Влияние содержания алюминия и параметров термомеханической обработки на структуру, фазовый состав и механические свойства полуфабрикатов из интерметаллидного титанового сплава ВТИ-4 тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.01, кандидат наук Алексеев, Евгений Борисович

• Алексеев, Евгений Борисович
• кандидат наук
• 2015

Оглавление диссертации кандидат наук Алексеев, Евгений Борисович

ОГЛАВЛЕНИЕ

Стр.

Введение

Глава I. Состояние вопроса

1.1. Интерметаллические соединения, как основа жаропрочных сплавов

1.1.1 Принципы повышения пластичности сплавов на основе интерметаллидов

1.1.2 Принципы повышения жаропрочности и термической стабильности сплавов на основе интерметаллидов

1.1.3 Актуальность развития и область применения сплавов на основе интерметаллидов титана

1.2 Жаропрочные сплавы на основе интерметаллидов системы И—А1

1.2.1 Строение и свойства интерметаллидов Т13А1 и Т1А1

1.2.2 Классификация сплавов на основе интерметаллидов системы Т1-А1

1.3 Жаропрочные сплавы на основе интерметаллидов системы ТьА1-МЬ

1.3.1 Строение и структурно-фазовые превращения в сплавах системы И-А^ИЬ

1.3.2 Интерметаллидные титановые сплавы на основе фазы Т12А1ЫЬ

1.4 Заключение по литературному обзору и постановка задач исследования

Глава II. Объекты и методы исследования

2.1 Объекты исследования

2.2 Методы исследования

Глава III. Исследование интерметаллидного титанового сплава ВТИ-4А с

повышенным содержанием алюминия

3.1. Разработка технологии выплавки интерметаллидного титанового

сплава ВТИ-4А с повышенным содержанием алюминия

-33.2. Определение допустимой степени деформации интерметаллидного

титанового сплава ВТИ-4А с повышенным содержанием алюминия

3.3. Исследование влияния параметров термомеханической обработки на структуру интерметаллидного титанового сплава ВТИ-4А с повышенным содержанием алюминия

3.4. Исследование влияния параметров термомеханической обработки на фазовые превращения интерметаллидного титанового сплава

ВТИ-4А с повышенным содержанием алюминия

Выводы по главе III

Глава IV. Влияние режимов деформационной и термической обработок на структуру, фазовый состав и механические свойства интерметаллидного титанового сплава ВТИ-4А с повышенным содержанием алюминия

4.1. Влияние термической обработки на механические свойства интерметаллидного титанового сплава ВТИ-4А с повышенным содержанием алюминия

4.2. Влияние деформационной обработки на структурно-фазовый состав и механические свойства интерметаллидного титанового

сплава ВТИ-4А с повышенным содержанием алюминия

Выводы по главе IV

Глава V. Разработка технологии изготовления штамповок и исследование влияния алюминия на структуру, фазовый состав и механические свойства интерметаллидного титанового сплава ВТИ-4

5.1 Разработка технологии изготовления штамповок из интерметаллидного титанового сплава ВТИ-4

5.2 Влияние алюминия на структуру, фазовый состав и механические

свойства интерметаллидного титанового сплава ВТИ-4

Выводы по главе V

Основные выводы по работе

Список литературы

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Влияние содержания алюминия и параметров термомеханической обработки на структуру, фазовый состав и механические свойства полуфабрикатов из интерметаллидного титанового сплава ВТИ-4»

ВВЕДЕНИЕ

В настоящее время в условиях жёсткой конкурентной борьбы перед разработчиками и производителями авиационных газотурбинных двигателей поставлены очень серьёзные задачи по уменьшению вредных выбросов, снижению уровня шумов и улучшению экономичности их изделий. Так, например, немецкий филиал фирмы вЕ при проектировании нового двигателя с модификациями вЕпхТМ ШБб и СЕпхТМ 2В86, предназначенных для оснащения Боинга 787 в различных вариантах, ставит себе следующие задачи:

- уменьшение расхода топлива, потребляемого двигателем, на 20%;

- уменьшение эмиссии N0 на 85%;

- снижение шума двигателя на 55%;

- уменьшение эксплуатационных расходов на 30%;

- повышение надёжности двигателя на 50%.

Аналогичные задачи ставят перед собой практически все зарубежные фирмы, производящие ГТД.

Совершенно очевидно, что решение поставленных задач потребует радикальных изменений, как в конструкции двигателя, так и в его материальном облике, который определяется используемыми материалами и технологиями их переработки. При этом специалисты считают, что достижение перечисленных показателей на ~ 60 % зависит от внедрения новых материалов; ~ 20 % проблемы решает использование инновационных технологий и приблизительно столько же — новые конструктивные решения. Отсюда следует, что создание и внедрение новых конструкционных материалов, обладающих существенно более высокими эксплуатационными свойствами, является важнейшей задачей, от решения которой зависит эффективность и конкурентоспособность ГТД.

Опыт использования конструкционных металлических сплавов в авиакосмической технике показывает, что они составляют от 85 % (в самолетах и ракетостроении) до 95 % (в двигателестроении) массы конструкции, причем

каждому типу сплава соответствует оптимальный интервал температурного

применения (°С) [1,2]:

• алюминиевые сплавы-----------------------------------------< 125

• титановые сплавы---------------------------------------------< 550

• жаропрочные стали-------------------------------------------< 750

• никелевые/кобальтовые сплавы----------------------------< 1100

• интерметаллидные сплавы----------------------------------< 1600

Расчеты показывают, что детали новых перспективных изделий энергетического машиностроения (двигателестроение, транспортное и др.) будут подвергаться более длительному воздействию температур, значительным нагрузкам и интенсивной газовой коррозии, поэтому основными конструкторскими требованиями становятся - высокие удельные характеристики жесткости (Е/р), жаропрочности (аюо/р), жаростойкости (привес в г/м2) и надежности ( К1с, СРТУ и др.).

Повышенные рабочие температуры титановых сплавов по сравнению с алюминиевыми сплавами, а также существенный выигрыш по весу перед сталями и никелевыми сплавами, делает их использование крайне привлекательными. Однако традиционные жаропрочные титановые сплавы, длительно применяемые до температур 550 °С, при больших температурах не используются вследствие интенсивной ползучести, повышенного окисления и склонности к возгоранию при трении, что значительно ограничивает ресурс эксплуатации и потому совершенно не устраивает конструкторов в современных условиях [3].

Ограниченные возможности в повышении жаропрочности существующих титановых сплавов и металлических материалов требуют разработки новых материалов с расширенным температурным интервалом эксплуатации. Наиболее перспективна в этом отношении конструкционная керамика. Но, несмотря на высокие удельные механические свойства, она обладает низкими характеристиками вязкости разрушения и полным отсутствием пластичности при комнатной температуре, что практически исключает применение ее в современных металлических конструкциях. Альтернативным материалом по отношению к керамике, являются интерметаллические соединения (ИС), обладающие

повышенной жаропрочностью, стойкостью к окислению и способностью к деформации. Интерметаллиды уступают новым жаропрочным сплавам (суперсплавам) по низкотемпературной пластичности, но превосходят керамики по характеристикам низкотемпературной пластичности, вязкости разрушения, сопротивлению термоудару, имеют более высокие теплопроводность и технологичность, что позволяет получать из них полуфабрикаты тонкого сечения, например лист, фольгу, проволоку [2, 4-6].

Наибольший интерес из шггерметаллидных сплавов представляют алюминиды титана - интерметаллиды на основе систем Т1-А1 и ТЬ-А1-ЫЬ, которые сочетают в себе преимущества перед традиционными титановыми сплавами, обладая высоким комплексом механических характеристик, пожаробезопасностыо и повышенным уровнем рабочих температур, а также превосходят по удельной прочности никелевые сплавы, что позволяет снизить вес конструкций из данных сплавов при замене никелевых сплавов на 20-40% и делает исследования в области интерметаллидных титановых сплавов крайне важными.

Однако, несмотря на все достоинства интерметаллидных титановых сплавов, у них есть свои недостатки: невысокие пластические свойства сплавов на основе системы Ть-А1, которые существенно ограничивают область их применения; усложненность технологических процессов в металлургическом производстве слитков и полуфабрикатов из деформируемых орторомбических сплавов на основе системы И-АИ^Ь по сравнению с традиционными титановыми сплавами.

Тем не менее, указанные трудности имеют вполне реальные пути решения, главными направлениями которых являются оптимизация и разработка режимов выплавки [7-9] и химического состава с четким пониманием соотношения основных легирующих элементов, определяющих систему [10], реализация полученных знаний в области структурно-фазовых превращений в процессе деформационной и термической обработок [11-16], а также разработка эффективных технологий изготовления полуфабрикатов [8, 17].

В настоящее время среди интерметаллидных титановых сплавов наиболее изученным и готовым для внедрения является сплав ВТИ-4. Изначально сплав ВТИ-4 с содержанием 10,0 - 10,5 масс. % А1 создавался как матричный материал

для изготовления листов, ленты и фольги для композиционных материалов. Пониженное содержание алюминия обеспечивало высокий уровень пластичности, но низкие значения жаропрочных свойств. Для использования сплава ВТИ-4 в конструкции авиационных двигателей необходим более высокий уровень жаропрочных свойств и создание технологии изготовления деформированных полуфабрикатов. Повышение жаропрочных характеристик сплава ВТИ-4 для применения его в конструкции перспективных ГТД возможно за счет увеличения содержания алюминия.

Поэтому вопросы, связанные с изучением влияния химического состава (алюминия) и параметров термомеханической обработки на структурно-фазовый состав, технологические и механические свойства полуфабрикатов из интерметаллидных титановых сплавов на основе фазы Т12А1ЫЬ, являются весьма актуальными.

Стоит отметить, что при всем наличии имеющихся в открытой публикации зарубежных статей ни в одной не описываются технологии выплавки слитков и изготовления деформированных полуфабрикатов из интерметаллидных титановых сплавов. Публикации по данной теме ограничены. При этом на западе в основном все усилия направлены на развитие малопластичных литейных гамма-сплавов, но до сих пор нет ни одного рабочего прототипа изделия и промышленных технологий изготовления деформированных полуфабрикатов из орто-сплавов.

Таким образом, важной задачей является разработка отечественных технологий изготовления полуфабрикатов из перспективных деформируемых интерметаллидных титановых сплавов на основе орторомбической фазы Т^АГЫЬ и внедрение их в производство.

Научная новизна

1. Построен иолитермический разрез системы Т1-23ЫЬ - А1 с содержанием алюминия 11,5 - 13,0 масс. % (23,0 - 25,5 ат. %), определяющий изменение температур фазовых областей (0+рл2) (0+р(Л2+П2)+а2) (р(А2+в2)+а2) Р(а2+в2) интерметаллидного титанового сплава ВТИ-4. Установлено, что снижение содержания алюминия на 1,5 масс. % приводит к расширению температурной

области существования а2-фазы на 115 °С за счет повышения температуры фазового превращения Р(лг+в2) + а2 —» Р(лг+в2) и к снижению температуры перехода упорядоченной рВ2-фазы в разупорядоченную рдг-фазу на 40°С.

2. Установлено, что зарождение О-фазы (орто-фазы) происходит в областях, обогащенных ниобием за счет протекания процессов диффузии.

3. Установлено, что в сплаве ВТИ-4 с содержанием алюминия 11,5 масс. % повышение температурной области существования а2-фазы на 115°С приводит к образованию в слитках видманштеттовой структуры внутри первичных р-зерен.

4. Установлена температура начала интенсивного роста Р-зерен (собирательной рекристаллизации) сплава ВТИ-4, которая составляет 1020 °С. Повышение температуры до 1110 °С приводит к увеличению размера Р-зерен в 2 раза.

Практическая значимость

1. Разработана технология изготовления штамповок из сплава ВТИ-4, обеспечивающая получение однородной микроструктуры по всему сечению полуфабрикатов. Выпущена технологическая инструкция ТИ 1.595-8-624-2014.

2. Разработан двухступенчатый режим термической обработки штамповок из сплава ВТИ-4, включающий нагрев до Тр+а2-110 °С, выдержку 2 часа, охлаждение на воздухе до комнатной температуры, с последующим нагревом до Тр+а2-160 °С, выдержкой 12 часов и охлаждением с печыо до комнатной температуры, обеспечивающий получение в штамповках высокого комплекса пластических, прочностных и жаропрочных свойств: 820 = 7,0 %, у20 = 10,5 %, св20 - 1150 МПа, ат650 = 420 МПа.

3. Разработаны и выпущены технические условия ТУ 1-595-8-1458-2014 и дополнение №3 к паспорту №1732 на штамповки из интерметаллидного титанового сплава марки ВТИ-4.

ГЛАВА I. СОСТОЯНИЕ ВОПРОСА

1.1 Интерметаллические соединения, как основа жаропрочных сплавов

Интерметаллическими соединениями (ИС) называют фазы, образованные двумя и более металлами, имеющие особую кристаллическую решетку, структуру и свойства, отличные от свойств исходных компонентов. Большинство ИС имеют упорядоченную сверхструктурную решетку, образование которой связано с межатомным взаимодействием компонентов при температурах ниже температуры плавления. В ИС могут возникать металлические, ковалентные и смешанные типы связей атомов в кристаллической решётке.

ИС с металлической связью атомов являются материалами со свойствами, близкими к свойствам пластичных металлов, которые не обладают высокими жаропрочными характеристиками.

Для использования в качестве жаропрочных материалов наиболее интересны ИС со смешанным и ковалентными типами связей. При этом за счет образования сильных направленных связей, формируются структуры с новыми физико-химическими свойствами, создающие основу для их жаропрочного применения. К ним относятся:

■ высокие упругие свойства при комнатной и повышенных температурах;

■ стойкость к коррозионному воздействию;

■ появление хрупкости в определенном температурном интервале.

Вместе с тем, сильная ковалентная связь способствует вероятности

межзеренного разрушения. Это объясняется тем, что для подобных интерметаллидов характерны границы зерен упорядоченного строения с большим числом разорванных связей между ближайшими соседями. Из-за большой энергии упорядочения, релаксации в расположении атомов на границах зерен не происходит, в результате чего в границах наклона вдоль оси разориентировки имеются «пустоты» в виде узких каналов, которые могут служить зародышами

трещин. Кроме этого, в интерметаллидах пластическая деформация у вершины трещины затруднена из-за отсутствия разупорядочения, что усиливает хрупкий характер разрушению материала.

Еще одним фактором высокой хрупкости интерметаллидов является сегрегация примесей на границах зерен. Вместе с тем хрупкость некоторых поликристаллических интерметаллидов (например, Ni3Al), и даже монокристаллических (например, TiAI), может являться их природным свойством. В последнем случае даже самая глубокая очистка интерметаллида от примесей не приводит к устранению хрупкости. Большой вклад в природную хрупкость интерметаллидов вносит ковалентная составляющая в общую связь атомов в кристаллической решетке. Исследования этой группы ИС показали, что благодаря таким связям и сверхструктурной решетке элементарная ячейка в них имеет большой вектор Бюргерса и малое расстояние между плоскостями скольжения. Это вызвано большими напряжениями Пайерлса в определенных направлениях и приводит к блокировке сверхдислокаций в результате их превращения из плоских скользящих конфигураций в неплоские сидячие формирования. Блокировке подвержены дислокации всех типов (винтовые, краевые, 60-градусные), что приводит к затруднению размножения дислокаций и сильному уменьшению их подвижности. Уменьшение возможности релаксации напряжений в области зарождения трещины способствует хрупкому разрушению [18].

Обычно для пластической деформации материалов без нарушения их сплошности требуется выполнение критерия Мизеса, согласно которому должно действовать не менее пяти независимых систем скольжения для поликристаллов (поликристаллических материалов) и четыре независимых системы скольжения для монокристаллов.

Таким образом, интерметаллиды, имеющие по своей природе особую кристаллическую решетку, структуру и физико-механические свойства, являются перспективными жаропрочными материалами, предназначенными для использования в ракетно-космической технике и в области авиа-

двигателестроения. Однако низкие значения пластических свойств, ограничивающие их применение, требуют проведения дальнейших исследований.

1.1.1 Принципы повышения пластичности сплавов на основе

и нтер м ета л л ид о в

Для повышения пластичности интерметаллидов возможно использование нескольких технологических приемов: микролегирование, дополнительное макролегирование, измельчение структуры, формирование оптимальной морфологии микроструктуры и фиксация оптимального метастабильного или стабильного фазового состава.

Микролегирование (осуществляемое примерно до 0,5 %) эффективно используется в интерметаллидах с зернограничной хрупкостью, связанной с повышенным содержанием примесей на межзеренной границе. Легирующие элементы в микроколичествах очищают межзеренную границу и обеспечивают тем самым передвижение дислокаций от зерна к зерну, т.е. способствуют прохождению пластической деформации в элементарных объемах.

Так в никелевых сплавах микролегирование бором (0,02-0,5 ат. %) позволяет предотвратить низкотемпературное водородное охрупчивание №зА1 и повысить пластичность при температуре 20 °С на воздухе и во влажной среде (8 = 30-50 %). Сегрегация бора на границах затрудняет диффузию водорода, предотвращает образование пор и раковин на границах, вызывающих зарождение и рост межзеренных трещин. Кроме того, совместная сегрегация бора и никеля по границам зерен и вытеснение с межзеренных границ алюминия и примесей приводят к формированию в приграничных участках (толщиною в несколько атомных слоев) полностью или частично разупорядоченных структур, что облегчает передачу скольжения через границу [2, 19].

Макролегирование обычно проводится не только с целью повышения пластичности, но и улучшения всего комплекса эксплуатационных свойств. Повышение пластичности при макролегировании может быть достигнуто в

результате уменьшения ковалентной составляющей связи, создания благоприятной дислокационной структуры с более высокой подвижностью дислокаций, обеспечения действия более благоприятных систем скольжения, изменения кристаллического или фазового состава и структурного состояния.

Максимальная растворимость элементов в интерметаллидах определяется не столько параметрами размерного несоответствия сколько положением элементов в периодической системе Д. И. Менделеева и сходством электронного строения соседних элементов. Наибольшей растворимостью обладают элементы, близкие к компонентам интерметаллидов в таблице Д. И. Менделеева. Так, в алюминидах Т13А1 и Т1А1 в наибольшей степени растворяются элементы, близкие к титану и алюминию (рис. 1.1), а по мере удаления элементов от титана и алюминия их растворимость уменьшается [18].

Структура и фазовый состав. Для обеспечения пластичности и технологичности необходимо, чтобы ИС обладали, по возможности, высокосимметричной кристаллической решеткой, малым размером элементарной ячейки, близкой к кубической.

Для получения высоких механических свойств (прочности, пластичности и жаропрочности) ИС должны иметь стабильный фазовый состав и микроструктуру, которая формируется горячей обработкой давлением и термической обработкой. Эти операции позволяют сформировать мелкозернистую структуру в результате измельчения зерна, получить оптимальный фазовый состав и необходимую объемную долю упрочняющих фаз с заданными геометрическими параметрами.

Существующая многолетняя практика показала, что жаропрочные и интерметаллидные титановые сплавы с четко выраженной пластинчатой структурой плохо сопротивляются воздействию усталостных нагрузок (подобное поведение вызвано существенным облегчением условий зарождения магистральной трещины вдоль направления пластин при выходе их на поверхность), но имеют преимущество по предельной вязкости разрушения, скорости роста трещины и ударной вязкости.

Nb^

»

«

i

t »

i «

t

vé

m

о

Í* 4 nepuoô A 5nepuoô • 6nepuoô

ÍO 4 период Л 5 nepuoô О б период

♦ lu il

Ta 0 *

«

♦

V

Хм *

Ш

•al

Sa A

Cîeê

| ...............}■..,:.,„„,A.

ШВ IVB VB VIB VI1B VI1IB IB IIB IIIA IVA Рисунок 1.1- Растворимость легирующих элементов (в ат. %)

в интерметаллидах Ti3Al (a2) и TiAl (у)

С другой стороны, получение заготовок с глобулярной структурой, хотя и обеспечивает максимально возхможные значения статической пластичности материала, но сопровождается существенным падением жаропрочных характеристик, в том числе и сопротивления ползучести, что делает такой материал малоэффективным.

Таким образом, в настоящее время для жаропрочных и интерметаллидных титановых сплавов наиболее приемлемой считается бимодальная структура и структура корзиночного плетения, которая обеспечивает оптимально возможный компромисс различных свойств необходимых при эксплуатации деталей.

Управление структурой, фазовым составом и, соответственно, механическими свойствами материалов возможно и с помощью интенсивной пластической деформации. Методы, использующие интенсивную пластическую деформацию, например, сдвиг под давлением или равноканальное угловое прессование (РКУ), успешно применяются для измельчения структуры различных материалов и существенно улучшают комплекс их механических свойств. Особенно это касается алюминидов титана (Т13А1, Т1Л1, Т12А1ЫЬ) с их недостаточной пластичностью при комнатной температуре, поэтому измельчение зерна в этих хрупких материалах для повышения пластичности является актуальным. С другой стороны, известно, что интерметаллиды отличаются от обычных материалов наличием сверхструктуры. Поэтому при интенсивной деформации в интерметаллидах могут протекать фазовые превращения, связанные с изменением степени дальнего порядка, например, в интерметаллидах №3А1 и Т1А1, Т^АМЬ в процессе пластической деформации сдвигом под давлением обнаружено образование разупорядоченных фаз [20-24].

Установлено, что кроме размера зерна на низкотемпературную пластичность оказывает влияние тип межзеренньтх границ и характер соотношения между основными модами деформации двойникованием и скольжением. В у-Т1А1 сплаве (50,7 % (ат.) А1), размер зерна которого варьировали в процессе изотермической ковки и отжига в пределах 0,4-17 мкм, максимум пластичности (5 = 4-6,9 % при

температуре 20 °С) реализуется при среднем размере равноосных зерен ~ 8 мкм и скорости деформации (3,3-10"2 - 8,3-Ю"1) с"1. Это связано с развитием в большинстве зерен двойникования по одной системе, при котором достигаются наилучшие условия для обеспечения межзеренной деформации [2,25, 26].

Пластичность и вязкость разрушения определяются также природой избыточной фазы, размером, формой и характером распределения ее частиц. Как показали работы ФГУП «ВИАМ» и ИМЕТ относительно мелкие изолированные включения вязкой мягкой составляющей, например у-твердый раствор на основе № с ГЦК неупорядоченной структурой (5-15 % (об.)) в у'-№3А1 матрице, имеющие эвтектическое происхождение, обеспечивают при температуре 20 °С удлинение 14-35 % и ударную вязкость 38-80 Дж/м2 независимо от размера зерна в пределах от мелкозернистой поликристаллической рекристаллизованной структуры до монокристаллов с различной кристаллографической ориентацией [27, 28]. Однако повышение легированности «мягких» неупорядоченных фаз может заметно снижать эффект пластифицирования.

Жесткие прочные фазы, представляющие собою либо другой интерметаллид, либо тугоплавкую фазу внедрения (оксид, карбид, нитрид, борид) во многих случаях являются полезными для повышения другой важной характеристики конструкционных материалов - вязкости разрушения К\С, за счет того, что распространение трещины тормозится на межфазные границах, где вершина трещины затупляется и трещина меняет направление [2, 29-31].

Учитывая, что однофазные сплавы у-Т1А1 благодаря особенностям их электронного строения и формирующейся в них дислокационной структуры являются хрупкими, легирование, обеспечивающее формирование избыточных фаз (например, аг-Т'хМ), имеет решающее значение как фактор пластифицирования. Оно может быть достигнуто как путем изменения структуры самой у-фазы (в присутствии а2-фазы), так и за счет получения оптимального соотношения а2- и у-фаз. Эффект повышения пластичности при легировании объясняется влиянием на тетрагональность, объем элементарной ячейки, характер замещения позиций

атомов титана или алюминия в решетке Т1А1, двойникование и изменения в электронной структуре [2, 5]. Существуют представления о том, что границы (а + у) / у и (а2 + у) / у при введении элементов (Мп, Сг, V) сдвигаются в сторону богатых титаном сплавов, понижая содержание алюминия в у-фазе. Это, в свою очередь, приводит к уменьшению силы ковалентной связи, понижает величину и анизотропию напряжений Пайерлса, изменяя подвижность единичных дислокаций в у-фазе в присутствие а2-фазы, и увеличивает энергию дефектов упаковки, что в ведет к активации скольжения дислокаций и двойникования [6]. Предполагается также, что а2-фаза может играть роль геттера по отношению к у-фазе, поскольку растворимость элементов внедрения в а2-фазе выше, чем в у-фазе (растворимость кислорода в а2-фазе в 33 раза выше, чем в у-фазе).

Таким образом, управляя химическим составом на стадии разработки и выплавки сплава, структурой и фазовым составом в процессе термомеханической обработки можно оказывать существенное влияние на повышении пластических свойств интерметаллидных сплавов.

1.1.2 Принципы повышения жаропрочности и термической стабильности

сплавов на основе интерметаллидов

С точки зрения получения высоких жаропрочных свойств и стабильности структуры желательно, чтобы интерметаллиды имели высокие температуры упорядочения и фазовых переходов, широкую область гомогенности состава [29]. Также для обеспечения высоких удельных характеристик наиболее интересны ИС, содержащие легкие элементы - алюминий, кремний, титан и др. Эти характеристики являются крайне важными для изготовления газотурбинных двигателей (ГТД) нового поколения, поскольку повышение температуры газа перед турбиной ГТД обеспечивает повышение удельной мощности, увеличение работы цикла, уменьшение габаритных размеров, снижение массы двигателя и удельного расхода топлива.

Для повышения рабочих температур необходима стабилизация структуры, уменьшение движущих сил процессов разупрочнения, развивающихся в материале в этих условиях. Упрочнение частицами с оптимальным размером и объемной долей вторичной фазы позволяет увеличить жаропрочность материалов, но в силу развития диффузионных процессов при повышенных температурах и, как следствие, уменьшения объемной доли упрочняющих фаз, имеет свои ограничения. Замедление диффузионных процессов в объеме и на межфазных границах достигается увеличением содержания тугоплавких металлов (V/, Мо, Та, Яе, Яи), однако приводит к повышению плотности и увеличивает вероятность образования охрупчивающих топологически плотноупакованных (ТПУ) фаз [32-34].

Легирование тугоплавкими металлами ослабляет, но не устраняет основную причину разупрочнения при высокотемпературной работе. Потери термической стабильности структурно-фазового состояния жаропрочных сплавов на основе интерметаллидов при высоких температурах вызваны протеканием в них при нагреве физико-химического взаимодействия между фазами в сплавах. И для повышения рабочих температур сплавов необходимо повышение термической стабильности.

Анализ данных о химическом и фазовом составах, механических свойствах жаропрочных сплавов, а также диаграмм состояния позволили выявить закономерности и предложить принципы создания жаропрочных сплавов на основе алюминидов переходных материалов с повышенными рабочими температурами [2, 35-47]:

1. Основой сплава должен быть интерметаллид более тугоплавкий, чем основной материал (Т1, N1 и т.д.), упорядоченная структура которого стабильна до температуры солидуса (Тя) интерметаллида. Это дает определенные преимущества по жаропрочности по сравнению со сплавами с металлической основой, имеющей неупорядоченную структуру. Однако однофазные твердые растворы на основе интерметаллидов недостаточно прочные и жаропрочные, а также являются

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Алексеев, Евгений Борисович, 2015 год

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Анташев В.Г., Ночовная H.A., Павлова Т.В., Подюкова Н.М., Иванов В.И. II Авиационные материалы «ВИАМ», 1932 - 2002 гг./ Юбилейный научно - технический сборник под общей редакцией член. кор. РАН Каблова E.H. 2002. С. 111-115.

2. Поварова КБ., Банных O.A. Принципы сознания конструкционных сплавов на основе интерметаллидов (Ч. I) // Материаловедение. 1999. №2. С. 27-33.

3. Ночовная H.A., Анташев В.Г., Алексеев Е.Б. Проблемы повышения ресурсных характеристик жаропрочных титановых сплавов // Технология легких сплавов. 2008. № 3. С. 28-33.

4. Банных O.A., Поварова КБ., Интерметаллиды - новый класс легких жаропрочных материалов // Технология легких сплавов. 1992. №5. С. 26-32.

5. Huang S. С. Chesnutt J.С. Gamma TiAl and its alloys I I Intermetallics Compounds. V 2. Practice / Ed. J.H. Westbrook, R.L. Freischer. 1994. P. 73-90.

6. Kim Y.W. Microstructural Evolution and Mechanical Properties of a Forged Gamma Titanium Aluminide Alloy // Acta Metall Mater. 1992. V. 40. N6. P. 1121-1134.

7. Ночовная H.A., Алексеев Е.Б., Ясинский КК, Кочетков A.C. Специфика плавки и способы получения слитков интерметаллидных титановых сплавов с повышенным содержанием ниобия // Вестник МГТУ им. Н.Э. Баумана. Сер. «Машиностроение». 2011. №S2. С. 53-59.

8. Ночовная H.A., Скворцова C.B., Анищук Д.С., Алексеев Е.Б., Панин П.В., Умарова О.З. Отработка технологии опытного жаропрочного сплава на основе интерметаллида Ti2AlNb // Титан. 2013. №4. С. 33-38.

9. КабловД.Е., Панин П.В., Ширяев A.A., Ночовная H.A. Опыт использования вакуумно-дуговой печи ALD VAR L200 для выплавки

слитков жаропрочных сплавов на основе алюмннндов титана //Авиационные материалы и технологии. 2014. №2. С. 27-33.

10. Алексеев Е.Б., Ночовная Н.А., Иванов В.И., Панин П.В., Новак А.В. Исследование влияния алюминия на фазовый состав и термомеханический режим изотермической штамповки интерметаллидного сплава ВТИ-4 // Технология легких сплавов. 2015. №1. С. 57-61.

11. Ночовная Н.А., Иванов В.И., Алексеев Е.Б., Кочетков А. С. Пути оптимизации эксплуатационных свойств сплавов на основе интерметаллидов титана // Авиационные материалы и технологии. 2012. №S. С. 196-206.

12. Nochovnaya N., Ivanov V., Alexeev Е., IzotovaA. Opportunities of increase of mechanical properties of the deformed semi-finished products from Ti-Al-Nb system alloys /Proc. 12th World Conf. on Titanium (Ti-2011). 2011. V.2.P. 1383-1386.

13. Ночовная H.A., Анташев В.Г., Ширяев А.А., Алексеев Е.Б. Исследование влияния режимов изотермического деформирования и термической обработки на структуру и механические свойства опытного жаропрочного Ti-сплава //Технология легких сплавов. 2012. №4. С. 92-98.

14. Alexeev Е., Nochovnaya N., Panin P. Effect of thermomechanical treatment on properties variation of orthorhombic Ti2AlNb based alloys /Proc. Int. Workshop on Gamma Alloy Technology (GAT2013). Toulouse. 2013. P. 16-17.

15. Алексеев Е.Б., Ночовная H.А., Панин П.В. Исследование структуры и фазового состава опытного жаропрочного сплава на основе интерметаллида Ti2AlNb в деформированном состоянии // Титан. 2014. №4. С. 12-17.

16. Алексеев Е.Б., Ночовная Н.А., Скворцова С.В., Грушин И.А., Агаркова Е.О. Влияние термической обработки на структурно-фазовый состав и

механические свойства титанового сплава на основе орто-фазы //Титан. 2014. №4. С. 34-38.

17. Алексеев Е.Б., Ночовная H.A., Скворцова C.B., Панин П.В., Умарова О.З. Определение технологических параметров деформации опытного жаропрочного сплава на основе интерметаллида Ti2AlNb //Титан. 2014. №2. С. 36-41.

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

19. Liu С. Т. Ni3Al aluminide alloys // Structural Intermetallics / Ed. R. Darolia, J. J. Lewandowski, С. T. Liu a.o. // The Minerals. Metal and Materials Society. 1993. P. 365-377.

20. Казанцева H.B., Гринберг Б.А., Гуляева Н.П., Демаков C.JI., Пилюгин В.П., Попов A.A., Романов Е.П., Шорохов Е.П., Рыбин В.В. Микроструктура и пластическая деформация орторомбических алюминидов титана Ti2AlNb. II Структурные превращения при интенсивной пластической деформации // Физика металлов и металловедение. 2003. Т. 96. №4. С. 23-32.

21. Гусев А.И. Нанокристаллические материалы: методы получения и свойства. Екатеринбург, 1998. 199 с.

22. Валиев Р.З., Александров И.В. Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией. М.: Изд. Логос, 2000. 271 с.

23. Теплое В. А., Пилюгин В.П., Талуц Г.Г. Образование диссипативной структуры и фазовые переходы в сплавах железа при сдвиге // Металлы. 1992. №2. С. 109-115.

24. Тюменцев А.Н., Третьяк М.В., Пинжин Ю.П. и др. Эволюция дефектной субструктуры в сплаве NÍ3AI в ходе интенсивной пластической

деформации кручением под давлением // Физика металлов и металловедение. 2000. Т. 90. № 5. С. 44-54.

25. Имаев В. И., Имаев Р. М., Салшцев М. Р., Кузнецов А. В., Поварова К Б. Влияние скорости деформации и размера зерен на пластичность интерметаллида TiAl при комнатной температуре // Металлы. 1996. №5. С. 135-145.

26. Imaev V. /., Imaev R. М., Salishev G. A., Povarova К В., Shagiev M. R., Kuznetzov A. V. Effect of strain rate on twinning and ductility of TiAl with equiaxed microstructure // Scripta Materialia. 1997. V. 36. N 8.

27. Бунтушкш В. П., Базылева О. А., Поварова К. Б., Казанская Н. К. Влияние структуры на механические свойства легированного интерметаллида Ni3Al // Металлы. 1995. № 3. С. 74-80.

28. Бунтушкин В. П., Поварова К. Б., Банных О. А., Казанская Н. К. Шипова Г. Влияние кристаллографической ориентации на механические свойства монокристаллов легированного интерметаллида Ni3Al // Металлы. 1998. № 2. С. 49-53.

29. Sauthoff G.Z. //Z. fur Metallkunde. 1990. Bd 81. H. 12. P. 855-861.

30. Noebe R. S., Walson W. S. Prospects for development of structural NiAl alloys // Structural Intermetallics 1997 / Ed. M. V. Nathal, R. Darolia, С. T. Liu, P. L. Martin, D. B. Miracle, R. Wagner, M. Yamaguchi // The Minerals. Metals and Materials Society. 1997. P. 573—584.

31. Wittenberg J. D., Garg A., Noebe R. D., Walson W. S., Darolia R. Effect of chemistry, microstructure and orientation on 1100-1400 К plastic flow properties of Hf-doped NiAl single crystals // Structural Intermetallics 1997 / Ed. M. V. Nathal, R. Darolia, С. T. Liu, P. L. Martin, D. B. Miracle, R. Wagner, M. Yamaguchi. // The Minerals, Metals and Materials Society. 1997. P. 631-640.

32. Каблов E. H., Петруишн H. В., Светлов И. JI. Современные литые никелевые жаропрочные сплавы // Труды международной научно-

технической конференции, посвященной 100-летию со дня рождения С. Т. Кишкнна. М.: ВИАМ. 2006. С. 39-55.

33. Каблов Е. И., Петрушин Н. В., Бронфин М. В., Алексеев А. А. Особенности монокристаллических жаропрочных никелевых сплавов, легированных рением // Металлы. 2006. № 5. С. 47-57.

34. Broomfield R. W., Ford D. A., Bhangu J. К. et all. Development and turbine engine performance of three advanced rhenium containing superalloys for single crystal solidified blades and vanes // J. Eng. Gas Turbines Power. 1998. V. 120. July. P. 595-608.

35. Поварова КБ. Физико-химические принципы сознания термически стабильных сплавов на основе алюминидов переходных металлов // Материаловедение. 2007. №2. С. 20-27.

36. Поварова КБ., Банных О.А. Принципы сознания конструкционных сплавов на основе интерметаллидов (Ч. II) // Материаловедение. 1999. №3. С. 29-37.

37. Поварова К. Б., Банных О. А. Физико-химические подходы к созданию жаропрочных и жаростойких композиционных материалов с металлической или интерметаллидной матрицей, упрочненных тугоплавкими металлами и фазами внедрения (Ч. I) // Материаловедение. 2001. № 11. С. 24—33.

38. Поварова К. Б., Банных О. А. Физико-химические подходы к созданию жаропрочных и жаростойких композиционных материалов с металлической или интерметаллидной матрицей, упрочненных тугоплавкими металлами и фазами внедрения (Ч. II) // Материаловедение. 2001. № 12. С. 23-29 (Ч. II).

39. Поварова К. Б., Банных О. А. Физико-химические подходы к созданию жаропрочных и жаростойких композиционных материалов с металлической или интерметаллидной матрицей, упрочненных

тугоплавкими металлами и фазами внедрения (Ч. III) // Материаловедение. 2002. № 1. С. 20-29.

АО.Поварова К. Б., Антонова А. В., Бурмистров В. И., Скачков О. А. Тройные диаграммы состояния Al-Ti(Ni, Ru)-M? как основа выбора слоистых композитов на основе алюминидов, содержащих вязкую составляющую // Металлы. 2005. № 3. С. 75-82.

41. Поварова К. Б., Банных О. А., Антонова А. В. Закономерности взаимодействия алюминидов титана с легирующими элементами как основа разработки жаропрочных сплавов и композитов // Металлы. 2002. № 6. С. 55-67.

42. Поварова К. Б., Антонова А. В., Казанская Н. К Закономерности взаимодействия алюминидов титана с легирующими элементами и фазами внедрения - основа выбора термически стабильных сплавов и композитов // Перспективные материалы. 2004. № 5. С. 5-15.

43. Поварова К. Б., Казанская Н. К, Дроздов А. А., Антонова А. В. Изучение возможности создания термически стабильных конструкционных материалов на базе алюминидов переходных металлов систем Ni-Al-X, Ru-Al-Д Ti-Al-X, где X - легирующий элемент или фаза // Металлы. 2005. № 2. С. 78-87.

44. Поварова К Б., Казанская Н. К, Дроздов А. А., Морозов А. Е. Физико-химические закономерности взаимодействия алюминидов никеля с легирующими элементами. I. Образование твердых растворов на основе алюминидов никеля // Металлы. 2006. № 5. С. 58-71.

45. Поварова К. Б., Банных О. А., Казанская Н. К, Антонова А. В. Жаропрочные композиты с металлической и интерметаллидной матрицей, упрочненные частицами или волокнами оксидов, боридов, карбидов. I // Металлы. 2001. № 5. С. 68-78.

46. Поварова К. Б., Банных О. А., Казанская Н. К, Антонова А. В. Жаропрочные композиты с металлической и интерметаллидной

матрицей, упрочненные частицами или волокнами оксидов, боридов, карбидов. II. Физико-химическая стабильность композитов с интерметаллидной матрицей, упрочненных фазами внедрения // Металлы. 2002. № 1. С. 52-71.

47. Поварова К. Б., Казанская Н. К, Дроздов А. А., Антонова А. В. Жаропрочные композиты с интерметаллидной матрицей // Наука производству. 2007. № 2. С. 36-52.

48. Ночовная H.A., Алексеев Е.Б., Изотова А.Ю., Новак A.B. Пожаробезопасные титановые сплавы и особенности их применения // Titan. 2012. № 4 (38). С. 42-46.

49. Dimiduk D. М., Miracle D. В., Ward С. Н. Development of Intermetallic Materials for Aerospace. // Materials Science and Technology. 1992. V. 8. April. P. 367-375.

50. Булыгин И. П., Бунтушкин В. П., Базылева О. А. Литейный сплав на основе интерметаллида Ni3Al для монокристаллических рабочих лопаток турбин ГТД //Авиационная промышленность. 1997. № 3-4. С. 61-65.

51. Delagi R. Bringinig space-age metals down Earth // Machine Desing. 1992. V. 8. P. 68-72.

52. Титан в промышленности /Под ред. Глазунова С.Г. - М.: Оборонгиз, 1961.-328 с.

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

54. Иванов В.И., Ясинский К.К. II Технология легких сплавов. 1996. №3. С. 63-68.

55. Анташев В.Г., Иванов В.И., Ясинский K.K II Технология легких сплавов. 1996. №3. С. 20-23.

56. Борисова Е.А., Скляров Н.М. Горение и пожаробезопасность титановых сплавов. /Под ред. Е. Н. Каблова. - М.: ВИАМ, 2007. 87 с.

57. Banerjee D. //Intermetallic Compound Ti3Al alloys. /Edited by J.H. Westbrook, Chichester, UK. 1995. v2. P. 91-131.

- 15858. Banerjee D., Gogia A.K., Nandy Т.К. //ISST Structural Intermetall. / Edited by R. Dorolia, DA USA. 1993. P. 19-33.

59. Titanium 95: Science and Technology: Prog. 8th World Conf. on Titanium, Birmingham, UK, London, 1996 - 3012 p.

60. Bendersky L.A., Roytburd A., Boettinger W.J. Phase transformations in the (Ti, Al)3Nb section of the Ti-Al-Nb system. I. Microstructural predictions based on a subgroup relations between phases // Acta Metal. Mater. 1994. V. 42. № 7. P. 2323-2335.

61. Казанцева H.B., Лепихин С.В. Исследование диаграммы состояния Ti-Al-Nb. // Физика металлов и металловедение. 2006. Т. 102. №2. С. 184-195.

62. Диаграммы состояния металлических систем 1997-1999 гг. / Под ред. Петровой JI.A., Кузнецова В.Н. М.: Наука, 1999. - 320 с.

63. Perepezko J.H., Jeweft Т.J., Das S. //3th International SAMPE Metals Conference. 1992, oct. 20-22, M357 -M365.

64. Miracle D.B., Foster M.A., Rhodes C.G. //Titanium 95: Science and Technology. 1995. v.l. P. 372-379.

65. Chaumat V., Ressouche E., Moret F. //Scripta materialia. 1999. №8. P. 905-911.

66. Nandy Т.К., Phanu V. V. //Structural intermetallics. /Edited by K.J. Hemker. 2001, P. 650-655.

67. Boehlert C.J. //Journal of place equilibria. 1999. v.20. №2. P. 101-108.

68. Materials Properties Handbook. Titanium Alloys/Ed. by R. Boyer, G. Welsch, E.W. Collings. - ASM International. The Materials Information Society, 1994- 1176 p.

69. Boehlert C.J. //Materials science. 2000. V.A279. P. 118-129.

70. Bo Wu, Shunli Shang, Zhu Shang, Songqing Ziu. //Intermenallics. 2002. v. 10. P. 979-984.

71. Gogia A.K., BuligidadR.G. //Sad hard. 2003. v.28. №34. P. 677-693.

- 15972. Sagar P.K., Banerjee D., Muraleedharan K., Prasad Y. Hight-Temperature Deformation Process of Ti-24Al-20Nb // Metal. Trans. A. 1996. V. 27A. P. 2593-2604.

73. Muraleedharan K, Banerjee D., Banerjee S., a Lele S. The a2-to-0 transformation in Ti-Al-Nb alloys // Phil Mag. 1995. V. 71. № 5. P. 1011-1036.

74. Boehlert C.J., Majumdar B.S., Seetharaman V, Miracle D.B. The microstructural evolution in Ti-Al-Nb О + BCC orthorhombic alloys. Part 1 // Met. Mater. Trans. A. 1999. V. 30A. № 10. P. 2305-2323.

75. Полькин И.С., Колачев Б.А., Ильин А.А. Алюминиды титана и сплавы на их основе // Технология легких сплавов. 1999. № 3. С. 32-39.

76. Кристиан Дж. Теория превращений в металлах и сплавах. Ч. 1. М.: Мир, 1978.-792 с.

77. Трушин Ю.В. Физическое материаловедение. С.Петербург: Наука, 2000. 278 с.

78. Mishin Y., Herzig Chr. Diffusion in the Ti-Al system // Acta Mater. 2000. V. 48. P. 589-623.

79. Уэндландт У. Термические методы анализа. М.: Мир, 1978. С. 145-212.

80. Штиллер В. Уравнение Аррениуса и неравновесная кинетика. М.: Мир, 2000.-176 с.

81. Meisel L.V. a. Cote P.J. Non-isothermal transformation kinetics: application to metastable phases // Acta Metal. 1983. V. 31. №7. P. 1053-1059.

82. MitteemejerE.J., Gent A. Van a. Van Der SchaaffP.J. //Metal. Trans. 1986. V. 17A.P. 144-147.

83. Shah A.K., Kulkarni G.J., Gopinathan V. a. Krishnan R. Determination in Ti-6A1-4V alloy by dilatometry // Scripta Met. Et Meter. 1995. V. 32. № 9. P. 1353-1356.

84. Казанцева H.B., Сазонова B.A., Лыжина Г.А. Исследование влияния температуры отжига на дальний порядок В2-фазы в сплаве Ti-Al-Nb(Zr, Mo) // Физика металлов и металловедение. 2006. Т. 102. №3. С. 310-315.

85. Boehlert C.J. Part III. The tensile behavior of Ti-Al-Nb О + BCC orthorhombic alloys // Metal. Trans. A.V. 32A. 2001. P. 1977-1988.

86. Banerjee D., Gogia A.K., Nandy Т.К. and Joshi V.A. A new ordered orthorhombic phase in a Ti3Al-Nb alloy // Acta Metall. 1988. V. 36. № 4. P. 871-882.

87. Шиняев А.Я., Илларионов Э.И О структуре, свойствах интерметаллида Ti3Al и сплавах на его основе // Технология легких сплавов. 1999. № 3. С. 69-79.

88. Kestner-Weykamp H.I., Ward С.Н., Broderic T.F., Kaufman M.J. Microstructures and phase relationships in the Ti3Al-Nb system // Scripta metallurgica et materialia. 1989. V. 23. P. 1697-1702.

89. Гинъе А. Рентгенография кристаллов. M.: Наука, 1961. - 600 с.

90. Авдюхина В.М., Батсуръ Д., Зубенко В.В. Рентгенография. Спецпрактикум. М.: Изд-во Московского ун-та, 1986.-240 с.

91. Гоманъков В.И., Третьякова СМ., Фыкин Л.Е., Чевычелов В.А. Структурные состояния интерметаллида Ni3Al и положения атомов легирующих элементов в его решетке // Физика металлов и металловедение. 2000. Т. 90. № 4. С. 91-97.

92. Stoeckiger G.R. and Neumann J.P. Determination of the order in the intermetallic phase Ni3Al as a function of temperature // J. Appl. Cryst. 1970. V. 3. P. 32-38.

93. Banerjee D., Nandy Т.К. and GogiaA.K. Site occupation in the ordered beta phase of ternary Ti-Al-Nb alloys // Scripta Metal. 1987. V. 21. P. 597-600.

94. Уманский Я.С., Скакое Ю.А., Иванов A.H. Кристаллография, рентгенография и электронная микроскопия. М.: Металлургия, 1982. — 632 с.

95. Блейкмор Дж. Физика твердого тела. М.: Мир, 1988. — 606 с.

96. Ren X., Hagiwara M. Displacive precursor phenomena in Ti-22Al-27Nb intermetallic compound prior to diffusional transformation // Acta Mater. 2001. V. 49. P. 3971-3980.

97. Казанцева H.B., Гринберг Б.А., Демаков СЛ. и др. Влияние сильной деформации на фазовые превращения в орторомбических сплавах // Деформация и разрушение материалов. 2005. Т. 1. С. 34-39.

98. Muraleedharan К., Gogia А.К., Nandy Т.К. et al. Transformations in Ti-24Al-15Nb Alloy // Metal. Trans. A. 1992. V. 23A. P. 401-431.

99. 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 Metall. Mater. 1994. V. 42. № 7. P. 2337-2352.

100. Muraleedharan K., Naidu S.V. Nagender, Banerjee D. Orthorhombic distortions of the a2 phase in Ti3Al-Nb alloys: artifacts and facts // Scripta Met. et Mater. 1990. V. 24. P. 27-32.

101. Казанцева H.B., Демаков СЛ., Попов А.А. Микроструктура и пластическая деформация орторомбических алюминидов титана Ti2AlNb. III. Образование двойников превращения при фазовом переходе В2 —» О // Физика металлов и металловедение. 2007. Т. 103. №4. С. 395-405.

102. Демаков СЛ., Степанов Л. С., Попов А.А. Фазовые превращения в супер аг-титановом сплаве. I. Влияние температуры и времени выдержки под закалку на фазовый состав и структуру сплава // Физика металлов и металловедение. 1998. Т. 86. №5. С. 115-122.

103. Kestner-Weykamp Н.Т., Baker D.R., Paxton D.M., Kaufman M.J. Continious cooling transformation in Ti3Al + Nb alloys // Scripta Met. et Mater. 1990. V. 24. P. 445-450.

104. Wen Y. H., Wang Y., Bendersky L. A. and Chen L. Q. Microstructural evolution during the a2 —■► a2 + О transformation in Ti-Al-Nb alloys: phase-

field simulation and experimental validation // Acta mater. 2000. V. 48. P. 4125-4135.

105. Казанцева H.B., Демаков С.Л., Попов A.A. Микроструктура и пластическая деформация орторомбических алюминидов титана Ti2AlNb. IV. Образование двойников превращения при фазовом переходе а2 —*■ О // Физика металлов и металловедение. 2007. Т. 103. №4. С. 406-412.

106. Hisaishi Ohnabe, Shoju Masaki, Masakazu Onozuka, Kaoru Miyahara, Tadashi Sasa. //Composites: Part A. Applied Science and Manufacturing. 1999. №30. P. 489-496.

107. Kumpfert J., Kaysser W.A. //Zeitschrift fur Metallkunde. 2001. v.92. № 2. P. 128-134.

108. Kumpfert J. //Advanced Engeneering Materials. 2001. v.3. №11. P. 851- 864.

109. Титановые сплавы. Металлография титановых сплавов / Е.А. Борисова, Г. А. Бочвар, М.Я.Браун, С.Г.Глазунов, О.С. Колачев и др.', Под редакцией Н.Ф. Аношкина, А.Ф. Белова, С.Г. Глазунова, В.И. Добаткина. - М.: Металлургия, 1980. - 464 с.

110. ВашульХ. Практическая металлография. Методы изготовления образцов / Пер. с нем. - М.: Металлургия, 1988. - 319 с.

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

112. Горелик С. С., Скаков Ю.А., Расторгуев Л.Н. Рентгенографический и электронно-оптический анализ: Учеб. пособие для вузов. - 3-е изд., перераб. и доп. - М.: «МИСиС», 1994. - 328 с.

113. Kolachev В.А., Ilyin А.А., Volodin V.A., Ryndenkov D.V. About the puiposefulness of comparison of titanium alloys in terms of aluminium and molybdenum equivalents // Proc. 9th World Conf. on Titanium (Titanium'99: Science and Technology). 1999. V.l. P. 53-60.