёмной доли р-фазы. С другой стороны температурно-концентрационные и кинетические условия формирования бимодальной структуры в сплавах этого класса при термоводородной обработке изучены недостаточно. Это не позволяет разрабатывать технологические процессы, основанные на водородных технологиях и направленные на оптимизацию структурного состояния и механических свойств полуфабрикатов и изделий из сплава 7115.

Целью настоящей работы является установление закономерностей формирования бимодальных структур в сплаве 7115 на основе интерметаллида Ti3Al при обратимом легировании водородом и разработка технологии термоводородной обработки этого сплава, направленной на оптимизацию его структуры и комплекса механических свойств.

Для достижения этой цели в работе поставлены и решены следующие задачи:

- установление закономерностей формирования фазового состава и структуры сплава при его легировании водородом;

- исследование изотермических фазовых и структурных превращений при старении сплава, легированного водородом;

- установление закономерностей формирования структур бимодального типа в процессе вакуумного отжига водородосодержащего сплава;

- определение влияния типа и параметров структуры сплава на комплекс механических свойств при нормальной и рабочей температурах.

Научная новизна:

1. Уточнена диаграмма фазового состава сплава 7115, легированного водородом, в области концентраций водорода от 0,3 до 0,8% и температур свыше 800°С. Впервые установлено, что растворение водорода в аг-фазе приводит к повышению температуры начала её разупорядочения и расширению (а2+(3) фазовой области в сторону высоких температур.

2. Показано, что температурная зависимость среднего размера зерён аг-фазы в водородосодержащем сплаве 7115 имеет немонотонный характер вследствие опережающего растворения наиболее мелких а2-частиц с более низкой степенью упорядочения. Максимальный средний размер зерна а2-фазы в сплаве с содержанием водорода 0,6-0,8% достигается при температурах 850-900°С.

-73. Построены температурно-временные диаграммы фазового состава сплава 7115 с 0,6 и 0,8% водорода, закаленного от температур аг+Р-области, показывающие последовательность изотермических фазовых превращений при старении.

4. Определены последовательность и продолжительность протекания фазовых превращений в сплаве 7115 с 0,6 и 0,8% водорода в процессе непрерывно нагрева и изотермических выдержек в вакууме при температурах от 750 до 900°С, сопровождающемся десорбцией водорода. Установлено влияние режимов вакуумного отжига на тип и параметры структуры сплава.

Практическая значимость.

Разработаны схемы и режимы термоводородной обработки деформируемых полуфабрикатов сплава 7115, обеспечивающие формирование бимодальной структуры, состоящей из 45-65%, глобулярной первичной <Х2-фазы, размером от 3 до 5 мкм и мелкодисперсной вторичной а(а2)-фазы в Р-матрице. Показано, что структура с такими параметрами обеспечивает наилучшее сочетание прочностных и пластических

90 характеристик при нормальной и рабочей температурах (ав = 1300. 1350 МПа, ав650= 850.870 МПа, а0.220 = 1210. 1280 МПа, со>2650= 760.780 МПа, 820= 2,5.3,3 %, б650 = 26.30%) и позволяет прогнозировать предел длительной прочности tfioo650 на уровне 400 МПа.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ

1. Методами рентгеновской дифрактометрии и оптической металлографии закаленного с различных температур сплава Ti-14Al-3Nb-3V-0,5Zr (7115), легированного водородом, определены его фазовый состав и структура в интервале концентраций водорода от 0,3 до 0,8% (по массе) и температур от 800 до 1050 °С. Впервые установлено, что растворение водорода в а2-фазе приводит к повышению её устойчивости к разупорядочению. Это выражается в росте температуры начала а2 —► а превращения с 850 до 910°С при увеличении концентрации водорода в сплаве с 0,3 до 0,8% и расширении (а2+ Р)-фазовой области в сторону высоких температур.

2. Установлена немонотонная зависимость среднего размера зерна а2-фазы от температуры нагрева в водородосодержащем сплаве 7115, наиболее четко выраженная при концентрациях водорода не менее 0,6%. Показано, что опережающее растворение наиболее мелких частиц а2-фазы при нагреве приводит к достижению максимального среднего размера зерна а2 — фазы при температурах 850-900°С.

3. Определены зависимости объёмной доли а2-фазы в сплаве 7115 от температуры и содержания водорода. Выявлено резкое снижение количества а2-фазы при нагреве до температуры начала её разупорядочения. Установлены температурно-концентрационные интервалы, в которых соотношение объёмов а2- и р-фаз находится в пределах 40-60%, наиболее приемлемых для формирования бимодальных структур с различными параметрами.

4. Исследованы процессы изотермического распада метастабильных водородосодержащих а2- и р-фаз, зафиксированных закалкой сплава 7115 от температур а2+р~области. Определены температурно-временные границы образования гидридных фаз Ti3AlHx и TiHx и выделения мелкодисперсной вторичной а(а2)-фазы в процессе старения при температурах от 500 до 700°С.

Построены температурно-временные диаграммы фазового состава сплава 7115 с 0,6 и 0,8% водорода, описывающие последовательность фазовых превращений при старении и необходимые для обоснованного выбора схем и режимов термоводородной обработки, направленной на формирование бимодальной структуры.

5. Методом высокотемпературной рентгенографии исследованы фазовые превращения, протекающие в сплаве 7115 с 0,6 и 0,8% водорода в процессе непрерывного нагрева до температур от 750 до 900°С и последующих изотермических выдержек . в вакууме. Установлены температурно-временные границы устойчивости гидридных фаз Ti3AIHx и TiHx и последовательность их растворения при десорбции водорода. На основе анализа временных зависимостей периодов кристаллических решеток а2- и р~фаз определены последовательность и продолжительность протекания фазовых превращений при различных температурах вакуумного отжига и исходных структурных состояниях сплава.

6. Установлено влияние режимов термоводородной обработки на тип и параметры структуры сплава 7115. Показано, что бимодальная структура с объёмной долей первичной аг-фазы в пределах 45-65% и её размерами от 3 до 5 мкм может быть сформирована в сплаве с 0,6 и 0,8% водорода после двухступенчатого вакуумного отжига с температурой второй ступени от 800 до 900°С. Предложены схемы и режимы термоводородной обработки, обеспечивающие формирование таких структур. Показано, что при одинаковых температурах вакуумного отжига размер зерна и объёмная доля первичной а2- фазы в сплаве с исходным содержанием водорода 0,8% меньше, чем в сплаве с 0,6% водорода.

7. Определены кратковременные механические свойства сплава 7115 после термоводородной обработки по разработанным схемам и режимам. Установлено, что максимальная пластичность при нормальной температуре обеспечивается структурой с равноосной рекристаллизованной а2-фазой размером 5-6 мкм. Наилучшее сочетание прочностных и пластических характеристик при нормальной и рабочей температурах имеет сплав с бимодальной структурой, представленной 45-65% первичной аг-фазы

ЛЛ размером около 3.5 мкм и смесью вторичной а(а2)- и (3-фаз: ов = 1300.1350 МПа, ав650 = 850.870 МПа, cj0,220 = 1210. 1280 МПа, а0>2650= 760.780 МПа, 520= 2,5.3,3 %, 5650 = 26.30%. По кратковременным прочностным характеристикам при нормальной и рабочей температурах сплав 7115 после ТВО превосходит сплавы типа «супер а2» на 100-150МПа при аналогичных показателях пластичности.

8. Определена характеристика длительной прочности сплава 7115 с бимодальной и равноосной структурами. Показано, что бимодальные структуры обеспечивают более высокую длительную прочность при температуре 650°С на базе 100 часов. Предел длительной прочности <тюо650по результатам проведенных испытаний может быть спрогнозирован на уровне 400 МПа.

1. Шалин Р.Е. Новые титановые сплавы для авиационно-космической техники

2. Борисова Е.А., Ильенко В.М. Жаропрочные титановые сплавы.

3. Глазунов С.Г., Павлов Г.А , Тетюхин В.В. Алюминиды титановых сплавов, как новые конструкционные материалы для авиакосмического машиностроения. В сб.: Металловедение и термическая обработка, 1991, с.84 (ВИЛС).

4. Tuo Xiangming, Znou Guagjuel, Lui Jang. Microstructure and Properties of T13AI Base Alloys. Titanium 95. Science and Technology, v.2, p. 448.

5. Texas Instruments, July 27, 1990.

6. Robert N., Boggs. Titanium aluminide. The space -age materials. Executire Editor// Reprinted from Design News, 1989, v.45, № 12.

7. James C.Chesnutt, James A. Hall, Harry A. Lipsitt/ Titanium Intermetallics Present and Future. Titanium 95. Science and Technology, v. 2, p.70.

8. Lipsit H.A. Titanium Aluminides An Overview, Mat. Res.Proc., 1985, v.39, p.351-364.

9. Froes F.H. Aerospace Materials for 21 Centuery. Israel J. Technol., -1988, v. 24, № 1 -2, part A, pp. 1 -41.

10. Titanium 80. Titanium Science and Technology, Proc. 4th Intern. Conf. Kyoto 1980, New York, 1980, v 1-4.

11. Youngoun Kim Intermetallic alloys Bosed on Gamma Titanium aluminide. JOM, v.41, № 7, 1989, p.24-32.

12. Полькин И.С., Колачев Б.А., Ильин А.А. Алюминиды титана и сплавы на их основе.// Технология легких сплавов (ВИЛС), № 3, 1997, с. 3238.

13. Корнилов И.И. Титан.М: Наука, 1972, 308 с.

14. Цвиккер У. Титан и его сплавы: пер. с нем. М: Металлургия, 1979,512 с.

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

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

17. 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. 15871591.

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

19. Murray J.L. Calculating of the Titanium-Aluminium Phase Diagram// Met. Trans. 1988. V.19A, № 2, pp.243-247.

20. Макгон М.Б., Тухфатулин A.A., Тухфатулина Р.М.//ФММ, т.28 , № 6, 1969.

21. 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.

22. Shull R.D. et. al. Phase Equilibria in the Ti-Al System. Proc. 5 Int. Conf. on Titanium, Munich, 1984, v.3, pp. 1459-1466.

23. Loiseau A. et. al. New Investigation of the Ti-Al Phase Diagram by High Resolution Electron Microscopy. Proc. 5 Int. Conf. on Titanium, Munich, 1984, v.3, pp. 1467-1474.

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

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

26. Кристиан Дж.Теория превращения в металлах и сплавах. Пер. с англ. М.: Мир, 1978, 808 с.

27. С. Т. Liu е.а. Ordered Intermetallics Physical Metallurgy and Mechanical Behaviour. Edc. Kiuwer Academic Publishers. 1992. 701 pp.

28. A.Y. Goldat, J.G. Paur. Trans Metall. Soc. AIME, 1961, v. 14, p.72.

29. M.Igarashi, M.Yamagushi. Atomic Stage of Plasticity of DO 19 Odered Intermetallic Compounds. Proceedings of International Sympiosium on Intermetallic Compounds. Osamu Izunied Japan Inst. Of Metals, 1991.

30. Свелин P. Термодинамика твердого тела.Пер. с англ.М.: 1968, 406 с.

31. Смирнов А.А. Молекулярно-кинетическая теория металлов. М.: Наука, 1966.

32. Носов В.К., Колачев Б.А. Водородное пластифицирование при горячей деформации титановых сплавов.- М.: Металлургия, 1986,118с.

33. Sastry S.M., Lipsitt Н.А. Plastic Deformation of TiAl and Ti3Al// Proc. 4th Intern. Conf. on Titanium. Kyoto, 1980, v.2, p. 1231.

34. Court S.A., Lofvander J.P., Loretto M.H., Fraser H.L. The Influence of Temperature and Alloying Addition on the Mechanism of Plastic Deformation of Ti3Al//Phil. Mag. A 1990, v.61, p. 109.

35. Thomas M., Vassel A., Veyssiere P. Dissociation of Superdislocation in the Intermetallic Compound Ti3Al// Scripta Metallurgica. 1987. v.21, p.501.

36. Moore A., Raynor G.V., Acte Met., 5, N 1957.

37. Матвеев H.M., Козлов Э.В. Упорядоченные фазы в металлических системах. М.:Наука,1989, 237с.

38. Younguon Kim Intermetallic alloys Bosed on Gamma Titanium aluminide. JOM, v. 41, №7, 1989, p. 24-32.

39. Chesmitt J.C., Williams J.C. Titanium Aluminides for Advanced Airecraft Engines//Metals and Materials, v.6, № 8, 1990, pp.509-511.

40. Nowthy H. //Z. Metall. 1983, v.74, №7, pp. 468-472.

41. Yang M.J.S.// J. Mater. Sci. Lett., 1982, v.l, № 5, pp. 199-202.

42. Court S.A., Lofvander J.P.A., Loretto M.H.// Phill. Mag. A. 1990, v.61, № 1, pp. 109-139.

43. Titanium 88, Proc. 6-th Intern. Conf. On Titanium. Cannes. France,1988.

44. Titanium 92. Science and Technology. Proc. 7-th Intern. Conf. On Titanium. San- Diego, 1992. TMS, 1993.

45. Titanium 95. 8-th World Conf. On Titanium. Birmingham. 1995.

46. Froess F. H., Suryanarayana C., Eliezer D. Production, characteristics and commercialization of titanium aluminides III ISIJ International, 1991, v. 31., № 10, p. 1235-1248.

47. Gogia A.K., Nandy Т.К. e.a. The effect of heat treatment and niobium content on the room temperature tensile properties and microstructure of Ti3Al -Nb alloys //Mater. Sci. and Eng. A, 1992, v. 159, № 1, p. 73-86.

48. Knorr D.B., Stoloff N.S. Effects of heat treatment on microstructure and texture in Ti-24 at % Al-11 at % Nb//Mater. Sci. and Eng. A, 1990, v.123, № 1, p.81-87.

49. Albert D.E., Thompson A.W. Effect of microstructure on creep of Ti-24A1-1 INb polycrystals // Metall. Trans. A, 1992, v.23, №11, p.3035-3043.

50. Захаров M.B., Захаров A.M. Жаропрочные сплавы. M.: Металлургия, 1972, 384 с.

51. Корнилов И.И., Нартова Т.Т. В кн. Физико химические исследования жаропрочных сплавов. 1968, с. 57-64.

52. Blackburn M.S., Smith М.Р. Research to Conduct Explaratory and Analytical Investigation of Alloys. //Report AFML-TR-78-18,1978.

53. Strychor R., Williams J.C., Soffa W.A. Phase Transformations and Modulated Microstructures in Ti-AI-Nb Alloys. Metallurg. Trans., 1988, v. 19A, N pp. 225-234.

54. Sircar S., Narasimhan K., Mucheryee K. An Investigation of the Ordered DO 19 Phase Formation in the Ti-Al System// J. Mater. Sci., 1986, v.21, № 12, pp. 4143-4146.

55. Szarugaetal A. Scripta Metall, 6, 1992, pp.787-790.

56. Gogia A.K.,.Ph.D.Thesis, Banaras Hindu University, India and The Defence Metallurgical Research Laboratory, India. 1991

57. Gogia A.K., Kamat S., Banarjee D. Submitted for Publication, 1993.

58. Banerjee D. Intermetallic Compounds-Principles and Practice, (J.H.Westbrook and R.W.Fleischer eds., John Wiley and SonsLtd.UK, 1993) in press.

59. Banerjee D. Metall. Trans.A. ,v.23A, 1992, pp. 183-199.

60. Marquardtetal B.J. Research and Development for Improved Toughness Aluminides. Report WRDC-TR-89-4133,1989.

61. Ward C.H. Microstructural Effects on the Deformation and Fracture of Alloy Ti-25 Al-1 ONb-3 V-1 Mo.Rep. WL-Tr—92-4104,1992.

62. Harbison L.S., Bourcier R.J., Koss D.A .Microsrtucture / Property. Relationships in Titanium Aluminides and Alloys. ( Kim Y.W., Boyer R.R. eds.,TMS. Warrendale PA)1991, pp.437-445.

63. Mishra R.S., Banarjee D. Mater Sci. and Engg.A 130,1990, pp. 151-164.

64. Cho W., Thompsjn A.W., Williams J.C. Metall Trans A. v.21A, 1990, pp.641-651.

65. Hayes R.W. Acta Metall. №39,1991, 569-577.

66. Albert D.E., Thompson A.W. Microstructure/ Property Relationship in Titanium Aluminides and Alloys.( Kim Y.W., Boyer R.R. eds. .,TMS. Warrendale PA), 1991, pp.399-406.

67. Soboyejo W.O. Lederich R.J., Schwarz D.S. Microstructure Property Relationship in Ti Aluminides and Ti Alloys.( Kim Y.W., Boyer R.R. eds. .,TMS. Warrendale PA), 1991, pp.407-422.

68. Hayes R.W. Scripta Metall, 23, 1989, pp. 1931-1936.

69. Albert D.E., Thompson A.W. Metall. Trans., v.23, 1992, pp.3035-3043.

70. Gogia A.K. et al. unpublished research .Defence Metallurgical Research Laboratory, India, 1993.

71. Nandy Т.К., Mishra R,S., Banerjee. . Scripta Metall, 28, 1993, pp.569574.

72. Rowe R.G., Gigliotti, Marquardt B.J. Scripta Metall, 24, 1990, pp. 12091214.

73. Rowe R.G., Hall E.L. High Temperature Ordered Intermetallic Alloys IV. ( Johnson L.A., Pope D.P., Steigler J.O. eds. MRS Pittsburgh), 1990, pp.449454.

74. Rowe R.G. Procceedings of Sixth Isreal Materials Enginering Conference. The Daed Sea, Israel, 1993.

75. Peters J.Blank-Bewesdrorff M.Titanium Aluminide-Foil for Advanced Aerospase Desigh. Pp.205-209.

76. Peters J.A. Bassi С . Metallurgica et Materialia, 24 pp.915-920.

77. Bassi C., Reters J.A. Scripta Metallurgica et Materialia, 24, 1990, 13631368.

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

79. Колачев Б.А. Водородная хрупкость цветных металлов. М.: Металлургия, 1966. - 256 с.

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

81. Колачев Б.А, Ливанов В.А., Буханова А.А. Механические свойства титана и его сплавов.- М.: Металлургия, 1974. 544 с.

82. Zwicker U., Scheicher Н. Titanium Alloys Deformability Improvement Technigue during Hot Pressure Shaping.USA patent №2892742, grade 148-11.5; 1959.

83. Колачев Б.А. Обратимая водородная хрупкость металлов// ФХММ, 1979, №3, с. 17.

84. Андриевский Р.А. Материаловедение гидридов.- М.: Металлургия,1986, 206 с.

85. Гольдшмидт Х.Дж. Сплавы внедрения.Т.2.-М.:Мир, 1971.464с.

86. Колачев Б.А, Ильин А.А., Лавренко В.А., Левинский Ю.В. Гидридные системы. М.: Металлургия, 1992, - 352 с.

87. Massalski Т.В. Binary Alloy Phase Diagramm.ASM.Metals.Ohio, 1986, 1987; V.1-2.-2225 p.

88. Ильин A.A., Колачев Б.А., Носов В.К., Мамонов А.М.Водородная технология титановых сплавов. М.: МИСИС, 2002, с. 16-30.

89. Kivilahti J.K., Miettinen J.M. A Thermodynamic Analysis of Ti-H System // CALPHAD, 1987,v. 11, № 2, p. 187-199.

90. Колачев Б.А., Ливанов B.A., Носов B.K. и др. Оценка благоприятного влияния водорода на деформируемость титанового сплава СТ4//Кузнечно-штамповочное производство. 1975, № 1 с.29-32.

91. Назимов О.П. Ильин А.А. Абсорбция водорода сплавами титана// ФХММ, 1980, № 2, с. 19-23.

92. Ильин А.А. Фазовые и структурные превращения в титановых сплавах, легированных водородом .//МиТОМ, 1993, № 10, с.28-32.

93. Ильин А.А Механизм и кинетика фазовых и структурных превращений в титановых сплавах. М.: Наука, 1994, 304 с.

94. Коллеров М.Ю., Майстров В.М., Ильин А.А. Влияние водорода на механизм распада метастабильных фаз и внутренние напряжения в титановых сплавах. Тезисы докладов IV Всесоюзного семинара « Водород в металлах», МАТИ, 1994, с.23-25.

95. Фишгойт А.В., Колачев Б.А, Данилкин В.А. Влияние водорода на распределение легирующих элементов между а- и Р-фазами в титановом сплаве ВТ23.// ФХММ, 1987, т.23, № 1,с.112-114.

96. Ильин А.А, Коллеров М.Ю. Об объемных эффектах полиморфного превращения в титановых сплавах.// Доклад АН СССР, 1986, т.289, № 2, с.396-400.

97. Мамонов A.M., Ильин А.А, Носов В.К. Особенности и перспективы применения водородной технологии сплавов на основе Т1зА1. М.: Авиационная промышленность, 2002, № 2, с. 14-16.

98. Ильин А.А. Изв. вузов, Цветная металлургия, 1987. № 1, с.96-101.

99. Ильин А.А., Мамонов A.M., Скворцова С.В. Области и перспективы применения термоводородной обработки титановых сплавов./ Металлы (РАН), 2001, № 5, с.49-56.

100. Носов В.К., Колачев Б.А. Водородное пластифицирование при горячей деформации титановых сплавов. — М.: Металлургия, 1986.

101. Носов В.К., Овчинников А.В., Елагина А.А., Андреева JI.B. Влияние водорода на пластичность и сопротивление деформации жаропрочных титановых сплавов в интервале температур теплой деформации., 1991, №6, с. 12-19.

102. Колачев Б. А. Обратимое легирование титановых сплавов водородом // МиТОМ, 1993, № 10, с, 28-32.

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

104. Носов В.К., Ильин А.А., Мамонов A.M., Овчинников А.В. Обоснование и опыт применения водородного пластифицирования при изготовлении полуфабрикатов и изделий из сплава на основе интерметаллида Т1зА1 // Технология легких сплавов. 2002, № 3, с. 18-23.

105. Джонстон Дж.- В сб.: Вакуумная Металлургия, М.: ИЛ, 1959, с.102-108.

106. Сухотин A.M., Антоновская Э.И., Сгибнев Е.В. и др. -. ФХММД979, № 1, с. 160-162.

107. Колачев Б.А. Носов В.К., Гребенникова T.JI. Взаимодействие водорода со сплавами Ti-Al// Журнал физической химии. М.,1980, t.IV, № 14, с.2906-2909.

108. Белов С.П., Брун М.Я., Глазунов С.Г., Ильин А.А. и др.

109. Металловедение титана и его сплавов. М.:1992, 350 с.i

110. Практические вопросы испытания металлов. Пер. с немец, под ред. Елютина, М.: Металлургия, 1979, с. 116-119.

111. Уманский Я.С. Рентгенография металлов и полупроводников. М.: Металлургия, 1969,496с.

112. Горелик С.С., Расторгуев J1.H., Скаков Р.А. Рентгенографический и электроннооптический анализ. М.: Металлургия, 1970, 2-е изд., 366 с.

113. Методы испытания, контроля и исследования машиностроительных материалов. Под ред. Туманова А.Т., т. II. Методы исследования механических свойств металлов. М.: Машиностроение, 1974, 320 с. | |

114. Джонсон Н., Лион Ф. Статистика и планирование эксперимента в технике и науке, т. 1. Методы обработки данных. М.:Мир, 1980, 512 с.

115. Новиков Ф.С., Аросов Я.Б. Оптимизация процессов технологии металлов методами планирования эксперимента. М.: Машиностроение, 1974, 320 с.

116. Мамонов A.M. Научные основы и технология термоводородной обработки полуфабрикатов и изделий из конструкционных и жаропрочных титановых сплавов. Автореферат диссертации на соискание учений степени доктора технических наук .Москва, 1999, 13 с.

117. Колачев Б.А., Ливанов В.А., Елагин В.И. Металловедение и термическая обработка цветных металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1981, 416 с.