Процессы формирования структуры и свойств сплава на основе орторомбического алюминида титана при термоводородной обработке тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.01, кандидат наук Хаджиева, Ольга Георгиевна

• Хаджиева, Ольга Георгиевна
• кандидат наук
• 2013

Оглавление диссертации кандидат наук Хаджиева, Ольга Георгиевна

ОГЛАВЛЕНИЕ

ВВЕДЕНИЕ

1. АНАЛИТИЧЕСКИЙ ОБЗОР

1.1 Общая характеристика интерметаллидных сплавов на основе алюминидов титана

1.2 Влияние легирующих элементов, фазового состава и структуры на физические и механические свойства сплавов на основе интерметаллида Т^АШЬ

1.3 Фазовые превращения в закаленных сплавах на основе интерметаллида Т^АПЧЬ при старении

1.4 Взаимодействие алюминидов титана с водородом

1.5 Термомеханическая обработка интерметаллидных титановых сплавов и влияние водорода на процессы деформации алюминидов титана

1.6 Постановка задачи исследования

2. МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА

2.1 Исследуемый материал

2.2 Схемы обработки

2.3 Методика исследования

3. ИССЛЕДОВАНИЕ ФАЗОВЫХ И СТРУКТУРНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ В ВОДОРОДСОДЕРЖАЩИХ СПЛАВАХ НА ОСНОВЕ ОРТОРОМБИЧЕСКОГО АЛЮМИНИДА ТИТАНА ПРИ ЗАКАЛКЕ И ПОСЛЕДУЮЩЕМ НАГРЕВЕ

3.1 Влияние температуры нагрева под закалку на формирование фазового состава и структуры сплава на основе орторомбического алюминида титана

3.2 Влияние наводороживающего отжига на фазовый состав, структуру и свойства сплава на основе орторомбического алюминида титана

3.3 Влияние водорода на формирование фазового состава и структуры сплава при закалке

3.4 Влияние водорода на протекание превращений при непрерывном нагреве закаленных сплавов

3.5 Выводы по главе

4. ВЛИЯНИЕ ВОДОРОДА И ПАРАМЕТРОВ СТАРЕНИЯ НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА ЗАКАЛЕННОГО СПЛАВА НА ОСНОВЕ ОРТОРОМБИЧЕСКОГО АЛЮМИНИДА ТИТАНА Т12А1№>

4.1 Влияние параметров старения на эволюцию структуры и изменение фазового

состава закаленного сплава на основе орторомбического алюминида титана Т12А1ЫЬ

4.2 Влияние водорода на структуру и свойства закаленного сплава на основе Ti2AlNb при старении

4.3 Влияние водорода на физико-механические характеристики сплава при старении

4.4 Выводы по главе

5. ВЛИЯНИЕ ВОДОРОДА НА ПРОЦЕССЫ СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЯ И ДЕФОРМИРУЕМОСТЬ СПЛАВА НА ОСНОВЕ ОРТОРОМБИЧЕСКОГО АЛЮМИНИДА ТИТАНА

5.1 Влияние водорода на деформируемость осадкой сплава на основе орторомбического алюминида титана Ti2AlNb

5.2 Влияние водорода на структуру и свойства водородсодержащего сплава на основе Ti2AlNb при деформации

5.3 Выводы по главе

6. СТРУКТУРНЫЕ И ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ, ПРОТЕКАЮЩИЕ ПРИ РАЗВОДОРОЖИВАНИИ СПЛАВА НА ОСНОВЕ ОРТОРОМБИЧЕСКОГО АЛЮМИНИДА ТИТАНА

6.1 Разводороживание при непрерывном нагреве и изотермической выдержке сплава на основе интерметаллида Ti2AlNb

6.2 Исследование кинетики выхода водорода из деформированного сплава на основе Ti2AlNb при принудительном разводороживании

6.3 Структура и свойства деформированного водородсодержащего интерметаллидного сплава на основе Ti2AlNb после принудительного разводороживания

6.4 Выводы по главе

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК

ПРИЛОЖЕНИЕ 1

ПРИЛОЖЕНИЕ 2

ПРИЛОЖЕНИЕ 3

ПРИЛОЖЕНИЕ 4

ПРИЛОЖЕНИЕ 5

ПРИЛОЖЕНИЕ 6

ПРИЛОЖЕНИЕ 7

ПРИЛОЖЕНИЕ 8

ПРИЛОЖЕНИЕ 9

ПРИЛОЖЕНИЕ 10

ПРИЛОЖЕНИЕ 11

3

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Процессы формирования структуры и свойств сплава на основе орторомбического алюминида титана при термоводородной обработке»

ВВЕДЕНИЕ

Титановые сплавы на основе орторомбического алюминида титана Ti2AlNb СО-фазы) находят широкое применение в авиакосмической технике благодаря высокой удельной прочности, жаропрочности и жаростойкости. С помощью различных видов упрочняющей термической обработки путем управления механизмом и кинетикой фазовых превращений и структурообразования в этих сплавах можно получить высокий уровень механических и специальных свойств. Несмотря на большой объем исследований, посвященных рассмотрению фазовых превращений в сплавах на основе О-фазы, малоизученным остается ряд вопросов, касающихся температурных интервалов и стадийности превращений, реализующихся в зависимости от режимов термической обработки. Особый интерес представляет протекание аг—Ю-превращения при старении сплавов на основе О-фазы, поскольку до сих пор нет единого мнения относительно механизма его реализации: протекает ли оно с образованием промежуточных фаз или без него, и что является движущей силой процесса.

Получение деформированных полуфабрикатов из сплавов на основе орторомбического алюминида титана затруднено, поскольку они обладают малой пластичностью даже при сравнительно высоких температурах. Для повышения технологической пластичности перспективной является термоводородная обработка (ТВО), в ходе которой в качестве временного легирующего элемента в сплав вводят ß-стабилизатор водород, который выводится на заключительных этапах термической обработки. К настоящему времени под руководством академика A.A. Ильина разработаны научные основы ТВО и показана её высокая эффективность в управлении структурой и повышении механических, эксплуатационных и технологических свойств литых и деформированных титановых сплавов разных классов.

Однако исследований по влиянию водорода на температурные интервалы существования фаз, их стабильность при старении, а также на физико-механические свойства и характеристики деформируемости сплавов на основе интерметаллида Ti2AlNb практически не проводилось. Остаются так же малоизученными процессы, протекающие при разводороживании сплавов, и их влияние на формирование конечной структуры и комплекса свойств.

Комплексное исследование вышеперечисленных проблем позволит разработать новые режимы термоводородной обработки сплавов на основе О-фазы для повышения их технологической пластичности и усовершенствовать существующие режимы

упрочняющей термической обработки полуфабрикатов для получения высоких физико-механических характеристик.

1. АНАЛИТИЧЕСКИЙ ОБЗОР

1.1 Общая характеристика интерметаллидиых сплавов на основе алюминидов титана

Титановые сплавы являются важнейшими конструкционными материалами в авиа-, ракето- и кораблестроении. Однако рабочая температура традиционных двухфазных титановых сплавов достаточна низкая и не превышает 550°С [1]. Повышение рабочей температуры титановых сплавов только методами термической обработки невозможно, поскольку возникают проблемы, связанные со стабильностью материала в условиях длительной эксплуатации при повышенных температурах. В связи с этим особое внимание уделяется высокожаропрочным титановым сплавам на основе интерметаллидов.

В отличие от традиционных сплавов, интерметаллиды имеют фиксированное соотношение между компонентами и характеризуются упорядоченным расположением атомов в решетке. Как правило, интерметаллиды обладают высокой твёрдостью и высокой химической стойкостью и почти всегда имеют более высокую температуру плавления, чем исходные металлы. Интерметаллидные соединения титана являются легкими, стойкими к окислению и жаропрочными, что в свою очередь определило их использование в авиации для изготовления лопаток турбореактивных двигателей. Однако образование интерметаллида сопровождается понижением симметрии его кристаллической решетки по сравнению с симметрией решеток исходных металлов, что накладывает ограничения на возможные механизмы деформации решетки интерметаллида. Эти ограничения приводят к повышению прочности, но понижению пластичности и ударной вязкости, в связи с чем получение деформированных полуфабрикатов из интерметаллидов представляет сложную технологическую задачу.

Интерметаллидные соединения Т1 и А1 (алюминиды титана) обладают низкой плотностью, высоким модулем упругости и высокой жаропрочностью, что делает их привлекательными конструкционными материалами. Исследование алюминидов титана началось в середине 1950-х годов [2] и продолжается по сегодняшний день. На бинарной диаграмме фазового равновесия Т1-А1 [3] присутствуют области существования интерметаллидиых фаз Т13А1 (аг-фаза), Т1А1 (у-фаза), Т1А1з, наиболее изучены из которых 11зА1 и Т1А1. Сплавы на основе этих интерметаллидов имеют высокие характеристики жаропрочности, но обладают пониженной пластичностью при низкой температуре, особенно в двухфазном состоянии. Низкая пластичность и хрупкость алюминидов титана долгое время препятствовала их использованию в качестве конструкционных материалов.

6

Легирование алюминидов титана, в частности ниобием, позволяет увеличить их пластичность и ударную вязкость за счет формирования новых фаз, таких как неупорядоченная р-фаза (структурный тип А2), упорядоченная р-фаза (структурный тип В2) и упорядоченная по трем элементам орторомбическая фаза на основе интерметаллида Ti2AlNb (О-фаза).

Atomic Percent Aluminum

О 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100

1800 1700 1600

1500:

О 14О0

■й

gj 1 зоо

"I 12001

cL iioo Е

аз ЮЙ0 900 800

700L

6001 500

0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100

Ti Weight Percent Aluminum Al

Рисунок 1.1. Бинарная диаграмма фазового равновесия Ti-Al [3]

Для получения интерметаллида Ti2AlNb (О-фазы), обладающего большей технологической пластичностью, сплавы на основе аг-фазы легируются большим количеством Nb [4, 5]. О-фаза формируется при концентрациях Nb выше, чем предел его растворимости в Т1зА1, который при температурах ниже 900°С составляет 9... 12 ат. % [6, 7]. Таким образом, количество Nb в сплавах на основе О-фазы может варьироваться в интервале 12,5...27 ат. %. К настоящему моменту для сплавов, содержащих 20...30 ат. % А1 и 15...30% Nb, были построены диаграммы фазового равновесия и изотермические разрезы, а также проведены исследования их структуры и свойств [6-28]. В результате исследований было показано, что оптимальный комплекс свойств может быть получен для сплавов состава Ti-(22-23)AI-(25-26)Nb.

Несмотря на широкий диапазон варьирования содержания легирующих элементов, периоды решетки О-фазы остаются практически неизменными (таблица 1.1).

Таблица 1.1

Параметры решеток фаз в сплавах на основе О-фазы, нм [29, 30]

Т1-22А1-271ЧЬ Т1-26А1-221ч[Ь Т1-23А1-22ЫЬ

а = 0,611 а = 0,609 а = 0,610

О Ь = 0,965 Ь = 0,967 Ь = 0,965

с = 0,470 с = 0,468 с = 0,470

Наиболее часто используемые в литературе квазибинарные диаграммы приведены на рисунке 1.2. Из рисунка видно, что температура О-сплавов в однофазное [3-состояние лежит в интервале 1050...1150°С.

а

Рисунок 1.2. Квазибинарные диаграммы состояния Т1-хА1-ТЧЬ [26]

т. °с

1100. ....

а + р / /

Ы /

(х + а-)!;

■ ООО 900 800 700

..............

(ь +13(|

сь + р/(30+ О / ft. + О

«л

1 а, + О

(} + О

Ч-

о

Ti-22%A1 10

20 30 40 Nb, at. (/с

1200 a+pCB2)

ТО

гх-кх,,

1100 -

Р<В2)

Ш

в пега

0С3+В2

О 1000

о

800 -

700 -

а. 1

< 1Г

ТГ

@а2 & В2 г / / с

• oi Оо2 Ш

А Э phase

H 2 phase

© 1 phase Ч+02

JLF

t2+01 01 • • •

OI+B2 В

М+02+В2

0I+02

О О О

02+В2

о о о о

02

J_

о о о о

X

50

П-27.5А1

10 20 Atomic percent niobium в

Рисунок 1.2 (продолжение). Квазибинарные диаграммы состояния Ti-xAI-Nb [27, 28]

Присутствующие на диаграммах фазы имеют следующие характеристики [31, 32]:

- неупорядоченная р-фаза (обозначается Р) - твердый раствор на основе титана с ОЦК- структурой, структурный тип А2 (вольфрама), пространственная группа симметрии (ПГС) - 1шЗш;

упорядоченная р-фаза (обозначается В2 или Ро) - упорядоченный твердый раствор на основе титана с ОЦК- решеткой, в центре элементарной ячейки которой располагаются либо атомы ниобия, либо атомы алюминия. Атомы титана располагаются вершинах ячейки, образуя свою подрешетку. Структурный тип В2 (СбС1), ПГС- РтЗш, период кристаллической решетки ар = 0,324 нм;

- упорядоченная аг-фаза - интерметаллид ИзА1 с упорядоченной гексагональной решеткой, в узлах которой атомы алюминия расположены закономерным образом. Структурный тип 00,9, ПГС- Рбз/шшс, периоды кристаллической решетки а = 0,579 нм, с = 0,467 нм;

- упорядоченная О-фаза - интерметаллид ТЬАГЫЬ с орторомбической решеткой, характеризующейся упорядоченным расположением атомов всех трех элементов, входящих в состав фазы. ПГС - Сшсш, периоды кристаллической решетки а=0,608 нм, Ь=0,950 нм, с=0,467 нм.

Кристаллические решетки описанных фаз представлены на рисунке 1.3 [33]

О-фаза может образовываться как непосредственно из ро-фазы, так и аг-фазы в результате протекания упорядочения по трем элементам - титану, алюминию и ниобию [17, 18, 34]. При этом относительно второго случая в литературе нет единого мнения относительно механизма его протекания. Одним из возможных механизмов может быть диффузионный: в сплавах на основе аг-фазы, содержащих более 12 ат.% N1), О-фаза образуется в областях, обогащенных ТЧЬ. Эти области формируются в результате выталкивания 1ЧЬ из аг-фазы при медленном охлаждении или при старении. В ряде работ [35, 36] решетка О- фазы рассматривается как псевдогексагональная, имеющая искажения из-за пересыщения ниобием.

Часть исследователей считает, образование О-фазы в ходе аг—»О-превращения происходит с образованием промежуточных метастабильных фаз [35-38].

pG phase

О phase

{0001} ii2 phase

Рисунок 1.3. Схематическое изображение элементарных ячеек (3-, аг- и О- фаз [33]: в решетке а2-фазы атомы Тл - серые, атомы А1 - белые; в решетке О-фазы атомы Тл - серые, атомы А1 - черные, атомы N1) - белые

Помимо вышеописанных фаз при термической обработке О-сплавов в них возможно образование метастабильной со-упорядоченной фазы. Эта фаза представляет собой интерметаллид Т^АЬТЧЬ с гексагональной решеткой (структурный тип В82). Периоды кристаллической решетки упорядоченной со-фазы а = 0,458 нм, с = 0,552 нм. Известно, что титановые сплавы, не содержащие алюминия, охрупчиваются, испытывая Р—»ю-превращение в интервале температур 400...700°С [39].

1.2 Влияние легирующих элементов, фазового состава и структуры на физические и механические свойства сплавов на основе интерметаллида ИгАИЧЬ

Сплавы на основе О-фазы дополнительно легируют такими элементами, как XV, V, Мо, Ъх и 81.

Мо, V и являются Р-стабилизаторами, причем их Р-стабилизирующая способность гораздо сильнее, чем №г. согласно данным работы [25], введение в сплав на основе О-фазы 1 ат.% Мо, V/ или V эквивалентно введению 4,25, 3,36 и 1,58 ат. % N1), соответственно.

Введение в сплав Мо значительно повышает прочность при комнатной и повышенной температурах, что связано с его малой диффузионной подвижностью. Распределение V в сплаве более равномерное, чем распределение Мо, в связи с чем более целесообразно легирование двумя р-элементами (V и Мо), так как при снижении содержания Мо уменьшается неравномерность его распределения в сплаве [23].

Введение Ъх повышает жаропрочность сплава, поскольку Ъх имеет высокую температуру плавления, и, следовательно, понижает диффузионную подвижность атомов. Также Zr обеспечивает небольшое твердорастворное упрочнение титана и повышает термическую стабильность сплава, увеличивает предел ползучести, понижает склонность к хладноломкости [23, 24].

Добавка 81, не превышающая предела его растворимости в сплаве, также повышает жаростойкость и жаропрочность. В последнем случае за счет образования атмосфер на дислокациях, что ограничивает их подвижность. Вследствие большого параметра размерного несоответствия с титаном (более 20 %), 81 обеспечивает эффективное твердорастворное упрочнение, однако в количестве нескольких десятых долей процента, превышающем его растворимость в твердом растворе, он резко снижает ударную вязкость из-за выделения на межфазных границах хрупких силицидов. Оптимальное содержание 81 составляет 0,15...0,35 ат. % [23, 24].

Влияние легирующих элементов на физико-механические характеристики О-фазы было рассмотрено в работах [21, 22]. Отмечается, что №>, Мо и 81 повышают модуль упругости, при этом Э1 и V понижают коэффициент Пуассона. Упругие свойства О-фазы в сплавах с различными легирующими добавками при комнатной температуре приведены на рисунке 1.4 [21].

модуль упругости

модуль сдвига

27AI.20Nh-0.5Si- ________

27 А1*20Ж> -12г- ............

27А|-20Г|1Ь- IV- |

27 АI - 2С»N Ь -1 Та- '

27А1-201ЧИ-»М«>- ;

27АЬ20ЯЬ-" ' 1

-г---

О 4 5 5О 5 5

П (вРа) коэффициент Пуассона

27А1-25МЬ

27А1-201Ч1>.|2г 27Л1-2НМ)-| V-27А1-2(^Ь-|Га-27А1-21Ж11-1М» 27А1-2»М>

0.2 0.25 0.3 О..»5

Рисунок 1.4. Упругие свойства О-фазы при комнатной температуре [21]

Модуль упругости О-фазы ниже, чем а2-фазы [20], но близок к модулю упругости сплава на основе "П3А1, легированному 5 ат. % N5 [19] и показывает аналогичную зависимость от температуры: при комнатной температуре он составляет порядка 120... 130 ГПа, при температуре 800°С он равняется 80...85 ГПа.

В целом сочетание более низких по сравнению с аг-фазой коэффициента Пуассона (у = 0,3) и модуля упругости О-фазы свидетельствует об ослаблении направленных межатомных связей, что и приводит к увеличению пластичности этого интерметаллида по сравнению с Т1зА1.

Для материалов, работающих при высоких температурах, важным параметром является коэффициент термического расширения (КТР). Исследования систем ТьА1-(Ъ1Ь, V, Мо, Сг) показали, что тугоплавкие элементы понижают КТР, в результате чего среди

27Д1-25М»-27А1-20 N11-0.5^1-27А12«М>-Г/.г-27А1-2()М>-«V 27AI-20Nh.l t а-27А1-2«М|. I Мо-27Л1-201Ч>>

I 20

3

3

1

сплавов на основе титана при температурах до 1000°С наименьший ТКР имеют О-сплавы (таблица 1.2) [33].

Таблица 1.2

Коэффициент термического расширения интерметаллидных сплавов различных классов при разной температуре, а, ИЮ^К"1 [33]

°с сплав 400 600 800 1000

Ti2AlNb 9,5 9,5 10 11,7

псевдо-а 10 11,5 И 11,7

Ti3Al 10 11,5 11 13

TiAl 11,5 11,7 12 13

IN 718 (никелевый) 14,5 15 17 -

Ввиду вышесказанного комплексное легирование интерметаллидных сплавов является наиболее рациональным, поскольку каждый из элементов, выполняя свою функцию, усиливает положительное действие другого, в целом повышая комплекс свойств.

В то время как физические свойства сплавов определяются преимущественно химическим составом, на механические свойства значительно влияет микроструктура и фазовый состав.

Как отмечалось выше, Р-стабилизирующая способность Мо, V/ и V сильнее, чем у 1МЬ, в связи с чем часть 1ЧЬ может быть заменена этими элементами. При исследовании сплавов на основе О-фазы, в которых часть №> была заменена другими р-стабилизаторами, было показано, что только в сплавах, содержащих до 4 ат.% V и до 2 ат. % Мо и XV после закалки и старения фиксируется (0+Р)-структура (таблица 1.3). Повышение содержания Мо и приводит к появлению в структуре сплава схг- фазы и/или увеличению его плотности [23]. Поскольку одним из основных преимуществ интерметаллидных сплавов является малый вес конструкций, изготовленных из них, легирование этих сплавов XV нецелесообразно. Также в работе [23] было показано, что из всех исследованных О-сплавов максимальные значения предела прочности при растяжении при комнатной температуре имеют сплавы, содержащие V.

Таблица 1.3

Плотность и фазовый состав сплавов после закалки с 1050°С и старения при 730°С [23]

Состав сплава, ат. % Плотность, г/см"3 Фазовый состав

Т1-22А1-241ЫЬ- 2У 5,27 о+р

Т1-22А1-2ШЬ- 4У 5,17 о+р

Т1-22А1-19МЬ- 2Мо 5,15 о+р

И-22А1-1ШЬ- 4Мо 4,92 а2+ О+Р

Т1-22А1-20ЫЬ- 2\У 5,35 о+р

Т1-22А1-14КЬ- 4W 5,38 а2+ О+р

Ть-22А1-2ЖЬ 5,39 о+р

Механические характеристики сплавов на основе О-фазы превосходят характеристики сплавов на основе а2-фазы, и, кроме того, О-сплавы являются единственным классом сплавов, имеющим больший удельный предел текучести при температурах до 800°С, чем сплавы на основе N1 [8] (таблица 1.4). Как показано в работе [19], сопротивление ползучести, пластичность при комнатной температуре и ударная вязкость О-сплавов также выше, чем иг-сплавов.

Таблица 1.4

Удельный предел текучести интерметаллидных сплавов при разной температуре,

МПа/г*см"3 [8]

^^^^ Т, °С сплав ^^^^^^ комнатная 200 400 600 800

Ti-24Al-llNb 110 75 70 55

Ti-25 AI-1 ONb-3 V-1 Mo 150 110 100 95

IN 718 (никелевый) 125 130 120 115 95

Ti-24A1-17Nb-1 Mo 180 150 150 140

Ti-24,6Al-23,4Nb 180 170 160 145

Ti-22Al-27Nb 235 225 215 215 165

В зависимости от структуры О-сплава, величина его удлинения до разрушения при комнатной температуре может варьироваться от 0 до 16%, а предел текучести может изменяться от 1600 до 650 МПа. Термически стабильная двухфазная (О+Р)- бимодальная структура может обеспечить предел текучести при комнатной температуре 1100 МПа при сохранении пластичности порядка 4%. О-сплавы с двухфазной мелкозернистой равноосной или грубой пластинчатой структурой имеют предел текучести при комнатной температуре порядка 700.. .950 МПа [37].

Одним из важных параметров контроля механических свойств сплавов на основе О-фазы является количество Р-фазы в структуре. В работе [38] показано, что двухфазная (0+Р)-структура с объемной долей Р-фазы от 40 до 55% обеспечивает высокие значения упругости и трещиностойкости сплава. Там же показано, что сплав с (0+Р)-структурой имеет лучшие механические свойства при растяжении как при комнатной температуре, так и при температуре 650°С, чем сплав с (а2+0)-структурой.

Фазовым составом и структурой сплавов и, следовательно, их механическими характеристиками можно управлять как с помощью легирования, так и с помощью термической обработки.

Температура закалки оказывает большое влияние на характеристики сплавов. На рисунке 1.5 показана температурная зависимость условного предела текучести сто 2 и предела прочности при растяжении О-сплавов с различными легирующими добавками после различных режимов термообработки. Данные для сплава Т1-22А1-271\[Ь, приведенные на рисунке, были опубликованы в работе [40].

В работах [25, 40] показано, что большие исходные значения 002 демонстрируют сплавы, закаленные с более высокой температуры, соответствующей однофазной р-области, чем сплавы, закаленные с температуры, соответствующей двухфазной области. Повышение прочности при растяжении с температурой в сплавах, закаленных из однофазной области, также более значительно.

Тстрсгашге ( С) Тетрегашге ( С"}

Рисунок 1.5. Зависимость ао.2 и предела прочности при растяжении сплавов от температуры: а- после закалки с 1050°С и старения при 850°С; б - после контролируемой закалки (1 ...3 °/мин) с 1130°С и старения при 850°С [25]

На рисунке 1.5 видно, что условный предел текучести всех сплавов значительно падает при температурах выше 600...650°С, а предел прочности при растяжении начинает возрастать при температурах выше 350...400°С. При температурах от 750...850°С, на зависимости предела прочности при растяжении от температуры наблюдается резкое падение, очевидно, этот температурный интервал соответствует температурам вязко-хрупкого перехода, о чем свидетельствуют трещины по границам зерен, которые наблюдали в образцах на растяжение в работах [41, 42]. При температурах выше 850°С предел прочности при растяжении вновь резко возрастает. Причины восстановления пластичности при этих температурах авторы работы [42] связывают с активацией скольжения границ зерен и началом рекристаллизации, в результате чего накопления напряжений не происходит.

Наряду с прочностью и пластичностью одной из важнейших характеристик интерметаллидных сплавов является жаростойкость, характеризующаяся сопротивлением окислению при высоких температурах. В работах, посвященных этому вопросу, было исследовано окисление сплавов на основе О-фазы в интервале температур 600...1000°С [43-48]. В работах [47, 48] показано, что скорость окисления сплавов состава И-22А1-251МЬ и Т|-22А1-2ШЬ-2Та-0,581 значительно ниже скорости окисления сплавов на основе ТЪА! (аг-фазы) и сопоставима или ниже скорости окисления сплавов на основе Т1А1 (у-фазы), которые традиционно используются в качестве жаропрочных. В работах [43, 48] показано, что О-сплав состава Т1-22А1-25?ЧЬ может работать при температуре 800°С до 100 часов. При превышении этого времени скорость окисления резко возрастает, в связи с чем температурный интервал длительной безопасной эксплуатации О-сплавов не должен превышать 650°С.

Путем варьирования химического состава и совершенствования режимов обработки можно повысить рабочие температуры О-сплавов до значений всего на 50...100°С ниже, чем температуры эксплуатации сплавов на основе интерметаллида Т1А1 (у-фазы).

1.3 Фазовые превращения в закаленных сплавах на основе интерметаллида Т1гА11ЧЬ при старении

Анализ литературных данных позволяет получить представление о фазах, присутствующих в титановых сплавах на основе интерметаллида Т^АПЧЬ. Но их трудно рассматривать как готовый инструмент для управления структурой, а, следовательно, и свойствами изучаемого материала вследствие отсутствия надежных данных о квазибинарном разрезе системы ТьАЬМЬ. Превращения, протекающие в этих сплавах, изучены недостаточно хорошо и поэтому остается множество вопросов научного характера, связанных с углубленным исследованием процессов формирования фазового и структурного состояния при старении закаленных сплавов на основе интерметаллида Т12А1№>.

В работах [49, 50] были рассмотрены закономерности изменения фазового состава, кристаллографических параметров фаз, структуры и свойств аг-сплава состава ТЧ—22А1-13,5№> в зависимости от времени старения при температуре 650°С, закаленных с различных температур в интервале 800...1150°С с шагом 50°С. При детальном изучении протекания превращений в ходе старения был обнаружен целый ряд разновидностей О-

фазы, отличающихся кристаллографическими параметрами решетки. Эти различия вызваны разным легированием по ниобию в зависимости от механизма образования. В таблице 1.5 приведены названия и краткие характеристики данных разновидностей.

Таблица 1.5

Разновидности О-фазы, присутствующие в структуре в ходе старения [49]

Название Характеристика Содержание ниобия

о3 Высокотемпературная О- фаза, зафиксированная закалкой Близко к равновесному

Ор Образуется из р- фазы при старении Соответствует количеству ниобия в р-фазе, выше равновесного

0„ Образуется при трансформации 0,2- фазы при закалке Ниже равновесного, выше содержания в а2-фазе

0„з Образуется из пересыщенной по ниобию аг-фазы при закалке Соответствует количеству ниобия в высокотемпературной аг-фазе

Обог Образуется при превращении 0„3 —► Оаз (Обед) + Обог Несколько ниже равновесного

Обед Оаз * Обед Обог Ненамного выше предельной растворимости в аг-фазе

С помощью псевдобинарной диаграммы [27] (рисунок 1.2) и данных работы [12] в работе [49] было проанализировано изменение фазового состава сплава в зависимости от режима термообработки и определено изменение химического состава фаз.

Так, при нагреве сплава до 1050°С (точка 1) состав аг-фазы отвечает точке 2, состав Р- фазе - точке 3. После закалки состав аг-фазы попадает в однофазную аг-фазы область (точка 4). Состав высокотемпературной р-фазы, зафиксированной закалкой, соответствует составу О-фазы (точка 5). Последующий нагрев и выдержка при температуре старения приводят к следующим превращениям: р-фаза с течением времени выдержки до 36 минут трансформируется в Ор- фазу (точка 7). В свою очередь аг-фаза (точка 6) при нагреве сохраняет стабильность. Ее трансформация происходит за счет движения межфазной О/аг-- границы, сопровождающегося перераспределением ниобия. Поэтому О-области, граничащие с пластинами аг-фазы, при протекании превращения, обеднены по ниобию.

При закалке сплава с температуры 1000°С и последующем старении общий

порядок протекания превращений в целом аналогичен вышеописанному. Некоторые

19

различия связаны с увеличением содержания ниобия в закаленных аг- и Р-фазах, поэтому для завершения Р—»Ор-трансформации требуется больший промежуток времени. При этом повышенная концентрация ниобия в аг-фазе обусловливает сокращение времени начала (Х2—>0-превращения. Одновременно в структуре сохраняется и аг-фаза до 3-часовой выдержки. Этот факт служит дополнительным подтверждением того, что аг—►О-превращение развивается за счет движения межфазных границ.

При нагреве до температуры закалки 950°С сплав находится в двухфазном состоянии. Начало и конец р—Юр-превращения при старении сдвигаются в сторону еще больших времен выдержки относительно сплавов, закаленных с более высоких температур. Протекание аг—Ю-превращения несколько сложнее: во- первых, при закалке значительная доля высокотемпературной «2-фазы (состав- точка 2) претерпевает сдвиговое превращение при охлаждении с образованием Оаз-фазы (точка 4). Во-вторых, при нагреве до температуры старения (точка 6), судя по диаграмме (рисунок 1.6), должно наблюдаться обратное Оаз—ххг-превращение. В свою очередь диффузионное перераспределение ниобия при выдержке обуславливает появление стабильной аг-фазы (состав- точка ба) и Обог-фазы (точка 66). Часть стабильной аг-фазы при последующем охлаждении возможно претерпевает аг—>Оа-трансформацию (точка 8). Однако объемная доля вновь образованной аг-фазы, фиксируемая охлаждением, значительно выше, чем после закалки. По данным РСФА, после старения в течении 36 мин в структуре уже присутствуют лишь следы аг-фазы. По мнению авторов работы, движущей силой аг—Юа--превращения является поток ниобия из Ор в а2-фазу. При дальнейшем увеличении времени выдержки за счет диффузии происходит выравнивание составов Оа- и Об0Г- фаз и их приближение к составу равновесной О-фазы. Состав Ор-фазы при этом также стремится к равновесному. В-третьих, согласно работе [50], после старения при 600°с в течение 3 часов р—»Ор- переход завершается полностью, а при 650°С в структуре еще остается р-фаза. Поэтому можно сделать вывод, что ее состав при старении не соответствует О-области, а попадает в двухфазную (О + Р)- область (точка 7).

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Хаджиева, Ольга Георгиевна, 2013 год

БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК

1. Белов А.Ф. Строение и свойства авиационных материалов: учебник / А.Ф. Белов, Г.П. Бенедиктова, А.С. Висков. М.: Металлургия, 1989. 368 с.

2. Zwicker U. Schleicher Н. Titanium Alloys Deformability Improvement Technigue during Hot Pressure Shaping. USA patent № 2892742, grade 148-11,5. 1959.

3. Baker H., ed.: Alloy Phase Diagrams // ASM Handbook. 1992. Vol. 3. ASM, Materials Park, USA.

4. Шиняев А.Я. Интерметаллиды и разработка сплавов нового типа. / Вып. 1. Серия «Производство твердых сплавов и тугоплавких металлов». Москва 1990. 45 с.

5. Казанцева Н.В., Гринберг Б.А., Гуляев Н.П. и др. Микроструктура и пластическая деформация орторомбических алюминидов титана Ti2AlNb. 2. Строение и фазовые превращения при интенсивной пластической деформации // Физика металлов и металловедение. 2003. Т. 96. №4. С. 23- 32.

6. Kestner-Weykamp Н.Т., Ward С.Н., Broderick T.F., Kaufman M.J. Microstructures and phase relationships in the Ti3Al + Nb system // Scripta Metallurgies 1989. Vol. 23. P. 1697-1702.

7. Boehlert C.J., Majumbar B.S., Seetharaman, Miracle D.B. Part I. The microstructural evolution in Ti- Al-Nb О + Bcc orthorhombic alloys // Metallutgical and Materials Transactions A. 1999. Vol.30. P. 2305-2323

8. Titanium (Engineering Materials and Processes) / Edited by Gerd Lutjering, James C. Williams. 2nd ed. Springer Berlin Heidelberg New York. 2007. 442 c.

9. Bendersky L.A., Boettinger W.J., Roytburd A. Coherent precipitates in the b.c.c/orthorombic two-phase field of the Ti-Al-Nb system // Acta Metallurgica et Materialia. 1991. Vol. 39. № 8. P.1959-1969.

10. Возилкин B.A., Треногина Т.П., Деревянно В.Н., Юрченко Л.И. Особенности образования упорядоченных фаз в сплаве титана с алюминием и ниобием. // Физика металлов и металловедение. 1998. Т. 85. № 2. С. 105 - 110.

11. Raghavan V. Al-Nb-Ti (Aluminium-Niobium-Titanium) // Journal of Phase Equilibria and Diffusion. 2005. Vol. 26. № 4. P. 360-368.

12. Miracle D. В., Foster M. A., Rhodes C. G. Phase equilibria in Ti-Al-Nb orthorhombic alloys // Conference Titanium'95: Science and Technology. 1995. P. 372-379.

13. Mishurda J.C., Vasudevan V.K. An estimate of kinetics of the p0 to orthorombic phase transformation in the Nb-Ti-Al system // Scripta Materialia. 2001. Vol. 45. P. 677-684.

14. Sadi F.A., Servant C. On the B2—^-transformation in Ti-Al-Nb alloys // Materials Science and Engineering A. 2003. № 346. P. 19-28.

15. Bendersky L.A., Roytburd A., Boettinger W.J. Phase transformations in the (Ti, Nb)3Al section of the Ti-Al-Nb system - I. Microstructural predictions based on a subgroup relation between phases // Acta Metallurgica et Materialia. 1994. Vol. 42 (7). P. 2323-2335.

16. Bendersky L.A., Boettinger W.J. Phase transformations in the (Ti, Nb)3Al section of the Ti-Al-Nb system - II. Experimental ТЕМ study of microstructures // Acta Metallurgica et Materialia. 1994. Vol. 42 (7). P. 2337-2352.

17. Cui Y.-W., Koyama Т., Ohnuma I., Oikawa K., Kainuma R., Ishida K. Simulation of hexagonal-orthorombic phase transformation in polycristals // Acta materialia. 2007. № 55. P. 233-241.

18. Wen Y.H., Wang Y., Bendersky L.A., Chen L.Q. Microstructural evolution during the oi2—KX2+O transformation in Ti-Al-Nb alloys: phase-field simulation and experimental results // Acta materialia. 2000. № 48. P. 4125-4135.

19. K. Muraleedharan, D. Banerjee, S. Banerjee and S. Lele Phase stability and ordering behaviour of the O-phase in Ti-Al-Nb alloys//Intermetallics. 1995. № 3 (3). P. 187-199.

20. Chu F., Mitchell Т. E., Majumdar В., Miracle D., Nandy Т. K. and Banerjee D. Elastic properties of the О phase in Ti-Al-Nb alloys // Intermetallics. 1994. № 5. P. 147-156.

21. Gogia A.K., Nandy Т.К., Banerjee D., Carisey Т., Strudelb J.L., Franchetc J.M. Microstructure and mechanical properties of orthorhombic alloys in the Ti-Al-Nb system // Intermetallics. 1998. № 6. P. 741-748.

22. Демаков C.JI., Комоликова E.M., Попов A.A. Диаграмма изотермического распада Р-фазы в сплаве Ti-22Al-26Nb-0,5Zr-0,4Mo // Международный научно-технический журнал «Физико-химическая механика материалов». Львов: «Проспр-М». 2008 . Т.44. №3. С. 62-66.

23. Chaumat V., Ressouche Е., Ouladdiaf В., Desre P. and Moret F. Experimental study of phase equilibria in the Nb-Ti-Al system.// Acta Metallurgica. 1999. Vol. 40. №. 8. P. 905-911.

24. Tang F., Nakazawa S., Hagiwara M. The effect of quaternary additions on the microstructures and mechanical properties of orthorhombic Ti2AlNb-based alloys // Materials Science and Engineering. 2002. A 329-331. P. 492^98.

26. Sugar P.K., Banerjee D., Muraleedharan K., Prasad Y.V.R.K. High-temperature deformation processing of Ti-24Al-20Nb // Metallurgical and Material Transactions A. 1996. № 27 (9). P. 2593-2604.

27. Muraleedharan К., Banerjee D., Banerjee S., and Lele S. The a2-to-0 transformation in Ti-Al-Nb Alloys // Philosophical Magazine. 1995. №71 (5). P. 1011-1036.

28. Banerjee D. The Intermetallic Ti2AINb // Progress in Materials Science. 1997. №.42. P.135-158.

29. Legzdina D., Robertson I. M. and Birnbaum H. K. Hydride structures in Ti-aluminides subjected to high temperature and hydrogen pressure charging conditions // Journal of Materials Research. 1991. № 6 (6). P. 1230-1237.

30. Chu W.-Y., Thompson A. W. and Williams J. C. Hydrogen Effects on Material Behavior // TMS-AIME, Warrendale, PA. 1990. P. 543-553.

31. Казанцева H.B., Гринберг Б.А. Микроструктура и пластическая деформация орторомбических алюминидов Ti2AlNb. Ч.1: Образование полидоменной структуры // Физика металлов и металловедение. 2002. Т. 93. № 3. С. 83 -92.

32. Горелик С.С., Скаков Ю.А., Расторгуев JI.H. Рентгенографический и электронно-оптический анализ // Учеб. пособие для вузов. 4- е изд. доп. и перераб. М.: МИСИС, 2002. 360 с.

33. Titanium and Titanium Alloys. Fundamentals and Applications / Edited by Christoph Leyens, Manfred Peters// WILEY-VCH Verlag GmbH & Co. KGaA, Weinheim. 2003. 514 c.

34. Казанцева H.B., Демаков C.JI., Попов A.A. Микроструктура и пластическая деформация орторомбических алюминидов титана Ti2AlNb. IV Образование двойников превращения при переходе а2—>0 // Физика металлов и металловедение. 2007. № 4. С. 406412.

35. Pierron X., De Graef М., Thompson A.W. On the effect of hydrogen on the microstructure of а2-Т1зА1 + Nb alloys // Philosophical Magazine A. 1998. Vol. 77. № 6. P. 1399-1421.

36. Ying Wu, De Zhuang Yang, Gui Ming Song The formation mechanism of the О phase in a Ti3Al-Nb alloy // Intermetallics. 2000. № 8. P. 629-632.

37. Ward C.H. Microstructure Evolution and its Effect on Tensile and Fracture Behavior of Ti-Al-Nb a2 Intermetallics // International Materials Reviews. 1993. № 38 (2). P. 79-101.

38. Попов A.A. Процессы распада метастабильной Р-фазы в высоколегированных титановых сплавах // Физика металлов и металловедение. 1993. Т. 76. № 5. С. 147 - 155.

39. Kamat S. V., Gogia А. К., Banerjee D. Effect of alloying elements and heat treatment on the fracture toughness of Ti-Al-Nb alloys // Acta materialia. 1998. Vol. 46. № 1. P. 239-251.

40. Ankem, S.R. Seagle, in: R.R. Boyer, H. W. Rosenberg (Eds.) Beta Titanium Alloys in the 1980's, Atlanta, 1983. P. 107.

41. Tang F., Emura S. and Hagiwara M. Tensile properties of tungsten-modified orthorhombic Ti-22Al-20Nb-2W alloy // Scripta Materialia. 2001. Vol. 44 (4). P. 671-676.

42. Leyens C., Gedanitz H. Long-term oxidation of orthorhombic alloy Ti-22Al-25Nb in air between 650 and 800°C // Scripta Materialia. 1999. Vol. 41 (8). P. 901-906.

43. Kumpfert J., Leyens С. II Proceedings of the International Sympsium on Structural Intermetallics, ed. M.V. Nathal et al.TMS. Warrendale. 1997. P.895.

44. Brindley W.J., Smialek J.L., Smith J.W., Brady M.P. И Proceedings of the 1994 Orthorhombic Titanium Matrix Composite Workshop, WL-TR-95-4068, Air Force Wright Laboratory, Wright-Patterson AFB, OH. 1994.

45. Jha S.K., Khanna A.S. Oxidation behavior of Ti-25A1-Nb intermetallics // Transactions of the Indian Institute of Metals. 1997. № 50 (1). P. 77-84.

46. Gauer L., Alperine S., Steinmetz P., Vassel A. Influence of niobium additions on high-temperature-oxidation behavior of Ti3Al alloys and coatings // Oxidation of Metals. 1994. Vol. 42(1-2). P 49-74.

47. Ralison, A., Dettenwanger, F., Schütze, M. Oxidation of orthorhombic Ti2AlNb alloys in the temperature range 550-1000°C in air // Materials at High Temperatures. 2003. Vol. 20, № 4. P.607-629.

48. Leyens C. Environmental Effects on Orthorhombic Alloy Ti-22Al-25Nb in Air Between 650 and 1000°C // Oxidation of Metals. 2000. № 52 (5/6). P. 474-503.

49. Демаков С. Л., Бабайлов A.B. Фазовые превращения в системе Ti-Nb-Al // Физические свойства металлов и сплавов: сборник статей. Екатеринбург: УГТУ - УПИ, 2002. С. 200.

50. Демаков С. Л., Степанов Л.С., Кибалъник В.Д. Фазовые превращения в Super-a2 титановом сплаве. 4.2. Влияние температуры старения на фазовый состав и структуру сплава // Физика металлов и металловедение. 1999. Т.88. № 3. С. 78-84.

51. Ильин A.A. Водородная технология титановых сплавов / A.A. Ильин, Б.А. Колачев, В.К. Носов, A.M. Мамонов. М.: МИСИС, 2002. 392 с.

52. Williams D. N. and Jaffee R. I. Relationships between impact and low-strain-rate hydrogen embrittlement of titanium alloys // Journal of The Less-Common Metals .I960. № 2 (1). P. 42-48.

53. Vassel A. Étude du phénomène de rupture différée dans l'air de l'alliage TA6V II Journal of The Less-Common Metals 1980. № 69 (1). P. 293-299.

54. Hoeg H., Hollund B. and Hall I. W Effect of hydrogen on the fracture properties and microstructure of Ti-6A1-4V // Metal Science, V. 14 (2). 1980. P. 50-56(7).

55. Libowitz G.G. The nature and properties of transition metal hydrides // Journal of Nuclear Materials 1960. № 2 (1). P. 1-22.

56. Mueller W. M. // Metal Hydrides (eds. W. M. Mueller, J. P. Blackledge and G. G.Libowitz)., Academic Press, New York. 1968. P. 337-383.

57. Numakura H. and Coiwa M. Hydride precipitation in titanium // Acta Metallurgica. 1984. №32(10). P. 1799-1807.

58. Woo G. C., Weatherly С. E„ Coleman С. E. and Gillbert R. W. The precipitation of y-deuterides (hydrides) in titanium //Acta Metallurgica. 1985. № 33 (10). P. 1897-1906.

59. Wipf H., Kappesser B. and Werner R. Hydrogen diffusion in titanium and zirconium hydrides // Journal of Alloys and Compounds. 2000. № 310 (1-2). P. 190-195.

60. Белов С.П., Ильин А.А:, Мамонов A.M., Александрова А.В. Теоретический анализ процессов упорядочения в сплаве на основе TiîAl. Влияние водорода на устойчивость интерметаллида Ti3Al //Металлы (РАН). 1994. №2. С. 76-80.

61. Rudman P.S., Reilly J. J. and Wiswall R. H. The formation of metastable hydrides Ti0.75A10.25Hx with x < 1.5 // Journal of The Less-Common Metals. 1978. № 58 (2). P.231-240.

62. Eliezer D., Froes F. II, Suryanarayana C. The effects of hydrogen on titanium aluminides //Journal of Metals . 1991. № 43 (3). P. 59-62.

63. Christodoulou L. and Clarke J. A. II Hydrogen Effects on Material Behavior (eds. N. R. Moody and A. W. Thompson). TMS-AIME, Warrendale, PA. 1990. P. 515-520.

64. Fritzemeier L. G., Jacinto M. A. II Hydrogen Effects on Material Behavior (eds. N. R. Moody and A. W. Thompson). TMS-AIME, Warrendale, PA. 1990. P. 533-542.

65. Chu W.-Y, Thompson A. W. Effect of hydrogen as a temporary p stabilizer on microstructure and brittle fracture behavior in a titanium aluminide alloy // Metallurgical transactions A. 1991. № 22 (1). P. 71-81.

66. Thompson Anthony W. Effects of hydrogen on titanium aluminide alloys // Materials Science and Engineering A. 1992. № 153. P. 578 - 583.

67. Zhang, L.T., Ito, K., Vasudevan, V.K., Yamaguchia, M. Hydrogen absorption and desorption in a B2 single-phase Ti-22Al-27Nb alloy before and after deformation // Acta materialia. 2001. № 49. P. 751-758.

68. Zhang, L.T., Ito, K., Vasudevan, V.K., Yamaguchia, M. Beneficial effects of O-phase on the hydrogen absorption of Ti-Al-Nb alloys // Acta Materialia. 2001. № 49. P. 963-72.

69. Kazantseva N.V., Mushnikov N.V., Popov A.G., Terent'ev P.В., Pilyugin V.P. Severe plastic deformation and hydrogénation of the titanium aluminides // Journal of Alloys and Compounds . 2011. № 509. P. 9307-9311.

70. К. Ito, I. Т. Zhang, V. К. Vasudevan and M. Yamaguchi Multiphase and microstructure effects on the hydrogen absorption/desorption behavior of A Ti-22Al-27Nb alloy // Acta materialia. 2001. № 49. P. 963-972.

71. Илларионов А.Г. Вакуумный отжиг сплавов титана. Методическая разработка к практическим и лабораторным занятиям. / Под ред. А.А. Попова. Екатеринбург, изд-во ГОУ ВПО УГТУ - УПИ. 2003.13 с.

72. Б. А. Колачев, В. В. Садков, В. Д. Талалаев, А.В. Фишгойт Вакуумный отжиг титановых конструкций. М., Машиностроение, 1991. 224 с.

73. Baeslack W. A., Liu P. S., Smith P. R., and Gould J. Characterization of Solid-State Resistance Welds in SiC-Reinforced Orthorhombic-Based Ti-22Al-23Nb (at.%) Titanium Aluminide//Materials Characterization. 1998. Vol. 41 (1). P. 41-51.

74. Semiatin S. L. and Smith P. R. Microstructural evolution during rolling of Ti-22Al-23Nb sheet // Materials Science and Engineering A. 1995. Vol. 202 (1-2). P. 26-35.

75. Boehlert C.J. Part III. The tensile behavior of Ti-Al-Nb О + Bcc orthorhombic alloys // Metallurgical and Materials Transactions A. 2001. Vol. 32. P. 1977-1988.

76. Germann L., Banerjee D., Guedou J.Y. and Strudel J.-L. Effect of composition on the mechanical properties of newly developed Ti2AlNb-based titanium aluminide // Intermetallics. 2005. Vol. 13(9). P. 920-924.

77. Wu Y.T., Yang C.T., Koo C.H., Singh A. K. A study of texture and temperature dependence of mechanical properties in hot rolled Ti-25Al-xNb alloys // Materials Chemistry and Physics. 2003. Vol. 80. P. 339-347.

78. Dingqiang Li, Wright S.I., Boehlert C.J. The grain boundary character distribution of a fully-orthorhombic Ti-25Al-24Nb(at.%) alloy// ScriptaMaterialia. 2004. Vol. 51. P. 545-550.

79. Boehlert C.J., Cowen C.J., Jaeger C.R., Niinomi M, Akahori T. Tensile and fatigue evaluation of Ti-15Al-33Nb (at.%) and Ti-21Al-29Nb (at.%) alloys for biomedical applications // Materials Science and Engineering. 2005. Vol. 25. P. 263 - 275.

80. Cowen C.J., Boehlert C.J. Microstructure, creep, and tensile behavior of a Ti-21A1-29Nb(at.%) orthorhombic + B2 alloy // Intermetallics. 2006. Vol. 14. P. 412^22.

81. Xiaobo L., Shiqiong L., Yunjun C., Jianwei Z. Flow Stress Behavior and Deformation Characteristics of Ti-22Al-25Nb Alloys at Elevated Temperature // Materials Science Forum. 2005. Vols. 475-479. P. 825-828.

82. Lin P., He Z„ Yuan S., Shen J., Huang Y., Liang X. Instability of the O-phase in Ti-22A1-25Nb alloy during elevated-temperature deformation // Journal of Alloys and Compounds. 2013. № 578. P. 96-102.

83. Shusuo L., Xikong S., Yafang H., Xiangjun X., Guoliang C. Simulation of hot deformation of TiAl based alloy containing high Nb // Intermetallics. 2005. Vol. 13. P. 323-328.

84. Sugar P.K. Effect of alloying elements and microstructure on the processing parameters of аг aluminide alloys // Materials Science and Engineering A. 2006. № 434. P. 259-268.

85. Saqib M., Apgar L.S., Eylon D., Weiss I. Microstructure and phase morphology during thermochemical processing of alpha(2)-based titanium aluminide castings // Materials Science and Engineering A. 1995. Vol. 201 (1-2). P. 169-181.

86. Liao Wang T.S., Yong K., Xiao F.R., Li Y.Y. Effect of Thermochemical Processing with Hydrogen on the Formation and Morphology of the Orthorombic Phase in the Ti2Al-Based Superot2-Alloy // Materials Letters. 1995. № 22 (5-6). P. 227-231. 20.

87. Yang K., Edmonds D. V. Effect of hydrogen as a temporary alloying element on the microstructure of a Ti3Al Intermetallic // Scripta Metallurgica et Materialia. 1993. № 28 (1). P. 71-76.

88. Yang K., Edmonds D. V. Thermochemical Processing with Hydrogen of Super-a2-Alloy // Journal of Materials Science. 1994. № 29 (8). P. 2126-2132.

89. Носов B.K., Ильин А.А., Уваров В.Н., Мамонов A.M., Александрова А.В. Водородное пластифицирование и термоводородная обработка при получении полуфабрикатов из сплавов на основе Ti3Al // Наука, производство и применение титана в условиях конверсии: Тр. 1 Междунар. Конф. По титану стран СНГ. М.: ВИЛС, 1994. Т. 2. С. 668.

90. Ильин А.А., Мамонов A.M., Носов В.К. Научные основы и принципы построения технологических процессов термоводородной обработки титановых сплавов // Металлы. 1994. №4. С. 157-168.

91. Ильин А.А., Мамонов A.M., Засыпкин В.В., Быценко О.А. Создание бимодальной структуры и оптимизация комплекса механических свойств жаропрочного сплава на основе интерметаллида Ti3Al термоводородной обработкой // Титан. 2004. № 2. С. 45-50.

92. Ильин А.А., Колачев Б.А., Полькин И.С. Титановые сплавы. Состав, структура, свойства: справочник. М.: ВИЛС-МАТИ, 2009. 520 с.

93. Полькин И.С., Колачев Б.А., Ильин А.А. Алюминиды титана и сплавы на их основе // Технология легих сплавов. 1997. №3. С. 32 - 39.

94. Oliver W. С., Pharr G. М. An improved technique for determining hardness and elastic modulus using load and displacement sensing indentation experiments // Journal Materials Research. 1992. Vol. 7. № 6. P. 1564-1583.

95. Илларионов А.Г., Попов A.A. Фазовые и структурные превращения в сплаве на основе алюминида Ti2AlNb, легированном водородом // Межд. конф. «Ti-2006 в СНГ», сборник статей. Суздаль, 2006. С. 230-233.

96. Попов A.A., Илларионов А.Г., Гриб C.B., Демаков C.JI., Карабаналов М.С., Елкина O.A. Фазовые и структурные превращения в сплаве на основе орторомбического алюминида титана // Физика металлов и металловедение. 2008. Т. 106. № 4. С. 414-425.

97. Попов A.A., Пумпянский Д.А., Белоглазое В.А. Исследование процессов распада метастабильных фаз в высоколегированных титановых сплавах методом дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК) // Термическая обработка и физика металлов. Свердловск, 1990. С 77-82.

98. Илларионов А.Г., Гриб C.B., Попов A.A., Демаков С.Л., Карабаналов М.С., Хаджиева О.Г., Елкина O.A. Влияние водорода на формирование структуры и фазового состава в сплаве на основе Ti2AlNb // Физика металлов и металловедение. 2010. Т. 109. №2, с. 154- 164.

99. Садовский В.Д., Богачева Г.Н., Смирнов Л.В., Сорокин И.П., Компанейцев H.A. Исследование фазовой перекристаллизации в титане // Физика металлов и металловедение. 1960. Т. 10. №3. С. 397-403.

100. Илларионов А.Г., Демаков С.Л., Попов A.A., Медведева ИВ., Карабаналов М.С., Елкина O.A. Структурные и фазовые превращения в (а+Р)-титановом сплаве переходного класса Ti-lO-2-З при упрочняющей термической обработке. // Титан. 2009. №3. С.27-33.

101. Ройтбурд А.Л. Теория формирования гетерофазной структуры при фазовых превращениях в твердом состоянии // Успехи физических наук. 1974. Т. 113, вып. 1. С.69-103.

102. Титановые сплавы. Металлография титановых сплавов / Под ред. С.Г. Глазунова, Б.А. Колачева. М., «Металлургия», 1980. 464 с.

103. Штремелъ М.А. Прочность сплавов. Часть I. Дефекты решетки: учебник для вузов. 2-е изд., перераб и доп. М.: МИСИС, 1999. 384 с.

104. Herschitz R., Seidman D.N. Atomic resolution observations of solute-atom segregation effects and phase transitions in stacking faults in dilute cobalt alloys—I. Experimental results // Acta Metallurgica, 1985. Vol. 33 (8). P 1547-1563.

105. Ройтбурд А.Л. Современное состояние теории мартенситных превращений // Несовершенства кристаллического строения и мартенситные превращения: Сб. ст.; Посвящается Г.В. Курдюмову в связи с 70-летием со дня рождения. М.: Наука, 1972. С. 7- 33.

106. Ильин A.A., Голъцова М.В. Некоторые аспекты водородной обработки материалов // Технология легких сплавов. 2008. № 1. С. 5-8.

107. Колачев Б.А., Ильин A.A., Носов В.К, Мамонов A.M. Достижения водородной технологии титановых сплавов // Технология легких сплавов. 2007. № 3. С. 10-26.

108. Ильин A.A., Скворцова C.B., Мамонов A.M. Управление структурой титановых сплавов методом термоводородной обработки // Физико-химическая механика материалов. 2008. № 3. С. 28-34.

109. Носов В.К., Овчинников A.B. Водородное пластифицирование титановых сплавов: основные закономерности и направления использования // Технология легких сплавов. 2008. №3. С. 10-18.

110. Осипцева И.О. Фазовые и структурные превращения в водородсодержащих сплавах системы Ti-Al-V // Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук. М.: МАТИ, 2000. 24 с.

■ Scale

j2 12000 Щ 11000

О 10000 9000

2-Theta -

ю

Os

,j V»—

JL

T—|—i—i—i—i—|—i—i—i—i—| i i i n 1 1 1 1 | ' 1 ' r 60 70 80

3=1 s

13

fa

0 "1

X)

1

2 E

o

a

to a o

CO

bJ OJ

s

CJ

Co «

SU

5

n> S

a §

H

CD g

a

CD

V

So g

TJ

E

VD

o o

o

o

a

-d s u o

X

M

w

Ki

Scale

2-Theta - Scale

8000

(/) -»—'

С 13

о О

5000

4000

3000

2000

1000

4 часа j __--J Vr i, А.

i 2 часа ...... W1

i 1 час д А. — L, л........iL........._

31

40

50

60

ю 00

2-Theta - Scale

Дифрактограммы сплава 2, состаренного при температуре 600°С в течение 1, 2 и 4 часов

Дифрактограммы сплава 2, состаренного при температуре 700°С в течение 1, 2 и 4 часов

о СО

о

о

о ю

о т

(Б^ипоо) ип

UJ

1-i-1-1-1—I-i-1-1 I I I I I I I I I I I 1 I j I I I r

31

40

50 60

2-Theta - Scale

70

80

u> to

tí Я

e-

x¡ p

T,

H

0

-I

T3

1 2 s

о

я u ta

СО

ta

n о

0 H to ТЗ

01 Я Я О "1 о

я -а я н а>

2 Я <D ТЗ ta H V 43 о

о о о

о

О

н а> Я о Я Я о

to

я ф.

я

ta о о

03

s

fc)

о

N

M

И 00

Дифрактограммы сплавов 1, 2, 3 и 4, подвергнутых деформации осадкой

при температуре 900°С

Дифрактограммы деформированных сплавов 1, 2 и 4 после отжига при температуре 600°С в течение 4 часов

о

ГО

О СО

I

ГО

"о

-С

II

сч

о ю

фипоэ) ип

Дифрактограммы деформированных сплавов 1, 2 и 4 после отжига при температуре 700°С в течение 4 часов