Роль алюминидов и силицидов в формировании структуры и свойств жаропрочных сплавов титана тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.01, кандидат технических наук Попова, Мария Артемьевна

  • Попова, Мария Артемьевна
  • кандидат технических науккандидат технических наук
  • 2013, ЕкатеринбургЕкатеринбург
  • Специальность ВАК РФ05.16.01
  • Количество страниц 131
Попова, Мария Артемьевна. Роль алюминидов и силицидов в формировании структуры и свойств жаропрочных сплавов титана: дис. кандидат технических наук: 05.16.01 - Металловедение и термическая обработка металлов. Екатеринбург. 2013. 131 с.

Оглавление диссертации кандидат технических наук Попова, Мария Артемьевна

СОДЕРЖАНИЕ

ВВЕДЕНИЕ

ГЛАВА 1. ФОРМИРОВАНИЕ ФАЗОВОГО СОСТАВА И СВОЙСТВ В ЖАРОПРОЧНЫХ ТИТАНОВЫХ СПЛАВАХ (аналитический обзор)

1.1. Краткая характеристика жаропрочных сплавов титана

1.2. Принципы легирования жаропрочных титановых сплавов

1.3. Выделение сидицидных и алюминидных частиц в титановых сплавах

1.4. Постановка задачи исследования 3 5 ГЛАВА 2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ

2.1. Материалы исследования

2.2. Термическая обработка сплавов

2.3. Методика исследований 38 ГЛАВА 3. ПРОЦЕССЫ СТАРЕНИЯ В СПЛАВЕ

Т1-8,3 А1-2,22г-2,1Мо-0,281-0,15Ре (сплав 2)

3.1. Влияние параметров высокотемпературной обработки на формирование структуры и свойств в опытном сплаве Т1-8,ЗА1-2,2гг-2,1Мо-0,281-0,15Ре

3.2. Влияние непрерывного нагрева на процессы распада в сплаве

Т1-8,3 А1-2,2гг-2,1 Мо-0,281-0,15Ре

3.3. Влияние режимов старения на формирование структуры, фазового состава и свойств в сплаве Ть8,ЗА1-2^г-2,1Мо-0,281-0,15Ре

3.4. Выводы

ГЛАВА 4. ВЛИЯНИЕ ВРЕМЕНИ ВЫДЕРЖКИ В Р-ОБЛАСТИ НА ПРОЦЕССЫ ВЫДЕЛЕНИЯ ИНТЕРМЕТАЛЛИДНЫХ ФАЗ

4.1. Влияние температурно-временных параметров высокотемпературной обработки на формирование структуры жаропрочных титановых сплавов

4.2. Результаты дифференциальной сканирующей калориметрии

4.3. Результаты механических испытаний

2

4.4. Выводы 95 ГЛАВА 5. ПРОЦЕССЫ ВЫДЕЛЕНИЯ СИЛИЦИДОВ И АЛЮМИНИДОВ

В СПЛАВАХ ТИПА ВТ 18У

5.1. Структурные и фазовые превращения в сплаве ВТ 18У при высокотемпературной обработке

5.2. Влияние режимов старения на формирование структуры, фазового состава и свойств в сплаве ВТ 18У

5.3. Процессы глобуляризации (3 - фазы 120 5.4 Выводы 123 ОБЩИЕ ВЫВОДЫ 125 БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК

Рекомендованный список диссертаций по специальности «Металловедение и термическая обработка металлов», 05.16.01 шифр ВАК

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Роль алюминидов и силицидов в формировании структуры и свойств жаропрочных сплавов титана»

ВВЕДЕНИЕ

Титановые сплавы благодаря своим высоким характеристикам удельной прочности, удельной жаропрочности и коррозионной стойкости находят все большее использование в изделиях и конструкциях, применяемых в авиакосмической промышленности. При этом повышающиеся требования конструкторов к свойствам материалов обусловливают необходимость проведения исследований по созданию новых сплавов и режимов их обработки, которые способны обеспечить требуемый комплекс физико-механических свойств в изделиях новой техники.

В частности, использование жаропрочных титановых сплавов в особо

ответственных деталях газотурбинных двигателей авиационной техники

/

(дисков, лопаток, деталей компрессора и пр.), работающих при повышенных температурах 550...600 °С, приводит к строгой необходимости выполнения главного критерия качества полуфабрикатов - проработке их структуры, лишь при строгой регламентации которой возможно получение повышенного комплекса механических свойств. Поэтому полный цикл термической обработки изделий должен быть основан на глубоком понимании процессов структурообразования, протекающих на каждом отдельном его этапе.

На сегодняшний день общепринято, что повышенные жаропрочные

свойства достигаются у титановых сплавов с пластинчатой структурой,

созданной обработкой в высокотемпературной Р-области. Обычно при

назначении режимов термической обработки наибольшее внимание

уделяется основным фазам а и р, их количественному соотношению и

морфологии, в то время как в процессе охлаждения из р-области и при

последующих циклах термической обработки в сплавах возможны выделения

различных третьих фаз - алюминидов и силицидов, от характера

распределения которых, их типа и количества могут существенно меняться

свойства материала. В последнем случае необходимо учитывать возможное

влияние на процесс выделения одной из интерметаллидных фаз выделение

4

другой, что связано с возможностью частичной замены алюминием атомов кремния в силицидах. Получение новых знаний по этим вопросам является актуальным как с научной, так и с практической стороны, так как позволяет более точно оценивать роль интерметаллидных фаз в формировании структуры и свойств жаропрочных сплавов титана.

ГЛАВА 1. ФОРМИРОВАНИЕ ФАЗОВОГО СОСТАВА И СВОЙСТВ В ЖАРОПРОЧНЫХ ТИТАНОВЫХ СПЛАВАХ (аналитический обзор)

1.1. Краткая характеристика жаропрочных сплавов титана

Жаропрочные сплавы титана, как правило, создаются на основе а-твердого раствора с небольшим количеством Р-фазы [1]. Это обусловлено тем, что скольжение дислокаций в г.п.у. решетке а-фазы затруднено по сравнению с о.ц.к. решеткой р-фазы [2]. Кроме того, в плотноупакованной гексагональной решетке значительно медленнее протекают диффузионные процессы, нежели в объемно центрированной кубической, а именно эти процессы определяют длительную прочность и сопротивление ползучести сплавов [3]. В этой связи большинство жаропрочных сплавов титана ограничено легированы р-стабилизаторами. Молибденовый эквивалент жаропрочных сплавов не превышает 5 % [4], что предопределяет максимальное количество Р-фазы после проведения термической обработки не более 15...20%. Целесообразность введения небольшого количества Р-стабилизаторов обусловлена тем, что создавая при термической обработке продукты превращения с большим количеством межфазных границ удается уменьшить длину свободного пробега дислокаций и тем самым повысить прочностные характеристики сплава. Кроме того, присутствие р-фазы повышает деформируемость сплавов [5].

Поэтому среди титановых сплавов в качестве жаропрочных принято использовать малолегированные по Р-стабилизаторам двухфазные (а+Р)-сплавы и псевдо а-сплавы. В настоящее время многочисленными исследованиями показано [6], что двухфазные (а+р)-сплавы целесообразно использовать до 500...550 °С, а псевдо а-сплавы могут кратковременно работать и до температур порядка 600 °С. К достоинствам, определяющим применение а-сплавов следует отнести их высокую термическую

стабильность и хорошее сопротивление окислению при температуре до 600 °С [7, 8]. При этом они хорошо свариваются и имеют высокие удельные жаропрочность и прочность.

При проведении термической и/или термодеформационной обработки важным фактором являются морфологические особенности формирующихся основных фаз - а и Р, и их параметры. Известно [9], что при температурах выше 450...500 °С сопротивление ползучести и длительная прочность возрастают при укрупнении всех параметров глобулярной структуры и увеличении объемной доли крупных пластин вторичной а-фазы. При пластинчатой структуре характеристики жаропрочности повышаются с ростом размеров ос-колоний и увеличении размеров Р-зерна.

В тех случаях, когда необходимо иметь материалы, которые должны работать при повышенных температурах (550...600 °С) предпочтение отдается сплавам с пластинчатой структурой, которая обеспечивают более высокий комплекс свойств жаропрочных сплавов по сравнению с глобулярными структурами. При формировании и пластинчатой структуры целесообразно получать структуру корзиночного плетения, нежели с колониальным расположением а-пластин. Для получения подобных структур сплавы нагревают до температур, соответствующих Р-области, а затем охлаждают в воде, в масле или на воздухе. При охлаждении в воде формируется структура корзиночного плетения, а при медленном охлаждении образуется пластинчатая структура, представленная колониями почти параллельных а-пластин. После охлаждения из Р-области с промежуточными скоростями охлаждения структура представлена элементами структуры корзиночного плетения и а-колониями. Структура корзиночного плетения формируется в том случае, когда пластины а-фазы зарождаются внутри р-зерен, а колонии а-пластин растут от границ исходного Р-зерна [10]. В практике производства сплавов охлаждение в воде или в масле используют редко в связи с высокими термическими

напряжениями, возникающими при ускоренном охлаждении. Наиболее часто используют охлаждение на воздухе, которое позволяет получить смешанную структуру, а в изделиях малых сечений при таком охлаждении доля элементов корзиночного плетения весьма заметна.

По сравнению со структурами, представленными а-колониями, а тем более глобулярными структурами, сплавы со структурой корзиночного плетения обеспечивают более высокое сопротивление ползучести, меньшую скорость роста трещин и большую вязкость разрушения; однако характеристики пластичности и усталости при этом снижаются.

После Р-обработки сплавы подвергают старению при 550...600 °С в течение примерно 24 ч. с целью снятия остаточных напряжений. Вместе с тем при этих температурах из пересыщенного раствора выделяются силициды [10], роль которых будет освящена далее (см. раздел 1.3).

В таблицах 1.1 и 1.2 представлены марки титановых жаропрочных сплавов, которые находят применение в авиационных двигателях различных стран, а также их механические свойства [11]. Анализируя составы отечественных и зарубежных жаропрочных сплавов нетрудно заметить, что большинство из них содержит в своем составе алюминий, цирконий, олово и кремний, а в качестве основного Р-стабилизатора используют молибден, реже ванадий и ниобий.

Титановые сплавы используются для изготовления дисков, рабочих и направляющих лопаток вентилятора и компрессора, иногда кожуха компрессора. При этом при работе до температуры 550 °С предпочтительнее использование двухфазных сплавов, которые обладают более высокой прочностью в холодном состоянии, а при необходимости работы при температурах до 600 °С наиболее предпочтительны псевдо ос-сплавы.

Таблица 1.1.

Химический состав отечественных и зарубежных титановых

сплавов

Марка сплава Основные компоненты, мас.% (основа - Т1)

А1 Бп гг Мо V Прочие

Отечественные титановые сплавы

ВТ6 3,5-6,8 ~ 5 - - 3,5-4,5 - -

ВТЗ-1 5,5-7,0 - 2,0-3,0 - 0,15-0,40 С г 0,8-2,0

ВТ8 5,8-7,0 - 2,8-3,8 - 0,20-0,40 Бе 0,2-0,4

ВТ8-1 5,8-6,8 0,4-1,5 0,5-1,5 2,8-3,8 - 0,10-0,25 -

ВТ8М 5,2-5,8 - - 3,5-4,5 - 0,10-0,30 -

ВТ8М-1 4,8-6,0 0,3-1,5 0,3-1,5 3,5-4,5 - 0,08-0,25 Сг 0,5-1,5

ВТ22 4,4-5,7 - - 4,0-5,5 4,0-5,5 - Бе 0,5-1,5

ВТ9 5,5-7,0 - 1,5-2,5 0,5-2,0 0,8-2,5 0,10-0,30 -

ВТ25у 6,0-7,0 1,0-2,5 3,0-4,5 3,5-4,5 - 0,10-0,25 0,4-1,5

ВТ25 6,2-7,2 0,8-2,5 3,5-4,5 1,5-2,5 - 0,10-0,25 \У 0,5-1,5

ВТ18у 6,2-7,2 2,0-3,0 3,5-4,5 0,4-1,0 - - №> 0,5-1,5

Зарубежные титановые сплавы

ТС 64 5,5-6,75 - - - 3,5-4,5 - -

Т\ 6242 5,5-6,5 1,8-2,2 3,5-4,5 1,8-2,2 - 0,10 -

Т16246 5,5-6,5 1,8-2,2 3,6-4,4 5,5-6,5 - - -

ТЫ 7 4,5-5,5 1,6-2,4 1,6-2,4 3,5-4,5 - - Сг 3,5-4,5

таи 7,5-8,5 - - 0,8-1,2 0,8-1,2 - -

1М1318 5,5-6,75 - 3,0-4,5 3,5-4,5 3,5-4,5 - -

1М1550 3,0-5,0 1,5-2,0 - 3,0-5,0 - 0,30-0,70 -

1М1.685 5,7-6,3 - 4,5-6,0 0,3-0,8 - 0,15-0,30 №> 0,7-1,3

1М1829 5,2-5,7 3,0-4,0 2,5-3,5 0,2-0,4 - 0,20-0,60 №> 0,5-1,0

1М1834 5,5-6,1 3,0-5,0 3,0-5,0 0,3-0,8 - 0,20-0,60 С 0,04-0,08

Таблица 1.2

Механические свойства отечественных и зарубежных

жаропрочных титановых сплавов

Марка сплава ~ 20 Сь МПа ~ 20 СО,2 МПа ~ 350 Сь МПа СО,2/100 МПа „ 4Ш Оь МПа СО,2/100 МПа 500 МПа ЭШ Со,2/100 МПа 600 сь МПа „ ом Со,2/100 МПа „ 20 (N=2*107)

Отечественные титановые сплавы

ВТ6 920 830 700 500 - - - - - - 460

ВТ22 1120 1010 1010 820 - - - - - - 480

ВТ8-1 980 920 - - 800 510 - - - - 450

ВТ9 1030 980 - - - - 590 340 - - 460

ВТ25у 1080 960 910 - 860 - 810 390 - - 460

ВТ18у 910 820 - - - - 510 350 400 210 380

Зарубежные титановые сплавы

Т164 880 850 680 410 - - - - - - 420

ШИЗ 18 900 800 680 400 - - - - - - 430

Т16442 930 850 - - 800 520 - - - - 450

Т16246 ИЗО 1000 960 560 - - - - - - 480

1М1550 1020 980 - - 710 450 - - - - 610

1М1685 960 870 - - 810 480 - - - - 440

1М1829 930 820 - - - - 600 430 510 160 480

1М1834 1020 900 - - - - 760 450 610 200 580

Так как различные титановые сплавы проявляют свои преимущества по свойствам в разных температурных диапазонах, то при проектировании двигателя и подборе марки сплава для дисков и лопаток компрессора необходимо выбирать сплав с лучшим комплексом функциональных характеристик в конкретном рабочем температурном интервале. В работе P.E. Шалина и В.М. Ильенко [11] предложено жаропрочные сплавы разделить на следующие группы:

■ сплавы для изготовления деталей вентилятора и компрессора низкого давления (до температур 300...350 °С) ВТ6, ВТ22, Ti6-4, Ti6246,Ti-17;

■ сплавы для производства деталей компрессора высокого давления (для температур до 450...500 °С) ВТ8-1, ВТ9, Ti6242S, IMI550, IMI685;

■ сплавы, предназначенные для изготовления деталей компрессора высокого давления (для температур до 550°С) ВТ25у, IMI829, IMI834;

■ сплавы для изготовления деталей, работающих до температуры 600 °С ВТ18у, IMI829, IMI834.

При этом сплавы одной группы имеют близкий уровень прочности, что дает возможность их сопоставление сплавов между собой в пределах своей группы. Однако, такое деление не учитывает различный фазовый состав сравниваемых сплавов и поэтому его нельзя использовать, как универсальное, хотя оно и удобно для первоначального сравнения используемых сплавов.

В настоящее время для сплавов, используемых в авиационных двигателях, сформулирован следующий комплекс служебных свойств [4]:

1. Высокая кратковременная и длительная прочность во всем интервале рабочих температур. При этом максимальные требования: временное сопротивление при комнатной температуре более 1200 МПа, кратковременная и 100 - часовая прочность при 500 °С - более 650 МПа;

2. Удовлетворительные пластические и вязкостные свойства при комнатной температуре: относительное удлинение 10 %, ударная

11

вязкость - более 0,3 МДж/м;

3. Термическая стабильность: сплав не должен охрупчиваться после воздействия температур и напряжений, в условиях, заданных конструктором, в течение времени, соответствующего максимальному заданному ресурсу работы двигателя;

4. Высокое сопротивление усталости при комнатной и высоких температурах: предел выносливости гладких образцов при комнатной температуре должен составлять не менее 45 % прочности, а при 400 °С -более 50 % при соответствующей температуре;

5. Высокое сопротивление ползучести: остаточная деформация за 100 ч. не должна превышать 0,2 % при температуре 500 °С и напряжении 400 МПа.

Следует иметь ввиду, что эти требования были созданы в середине 70-х годов XX века, и сегодня они должны значительно возрасти в связи с необходимостью увеличения ресурса работы двигателя до 2000...6000 часов и желательного повышения рабочих температур для увеличения его мощности, что и заложено конструкторами при проектировании и создании современных самолетов.

1.2. Принципы легирования жаропрочных титановых сплавов

Главной проблемой, создания жаропрочного материала является требование сохранения высоких прочностных свойств с повышением температуры при удовлетворительной пластичности в широком интервале температур [4]. Достижение этих требований возможно только при создании термически стабильных структур.

С общих позиций термическая стабильность двухфазной структуры определяется значениями коэффициентов диффузии легирующих элементов, энергией межфазных границ раздела и шириной области гомогенности твердого раствора, на базе которого создан сплав [12]. Чем меньше все эти параметры, тем меньше происходит изменений в размере и количестве второй фазы и тем больше термическая стабильность сплава, а, следовательно, выше характеристики жаропрочности. Кроме того, необходимо учитывать эффекты дисперсионного упрочнения и размер зерна высокотемпературной матрицы. Проанализируем возможности управления этими параметрами применительно к жаропрочным сплавам на основе титана.

Относительно высокая температура плавления титана (1668 °С) с общих позиций должна бы предполагать и его относительно высокую жаропрочность. Однако, его характеристики жаропрочности невысоки по сравнению со сплавами на никелевой основе или даже легированными сталями с ферритной или аустенитной матрицей. Такое противоречие связано с наличием у титана полиморфного превращения при относительно низкой температуре - 882 °С, благодаря которому силы связи, определяющие диффузионную подвижность, малы. Поэтому влияние легирования на жаропрочные свойства сплава в первую очередь должно определяться ролью элементов в изменении температуры полиморфного превращения, а не температуры плавления [10].

Как уже говорилось выше исследования жаропрочных сплавов, которые интенсивно проводились в нашей стране и за рубежом в 60...80 годы XX века [13-18], позволили показать, что необходимым условием для создания высокого сопротивления ползучести при повышенных температурах является использование в качестве основы а-фазы, в достаточной степени упрочненной легированием твердого раствора. Влияние легирования на жаропрочные свойства часто объясняют, исходя из прочности химической связи [19, 20]: чем сильнее эти элементы повышают силы связи, тем больше жаропрочность сплава. О силах связи косвенно судят по характеристической температуре и величине среднеквадратичных отклонений атомов от положения равновесия в решетке.

Наиболее перспективным считается введение в а-твердый раствор элементов, которые расширяют область его существования и повышают температуру полиморфного превращения. К таким элементам в первую очередь относятся простые ¿^-элементы - алюминий и галлий, которые существенно увеличивают силы связи в а-твердом растворе. При растворении этих элементов в титане уменьшается плотность электронных состояний на уровне Ферми, так как электроны стремятся к состояниям в нижней части энергетической полосы и, в результате, усиливается направленность связей титан-титан, что способствует сохранению г.п.у структуры [2]. Введение этих элементов приводит к росту с/а гексагональной плотноупакованной решетки. Так, например, введение 10 ат.% алюминия увеличивает с/а гексагональной решетки с 1,587 для нелегированного титана до 1,596, а аналогичное введение галлия до 1,602 [4]. Увеличение с/а уменьшает возможность призматического и пирамидального скольжения, которое характерно для нелегированного титана, и тем самым тормозит развитие процессов разупрочнения. Однако в промышленных сплавах галлий не используется в связи с его дефицитностью.

Алюминий также способствует твердорастворному упрочнению а-твердого раствора и повышает температуру рекристаллизации. С другой

стороны, введение алюминия приводит к уменьшению энергии дефектов упаковки и, тем самым, расщеплению дислокаций, образованию дефектов упаковки и облегчению скольжения дислокаций [2]. В работе [21] было показано, что введение 10 ат.% алюминия повышает вероятность образования дефектов упаковки практически на порядок, что приводит к изменению дислокационной структуры. Так, если в сплавах с низким содержанием алюминия (2...3 мас.%) небольшая деформация формирует дислокационные ячейки и сплетения, то в сплаве с 5,1% алюминия после аналогичной деформации присутствуют плоские скопления и ячеистая структура [22].

Помимо алюминия и галлия, жаропрочность повышают добавки олова, циркония [23]. Влияние олова, циркония и алюминия на кратковременную прочность показано на рисунке 1.1.

100 200 300 400 500 600 700 Темперапура,0 С

~П+7,2%А1 Т1+11%гг

71+3,5%Л1

Т1+13,8%5п

"П+21%гг

Рисунок 1.1. Температурная зависимость прочности бинарных титановых сплавов по сравнению с прочностью титана технической чистоты

Как следует из рисунка повышение прочности при комнатной температуре больше всего у сплава, легированного оловом. Кроме того, олово увеличивает прокаливаемость, модуль упругости, повышает

температуры рекристаллизации и усиливает силы связи, замедляя диффузионные процессы и, тем самым, повышает характеристики жаропрочности [3]. Олово может входить в состав интерметаллидных фаз и способствует повышению вязкости [24].

Цирконий в сплавы вводят, главным образом, для повышения жаропрочности твердого раствора, и хотя он не является существенным упрочнителем матрицы, но увеличивает прокаливаемость и модифицирует структуру [5]. Добавка циркония в меньшей степени повышает жаропрочность, чем соответствующая добавка алюминия. Однако цирконий увеличивает растворимость в а-фазе Р-стабилизаторов, что создает возможность дополнительного твердорастворного упрочнения жаропрочных сплавов. В этом случае в качестве Р-стабилизаторов используют тугоплавкие элементы молибден, ниобий и вольфрам, которые помимо низкой диффузионной подвижности при рабочих температурах (550...600 °С) имеют большую разницу с титаном в значениях модуля сдвига [25].

При содержании алюминия выше 6 мас.% в промышленных сплавах возможно образование сверхструктурной фазы Т13А1 (а2-фазы)(рисунок 1.2). Эта фаза представляет собой упорядоченное соединение с переменным составом. В его основе лежит сверхструктура БО^ соединения титана с простыми металлами, которыми могут являться алюминий, галлий и олово. Ее образование отождествляют с потерей термической стабильности сплава. В двойной системе титан-алюминий потеря термической стабильности происходит при содержании алюминия более 9 мас.% при температурах близких к 540 °С. Олово, цирконий и элементы внедрения, особенно кислород, уменьшают термическую стабильность, которую оценивают по алюминиевому эквиваленту, предложенному Розенбергом [24]:

[А1]экв = %А1 + %8п/3 + %гг/6 + Ю%02 (в мас.%).

9 Т1

а А1,

Рисунок 1.2. Т13А1 (а2-фаза)

Для предотвращения выделения частиц а2-фазы необходимо, чтобы алюминиевый эквивалент был менее 9 мас.%.

С общих позиций известно [27], что упорядоченные сплавы обладают более высокими прочностными характеристиками по сравнению с неупорядоченными сплавами и металлами, что, по-видимому, может быть объяснено наличием в решетках сплавов искажений, вызванных факторами, характерными только для данных материалов. К числу таких факторов следует отнести, прежде всего, присутствие в сплаве специфических плоских дефектов: антифазных границ (АФГ) и комплексных дефектов упаковки

Выделение частиц а2-фазы сопровождается упрочнением сплава и потерей пластичности особенно в тех случаях, когда частицы выделяются по границам зерен. Когерентные частицы а2-фазы, зарождение которых происходит по дислокациям, не так сильно понижают пластические характеристики, но значительно повышают сопротивление ползучести.

Поэтому при осуществлении термической обработки сплава необходимо правильно назначать режимы обработки, которые обеспечивали бы либо

(КДУ)[27, 28].

отсутствие частиц а2-фазы, либо соответствующее их распределение, не оказывающее катастрофического влияния на пластические характеристики. В монографии [29] показано, что если двойная высокодисперсная стехиометрическая а2-фаза Т13А1 вызывает интенсивное охрупчивание сплавов при низких температурах, то в случае значительного увеличения ее размеров пластичность материала повышается. Объяснение этому лежит в механизме взаимодействия скользящих дислокаций с частицами: в случае дисперсных частиц происходит их перерезание двигающимися дислокациями, а для крупных частиц осуществляется огибание частиц по механизму Орована [30].

Другим вариантом повышения пластичности в сплавах с выделениями а2-фазы является дополнительное легирование простыми металлами типа галлия. В работах [31] показано, что пластичность сплавов ТьА1-Са всегда выше, чем у сплавов Т1-А1 при большем эффекте твердорастворного упрочнения. Как возможные варианты объяснения этого эффекта предлагались объяснения основанные либо на анализе свойств матрицы [32], либо на свойствах самой частицы [33].

Еще более перспективным является многокомпонентное легирование. Так, например, жаропрочность тройных сплавов титан-цирконий-олово существенно выше, чем двойных [34]. В работах ВИАМ [35] было показана перспективность еще более сложного легирования. Однако в большинстве случаев предельное количество а-стабилизаторов все-таки стараются ограничить по алюминиевому эквиваленту.

Помимо рассмотренных легирующих элементов в жаропрочных титановых сплавах присутствует кремний. Кремний является р-стабилизатором, но он достаточно интенсивно растворяется и в а-фазе. Кремний, как легирующий элемент, вводят в жаропрочные сплавы титана для снижения скорости ползучести за счет образования скоплений атомов кремния на дислокациях [36] и твердорастворного упрочнения за счет

большой разницы в размерах атомов кремния и титана [25]. Параметр размерного несоответствия составляет около 21%. Следует иметь ввиду, что в тех случаях, когда содержание кремния превышает его растворимость в а-твердом растворе, то происходит выделение силицидных частиц роль которых будет рассмотрена ниже. Кроме того, выделение силицидов может сказываться на образовании частиц а2-фазы [37], что необходимо учитывать при обработке сплавов.

1.3. Выделение сидицидных и алюминидиых частиц в титановых

сплавах

Как уже отмечалось выше, к настоящему времени сложились твердые представления о типе структуры, которой должны обладать жаропрочные двухфазные сплавы титана для получения повышенных характеристик служебных свойств в зависимости от условий их эксплуатации [9, 12]. Однако, в основном, это относится только к морфологическим особенностям а и Р-фаз и практически нет единого мнения о роли интерметаллидных частиц в формировании этих свойств. Особенно это проявляется для частиц силицидов применительно к жаропрочным сплавам. В то же время, очевидно, что для более полной реализации возможностей легирования и термической обработки необходимо детальное изучение роли элементов, которые могут образовывать интерметаллиды в процессе технологического цикла обработки, и выяснение их оптимальных количеств для создания материалов, работающих при повышенных температурах и обладающих высокой термической стабильностью и крипоустойчивостыо.

Рассмотрим процессы выделения силицидов и алюминидов в жаропрочных сплавах титана.

Силициды в промышленных сплавах титана образуются по

эвтектоидной реакции: р—»а+интерметаллид. Однако эвтектоидное

превращение далеко не всегда благоприятно сказывается на свойствах

19

жаропрочных сплавов и поэтому на практике целесообразно избегать развития эвтектоидной реакции либо за счет соответствующей термической обработки, либо за счет уменьшения концентрации этих элементов.

В отечественной литературе очень слабо освещена роль кремния, как

легирующего элемента, с точки зрения возможности образования

интерметаплидных фаз. Можно отметить только работы [38, 39], в которых

для сплавов ВТ9 и ВТ18У отмечается выделение силицидных частиц типа

М581з и их влияние на технологические свойства. Долгое время считалось,

что кремний вводится для повышения жаропрочности, как за счет

легирования твердого раствора, так и за счет выделения частиц, которые

обусловливают дисперсионное твердение. В последнем случае, по мнению

[20], выделение силицидов необходимо реализовать путем гомогенного

зарождения тонких стабильных выделений и не допустить образование

грубых, гетерогенно зарождающихся силицидов. Однако экспериментальных

подтверждений такому утверждению практически не было. В то же время в

зарубежной литературе широко представлены материалы по влиянию

кремния на механические свойства сплавов. Например, в работе [40]

представлена зависимость величины деформации при ползучести от

содержания кремния для сплава 1М1834 (рисунок 1.3 а). Как видно из

представленных результатов, для такой базовой композиции наиболее

оптимально содержание кремния 0,3.„О,4 %. Однако, автор не указывает, в

каком виде находится кремний в сплаве. И этот результат несколько

противоречит работе [41] для сплава Т1624281, в которой показано, что при

увеличении концентрации кремния до 0,08...0,12 % величина деформации в

сплавах уменьшается (рисунок 1.3 б), а при дальнейшем увеличении его

концентрации деформация при ползучести возрастает. И тот и другой сплавы

содержат около 4% циркония. В работе [42] было показано, что легирование

Похожие диссертационные работы по специальности «Металловедение и термическая обработка металлов», 05.16.01 шифр ВАК

Список литературы диссертационного исследования кандидат технических наук Попова, Мария Артемьевна, 2013 год

БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК

1. Попов A.A. Структура и свойства титановых сплавов. Ч. 1. Процессы формирования структуры: учебное пособие / A.A. Попов. Екатеринбург: УГТУ-УПИ, 2008. 138с.

2. Колачев Б.А. Физическое металловедение титана / Б.А.Колачев. М.: Металлургия, 1976. 184 с.

3. Колачев Б.А. Металловедение и термическая обработка цветных металлов и сплавов: учебник / Б.А. Колачев, В.И. Елагин, В.А. Ливанов. М.: МИСИС, 1999. 416 с.

4. Солонина О.П. Жаропрочные титановые сплавы / О.П. Солонина, С.Г. Глазунов. М.: Металлургия, 1976. 447 с.

5. Сварные соединения титановых сплавов. / В.Н. Моисеев, [и др.]. М.: Металлургия, 1978. 248 с.

6. Солонина О.П. Жаропрочные титановые сплавы / О.П.Солонина, В.П.Кураева, Н.Ф. Жебынева, Н.М. Улякова, Н.М. Падюкова// ТЛС. 1980. № 2. С. 53...59.

7. Ночовная H.A. Исследование влияния режимов изотермического деформирования и термической обработки на структуру и механические свойства опытного жаропрочного Ti-сплава / H.A. Ночовная, В.Г. Анташев,

A.A. Ширяев, Е.Б. Алексеев // Технология легких сплавов. 2012. № 4. С. 92...98.

8. Хорев А.И. Микролегирование редкоземельными металлами титановых сплавов / А.И. Хорин, H.A. Ночовная, А.Л. Яковлев // Авиационные материалы и технологии. 2012. № S. С. 206...212.

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

10. Колачев Б.А. Металловедение и термическая обработка цветных металлов и сплавов: учебник / Б.А. Колачев, В.А. Ливанов, В.И. Елагин. М.: МИСИС, 1999.416 с.

И. Шалин P.E. Титановые сплавы для авиационных газотурбинных двигателей / P.E. Шалин, В.М. Ильенко // Титан. 1995, № 1-2. С. 24...29.

12. Титановые сплавы. Металловедение титана и его сплавов / под ред. Б.А. Колачева и С.Г. Глазунова. М.: Металлургия, 1992. 352 с.

13. Цвиккер У. Титан и его сплавы / У. Цвиккер. М.: Металлургия, 1979. 510 с.

14. Колачев Б.А. Титановые сплавы разных стран: справочник / Б.А. Колачев, И.С. Полькин, В.Д. Талалаев. М.: ВИЛС, 2000. 316 с.

15. Blenkinsop P.A. High temperature titanium alloys // Des. Titanium; Proc. Int. Conf., Bristol, 7-8 July, 1986. London, 1986. P. 191... 197.

16. Ильенко В.М. Жаропрочные титановые сплавы для новых авиадвигателей /

B.М. Ильенко, В.В. Тетюхин // Наука, производство и применение титана в условиях конверсии: материалы 1 Междунар. Науч.-техн. конф. по титану стран СНГ. - Москва, 14-16 сент. 1994 г. М.: ВИЛС, 1994. С. 583...593.

17. Жаропрочные титановые сплавы / О.П.Солонина, В.П.Кураева, Н.Ф. Жебынева, Н.М. Улякова, Н.М. Падюкова - ТЛС, 1980, № 2. С. 53.. .59.

18. Колачев Б.А. Основные принципы легирования титановых сплавов // Известия ВУЗов. Цветная металлургия, 1996, № 4. С. 34...41.

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

20. Хэмонд К. Металловедение жаропрочных и титановых сплавов / К. Хэмонд, Дж. Наттинг // Деформация и свойства материалов для авиационной и космической техники М.: Металлургия, 1982. С.73...111.

21. Шишмаков А.С. Дефекты упаковки в а-сплавах титана // А.С. Шишмаков, Р.А. Адамеску, Дж. А. Мерзаев // ФММ. 1972. Том 34. С.442...443.

22. Metzbower Е.А. //Metallurgical transaction 1971. Vol.2 №11 P.3099-3103

23. Suiter, J.W. Tensile properties of some Ti-a-alloys up to 600°C // J. Inst. Metals 83 (1954/55). P.460...464.

24. Попов А.А. Связь характера разрушения с микроструктурой и свойствами двухфазных титановых сплавов / А.А. Попов, Л.И. Анисимова // Металловедение и термическая обработка. 1985. № 12. С.45...50.

25. Смитлз К. Дж. Металлы: справочник / К. Дж. Смитлз. М.: Металлургия, 1980. 447 с.

26. Rosenberg H.W. Titanium alloying in theory and practica // The science technology and applications of titanium. Oxford et al.: Pergamon Press. 1970. P. 851.

27. Бабичев А.П. Физические величины: Справочник / А.П. Бабичев, Н.А. Бабушкина, A.M. Братковский и др.; Под. ред. И.С. Григорьева, Е.З. Мейлихова.-М.: Энергоатомиздат, 1991. 1232 с.

28. Физическая акустика: В 3 т. / Под. ред. У. Мэзона. М.: Мир, 1968. Т.З, ч.Б. Динамика решетки. 391 с.

29. Коллингз Е.В. Физическое металловедение титановых сплавов / Е.В. Коллингз М.Металлургия, 1988. 224 с.

30. Гольдштейн М.И. Металлофизика высокопрочных сплавов / М.И. Гольдштейн, B.C. Литвинов, Б.М. Бронфин. М.: Металлургия. 1986. 312 с.

31. Lutjering G. Mechanical properties of age-hardened titanium-aluminium alloys / G. Lutjering, S. Weissmann // Acta. Metall. 1970. Vol. 18. 785...795

32. Lutjering G. Mechanical properties and structure of age-hardened Ti-Cu Alloys / G. Lutjering, S. Weissmann//Met. Trans. Vol.1 1970. 1641...1649.

33. Blackburn MJ. Strenght, deformation modes and fracture in titanium-aluminum alloys /M.J. Blackburn, J.C. Williams // Trans. ASM 1969. 62, 398...409.

34. Glasova V.V. Resistance of Ti-Zr solid solutions against plastic deformation at various temperatures / V.V. Glasova, N.N. Kurnakov // Izvestya Akademii Nauk. SSSR, Metallurgia i Toplivo 3. 1961. P.67...72.

35. Хорев А.И. Основы многокомпонентного легирования и термической обработки высокопрочных свариваемых титановых сплавов // В сб.: Легирование и термическая обработка титановых сплавов, ОНТИ ВИАМ, 1977. С. 17...42.

36. Paton N.E. Creep of titanium-silicon alloys / N.E. Paton, M.W. Mahoney // Met. trans., 1976, A7, № 11. P. 1685... 1694.

37. Колачев Б.А. Структурные диаграммы титановых сплавов в координатах эквивалент молибдена - эквивалент алюминия / Б.А.Колачев, А.А.Ильин, В.А.Володин, Д.В.Рынденков // Металлы. 1997. № 1.С. 136...145.

38. Портной В.К. Влияние титан-циркониевых силицидов на особенности структурной перекристаллизации титановых сплавов / В.К. Портной, В.З. Рафиков, H.JI. Аниканов и др. // Физ. мет. и металловед. 1990. № 4. С. 103... 110.

39. Попов А.А. О причинах пониженной технологической пластичности некоторых двухфазных титановых сплавов / А.А.Попов, И.В.Левин, Л.И.Анисимова и др. // Физ. мет. и металловед. 1986, т. 62. С. 583...587.

40. Neal D.F., Alloy development. // Titanium'95: Science and technology.: Proc. 8-th World Conf. of Titanium. Birmingham, 1995. pp. 2195...2204

41. Seagle S.R. High temperature properties of Ti6A12n4Zr2Mo0,09Si / S.R. Seagle, G.S. Hall, H.B. Bomberger //Metal Engineering Quarterly. 1975.N.2, pp. 48...54

42. Antony K.C. Composition and structure of silicide precipitation in complex titanium (6Al-3Sn-3Zr)-silicon alloys // Trans. AIME, 1968, 242, № 7. pp. 1454... 1456.

43. Flower H.M. Silicide precipitation in the Ti-Zr-Al-Si System / H.M. Flower, P.R. Swann, D.R.F. West//Met. Trans. 1971, 2. pp. 3289...3297

44. Диаграммы состояния двойных металлических систем: Справочник: В 3 т.: Т.З.Кн.2 / Под ред. Н.П.Лякишева. М.Машиностроение, 2000. 448 с.

45. Гольдшмидт Х.Дж. Сплавы внедрения. / Х.Дж. Гольдшмидт. М.: Мир. 1971, вып.2. 464 с.

46. Мыорарка Ш. Сидициды для СБИС / Ш. Мыорарка М.: Мир, 1986. 176 с.

47. Barbier F. Etude des siliciures de titane-zirconium dans l'alliage Ti 685. / F. Barbier, Melles C. Servant, C. Quesne, M.P. Lacombe // J. Microsc. et spectrosc. Electron., 1981, 6. №3. P. 299...310.

48. Mcintosh G., Baker T.N. Composition of silicide phase in near-alpha titanium alloys / G. Mcintosh, T.N. Baker // Phase Transform.'87: Proc. Conf. Metal. Sci. Comm. Inst. Metals, Cambrige, 6-10 July. London, 1988. P. 115...118.

49. Ramachandra C. Silicide phases in some complex titanium alloys / C. Ramachandra, V. Singh //Met. Trans., 1992, A23, № 2. P. 689...690.

50. Ramachandra C. Orientation relationship between a' titanium and silicide S2 in alloy Ti-6Al-5Zr-0.5Mo-0.25Si / C. Ramachandra, V. Singh // Met. Trans., 1985, A16, № 1-3. P. 453...455.

51. Banerjee D. On the structural determination of silicides in titanium alloys. / D. Banerjee // Scripta Met., 1987,21,' 12. P.1615...1617.

52. Ankem S., Silicide formation in Ti-3Al-8V-6Cr-4Zr-4Mo / S. Ankem, D. Banerjee, DJ. McNeish, J.C. Williams, S.R Seagle // Met. Trans., 1987, A18, № 7... 12. P.2015...2025.

53. Flower H.M. Phase equilibria and transformations in a Ti-Zr-Si system / H.M. Flower, N.H. Saipadoru //Metal. & Mater. Trans., 1995, A26, № 2. P. 243...257.

54. Пирсон У. Кристаллохимия и физика металлов и сплавов / У. Пирсон // М.: Мир. 1977. Т. 1. 420 е., Т. 2. 472 с.

55. Flower H.M. Phase equilibria and transformations in a Ti-Zr-Si system / H.M. Flower, N.H. Salpadoru // Titanium'95: Science and technology. Proc. 8-th World Conf. of Titanium. Birmingham, 1995. P. 2220...2227.

56. Crawforth P., Subsurface deformation durng precision turning of near-alpha titanium alloy / P. Crawforth, B. Wynne, S. Turner, M. Jackson // Scripta mat. V.67. 2012, pp. 842 ... 845

57. Ramachandra C. Silicide precipitation in alloy Ti-6AI-5Zr-0.5Mo-0.25Si / C. Ramachandra, V. Singh //Met. Trans., 1982, A13, N 5. P.771 ...775.

58. Wang X. Dwell Fatigue Microstructure in Near-Alpha Tianium Alloy / X. Wang, P. Vo, M. Jahazi, S. Yue // Metal. & Mater. Trans. V.38A. N4. 2007, P. 831...839

59. Попов А.А. Изучение совместного выделения алюминидов и силицидов в двухфазном титановом сплаве / А.А.Попов, Н.А.Дроздова, Трубочкин А.В., Елкина О.А. // Физ. мет. и металловед., 1999. Т.87. вып. 5. С.58...63

60. Ramachandra С. Effect of silicide precipitation on tensile properties and fracture of alloy Ti-6Al-5Zr-0.5Mo-0.25Si / C. Ramachandra, V. Singh // Met. Trans., 1985, A16, № 1-6. P. 227...231.

61. Ramachandra C. Effect of thermomechanical treatments on size and distribution of silicides and tensile properties of alloy Ti-6Al-5Zr-0.5Mo-0.25Si / C. Ramachandra, V. Singh //Met. Trans., 1988, A19, № 1-6. P. 389...391.

62. Paton N.E. Fatique and fracture characteristics of silicon-bearing titanium alloy / N.E. Paton, M.W. Mahoney//Met. trans., 1978, A9,1 10. P. 1497...1501.

63. Ramachandra C. Precipitation of. the ordered Ti3Al phase in alloy Ti-6.3Al-2Zr-3.3Mo-0.30Si / C. Ramachandra, V. Singh // Scr. met., 1986, 20, 1 4. P. 509...512.

64. Srinadh K.V. Role of Ti3Al /silicides on tensile properties of Timetal 834 at various temperatures / K.V. Sai Srinadh, N. Singh, V. Singh // Bull. Mater. Sc., V.30, N.6, 2007, pp.595...600

65.Sridhar G. Structure and properties of a near a-titanium alloy after P solution treatment and aging at 625°C / G. Sridhar, D.S. Sarma // Met.Trans., 1988, A19. № 712. P. 3025...3033.

66. Evans J.D. On the synergism of a2 and silicides in Ti-6Al-2Sn-2Cr-2Zr-2Mo-Si. / J.D.Evans, T.F. Broderick, J.B. Woodhouse, J.R. Hoenigman // Titanium'95: Science and technology. Proc. 8-th World Conf. of Titanium. Birmingham, 1995. P. 2413...2420.

67. Flower H.M. The effect of silicon on the structure and mechanical properties of an a+p- titanium alloys / H.M. Flower, P.R. Swann., D.R.F West // J. Mater. Sci. 1982, 17, № 4. P. 1221. ..1231.

68.Madsen A., Ghonem H. Separating the Effect of Ti3Al & Silicide Precipitates on the Tensile and Crack Growth Behavior at Room Temperature and 593 °C in a Near-Alpha Titanium Alloy// J. Mater. Eng. & Perf. V.4. 1995, P. 301 ...307

69. Попов А.А. Принципы легирования двухфазных жаропрочных сплавов на основе титана / А.А. Попов, Н.А. Дроздова // Физ.мет. и металловед., 1997, т.84, вып.4, С. 123... 132

70. Борисова Е.А., Бочвар Г.А., Бруи М.Я. и др. Титановые сплавы. Металлография титановых сплавов /М.: Металлургия. 1980. 464с.

71. MP 18-36 / СМИ - 75. Качественный и количественный рентгеновский анализ фазового сотава титановых сплавов. М.: ВИЛС. 1975. 39с.

72. Oliver W.S. An improved technique for determining hardness and elastic modulus using load and displacement sensing indentation experiments / W.S. Oliver, G.M. Phar//Mater. Res.? Vol. 7. No. 6. 1992. P. 1564...1583.

73. Попов A.A. Исследование процессов распада метастабильных фаз в высоколегированных титановых сплавах методом ДСК / А.А. Попов, Д.А. Пумпянский, А.Г. Илларионов // ФММ. 1991. №2. С. 150... 156.

74. Городниченко В.И., Давиденко Б.Ю., Исаев В.А. и др. Материаловедение. Практикум / М.: Университетская книга. Логос. 2006. 272с.

75. Глазунов С.Г. Жаропрочные сплавы на основе титана/ С.Г. Глазунов. М.: Оборонгиз. 1958. 77 с.

76. Попова Л.Е. Диаграммы превращения аустенита в сталях и p-раствора в сплавах титана: справочник термиста / Л.Е. Попова, А.А. Попов. М.: Металлургия, 1991. 503 с.

77. Панайоти Т.А. Влияние старения на структуру и свойства (а+Р) титановых сплавов/ Т.А. Панайоти, А.С. Горбова, Г.Ф. Таран, Т.Д. Киселева // МиТОМ. 1992. №1. С. 39...42.

78. Трубочкин А.В. Влияние кремния и выделений частиц интерметаллидов на структуру и свойства жаропрочных псевдо-альфа титановых сплавов / А.В. Трубочкин // Титан. 2004. № 1. С. 55.. .63.

79. Кочеткова Т.Н. Влияние структурного состояния на жаропрочность сплава Ti-А1/ Т.Н. Кочеткова, А.Б. Ноткин, Е.И. Тейтель // Физ. мет. и металловед. 1990. №4. С.176...182.

80. Аношкин Н.Ф. Титановые сплавы с повышенной жаропрочностью/ Н.Ф. Аношкин, Ю.М. Сигалов // ТЛС. 2002. №1. С. 38...50.

81. Дроздова Н.А. Изучение совместного влияния алюминидов и силицидов в двухфазном сплаве титана/ Н.А. Дроздова, А.А. Попов, А.В. Трубочкин // ФММ. 1999. №5. С. 58...63.

82. Crawforth P. Subsurface deformation during precision turning of near-alpha titanium alloy / P. Crawforth, B. Wynne, S. Turner, M. Jackson // Scripta materialia 67. 2012. P. 842...845

83. Madsen A. Effect of aging on the tensile and fatigue behavior of the near-a Ti-1100 at room temperature / A. Madsen, H. Ghonem // Materials science and engineering A 171. 1994. P. 63...67.

84. Ramachandra C. Effect of silicides on tensile properties and fracture of alloy Ti-6A1-5Zr-0,5Mo-0,25Si from 300 to 823 К / С. Ramachandra, Singh V. // J. of materials science 23. 1988. P. 835...841.

85. Попов А.А. Роль элементов IV-группы в формировании служебных свойств титановых сплавов / А.А. Попов, Н.Г. Россина, И.В. Медведева // Сборник трудов международной конференции «Ti-2007 в СНГ». Киев. 2007. С.243...249.

86. Ильин А.А. Водородная технология титановых сплавов / А.А. Ильин, Б.А. Колачев, В.К. Носов, A.M. Мамонов. Под общей редакцией чл.-кор. РАН Ильина. М.: МИСИС. 2002. 392 с.

87. Гриднев В.Н. Физические основы скоростного термоупрочнения титановых сплавов/ В.Н. Гриднев, О.М. Ивасишин, С.П. Ошкадеров // Киев: Наукава думка, 1986. 256 с.

88. Попов А.А. Формирование структуры при термической обработке крупногабаритных полуфабрикатов из сплава ВТ23/ А.А. Попов, C.JI Демаков, Д.А. Пумпянский, В.Н. Федулов // Термическая обработка и физика металлов, Сборник трудов, Выпуск 14, Свердловск, 1989. С. 106... 109.

89. Лившиц Б.Г. Физические свойства металлов и сплавов / Б.Г. Лившиц, B.C. Крапошин, Я.Л. Липецкий. М.: Металлургия, 1980. 320 с.

90. Белов С.П. Анализ процессов упорядочения в сплавах на основе Ti3Al / С.П. Белов, А.А. Ильин, A.M. Мамонов и др. // Металлы, 1994, №1, С. 134... 138.

91. Гадеев Д.В. Исследования фазовых превращений методами структурного и термического анализа в двухфазных сплавах на основе титана: Автореф. дис. канд. техн. наук. / Д.В. Гадеев. Екатеринбург: ФГАОУ ВПО УрФУ им. первого президента России Б.Н. Ельцина, 2012. 24 с.

92. Елагина Л.А. Влияние структуры на механические свойства сплавов ВТ 9 и ВТ 18 / Л.А. Елагина, А.И. Гордиенко, В.В. Ивашко // Технология легких сплавов. 1978. № 12. С. 33...38.

93. Lutjering G. Titanium. 2nd edition / G. Lutjering, J. Williams // Springer-Verlag Berlin Heidelberg 2003,2007. 10 p.

94. Lin W.E. Continious-cooling transformation behavior of Ti-6Al-2Sn-2Zr-2Mo-2Cr-0,25Si: Aplication to welding / W.E. Lin, J.C. Lippold, W.A. Baeslack, M.C. Juhas // Titanium '95, Sci. And Technol P.1379...1386.

95. Margolin H., Cohen 0.//Titanium 80, Sci. And Technol., Proc. 4. Int. Conf.-Kyoto, may 1980. V.2 P.1555...1561.

96. Semiatin S.L. Dynamic-coarsening behavior of an a/p Titanium alloy / S.L. Semiatin, P.N. Corbett, P.N. Fagin, G.A. Salishev, C.S. Lee // Metallurgical and materials transactions A. Volume 37A. 2006. P.l 125... 1136.

97. Wang K. Dynamic globularization kinetics during hot working of Ti-17 alloy with initial lamellar structure / K. Wang, W. Zeng, Y. Zhao, Y. Lai, Y. Zhou // Materials science and engineering A 527. 2010. P. 2559. ..2566.

98. Leyens C. Titanium and titanium alloys / C. Leyens, M. Peters // Wiley-VCH Verlag GmbH&Co. KGa, Weinbein. 2003. 521 p.

Обратите внимание, представленные выше научные тексты размещены для ознакомления и получены посредством распознавания оригинальных текстов диссертаций (OCR). В связи с чем, в них могут содержаться ошибки, связанные с несовершенством алгоритмов распознавания. В PDF файлах диссертаций и авторефератов, которые мы доставляем, подобных ошибок нет.