Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1. Литературный обзор 11
1.1 Современные жаропрочные титановые сплавы 11
1.2 Кинетика окисления титана и его сплавов 27
1.3 Заключение по литературному обзору, постановка цели и задач работы 46
ГЛАВА 2. Материалы и методика исследования 48
ГЛАВА 3. Исследование кинетики газонасыщения сплава ВТ38 после различных температурно-временных параметров термоэкспозиции
3.1 Разработка опытной технологии изготовления листов из сплава ВТ38 52
3.2 Оценка глубины газонасыщенного слоя методом измерения микротвердости 55
3.3 Оценка глубины газонасыщенного слоя гравиметрическим методом 69
3.4 Рентгеноструктурный фазовый анализ 76
3.5 Микрорентгеноспектральный анализ 82
3.6 Исследование изменения микроструктуры поверхностных слоев сплавов ВТ38 и Ti-Mo-Nb-Al-Si после различных температурно-временных параметров термоэкспозици
3.7 Выводы по главе 3 97
ГЛАВА 4. Исследование изменения структуры сплава ВТ38 в зависимости от содержания гадолиния
Разработка опытно-промышленной технологии изготовления листов из титанового сплава ВТЗ 104
4.2 Исследование влияния Gd на микроструктуру полуфабрикатов из сплава ВТ38
4.3 Исследование влияния содержания Gd на микроструктуру сплава ВТЗ8 в исходном состоянии и после термоэкспозиции
4.4 Выводы по главе 4 121
ГЛАВА 5. Исследование эксплуатационных характеристик титанового сплава ВТ38
1 Исследование механических свойств сплава ВТЗ 8 122
2 Исследования влияния содержания Gd на усталостные характеристики сплава ВТЗ 8 после высокотемпературной выдержки
3 Выводы по главе 5 134
Выводы 135
Список используемых источников
- Кинетика окисления титана и его сплавов
- Оценка глубины газонасыщенного слоя методом измерения микротвердости
- Исследование изменения микроструктуры поверхностных слоев сплавов ВТ38 и Ti-Mo-Nb-Al-Si после различных температурно-временных параметров термоэкспозици
- Исследование влияния содержания Gd на микроструктуру сплава ВТЗ8 в исходном состоянии и после термоэкспозиции
Кинетика окисления титана и его сплавов
В связи с тем, что все настойчивее проявляется тенденция использования титана и его сплавов при температурах выше 500С, окалиностойкость и изменение механических свойств материала под воздействием проникающего окисления становится определяющим фактором возможности использования материала. Всё вышесказанное определяет необходимость более детально рассмотреть проблемы, связанные с образованием окалины и насыщением металла кислородом.
Процесс окисления титана весьма сложен, что порождает существенные теоретические противоречия, которые возникают при интерпретации результатов исследований, выполненных различными авторами. Тем не менее, некоторые обобщения на основании многочисленных исследований можно сделать.
На рис.9 представлена зависимость толщины окисной пленки на титане от времени выдержки и температуры (С). Как видно из приведенных данных, в интервале температур 550 - 600 С происходит резкое изменение скорости роста окисной пленки на титане. Не вдаваясь в детали полемики по данному вопросу, можно считать, что причиной этого является принципиальное изменение механизма диффузии ионов титана и кислорода в окисной пленке. До температуры 590С (а по некоторым данным до 619С) [8, 29] из металла через окисную пленку к внешней ее поверхности диффундируют ионы четырехвалентного титана, где и происходит их взаимодействие с кислородом. В этой ситуации в зоне контакта окалины с металлом образуется слой ТЮ, а на внешней поверхности окалины из-за избытка кислорода образуется рутил (ТЮ2). Поскольку монооксид титана является ненасыщенным окислом, он чрезвычайно неохотно отдает кислород во внутренние слои металла и насыщения металла кислородом практически не происходит. В то же время, в этом слое из-за переизбытка титана резко тормозится диффузия ионов титана через окисную пленку. Вместе с тем, этот же слой сильно затрудняет доступ кислорода к металлу, поэтому скорость роста пленки стабилизируется и определяется скоростью диффузия ионов титана.
Выше критической температуры окисная пленка становится проницаемой для кислорода и определяющей стадией становится диффузия ионов кислорода в окалину. Происходит доокисление слоя ТіО до ТЮ2, облегчается диффузия ионов титана в окалине, ускоряется диффузия ионов кислорода в металл. Этот процесс сопровождается отслаиванием окалины, ее растрескиванием и образованием многослойной окалины.
Такой ход процесса окисления подтверждается следующими факторами: при нагреве до 400С на электронограммах отчетливо наблюдаются рефлексы фазы ТіО, имеющей отклонения по концентрации кислорода, как в большую, так и в меньшую сторону. При повышении температуры до 500С рефлексы окиси титана практически исчезают, однако, на пленке, полученной при 600С, заметны очень слабые отражения фазы Ті305, которую можно рассматривать как следующий этап окисления титана[8]. Этот окисел также имеет недостаток кислорода и поэтому неохотно его отдает. Только после 600С на электронограммах окончательно исчезают рефлексы не только низших окислов, но и анатаза и остаются лишь рефлексы волокнистого рутила. Начиная с этой температуры, окалина становится пористой, кислород свободно проникает к поверхности металла и скорость окисления приобретает линейную зависимость от времени. Очень похожих взглядов придерживается и автор работ [9,10].
Если принять предлагаемую схему процесса окисления титана, то можно предположить, что разбавление твердого а-раствора легирующими элементами, не вызывающими фазовых мартенситных переходов, но затрудняющими диффузию титана, должно приводить к замедлению процесса окисления при высоких температурах.
Рассмотрение кинетики окисления двойных сплавов титана в значительной мере подтверждает эту гипотезу. На рис.10 представлена зависимость средней скорости окисления сплавов системы Ti-Al от состава при температурах 800 и 900С. Из этих данных следует, что даже при 800С алюминий снижает скорость окисления, если его количество не превышает 12 ат % (7% масс). Дальнейшее увеличение содержания алюминия приводит к резкому повышению скорости окисления, которое, по мнению автора работы [11], связано с появлением в сплаве фазы Ті6А1 и ее неустойчивостью при высоких температурах. При появлении и росте количества фазы Ті3А1 скорость окисления значительно уменьшается.
Таким образом, легирование титана алюминием в области а -твердого раствора увеличивает его окалиностоикость при окислении, а появление второй фазы резко увеличивает скорость окисления. v , мг/fcM2 ч)
Аналогичным образом ведут себя бинарные сплавы титана с цирконием (рис. 11) [12]. До температуры 600С жаростойкость сплавов в области а - твердого раствора при содержании циркония до 5% незначительно повышается. Аналогичная картина наблюдается и при температуре 800С, но при меньшем содержании циркония (-2%). При большем его содержании сплав попадает в двухфазную область и наблюдается резкое увеличение скорости процесса окисления.
Зависимость средней скорости окисления сплавов системы Ti-Zr от состава. 1 - 500С, 2 - 600С, 3 - 800С Еще одним подтверждением, что появление второй фазы резко увеличивает скорость окисления, является система титан-олово (рис. 12) [11]. Поскольку растворимость олова в титане при 600С превышает 20% масс, сплав при такой концентрации остается в области а - твердого раствора до температуры 800С и существенного изменения скорости окисления не происходит, но при 1000С те же составы оказываются в двухфазной (а+у) области, что немедленно отражается на скорости окисления, которая увеличивается почти в 10 раз. Более или менее стабильными остаются лишь сплавы, содержащие 2,5-3% олова.
Рис 12 Зависимость средней скорости окисления сплавов системы Ti-Sn от состава. 1 - 700С, 2 - 800С, 3 - 1000С
Очень похожую положительную роль в процессе уменьшения скорости окисления титана играет ниобий. На рис.13 представлены кинетические кривые окисления бинарных сплавов титана с 2 и 5 % ниобия [12, 30]. Приведенные зависимости показывают, что ниобий в количествах, не превышающих его растворимости в а - твердом растворе, даже при температуре 800С позволяет сохранить параболический закон окисления. Большинство авторов считают, что ниобий (и тантал) увеличивают жаростойкость титана [13, 14] и значительно снижают его общую скорость окисления в области температур до 1000С. Рис. 13 Кинетические кривые окисления бинарного сплава титан-ниобий.
Оценка глубины газонасыщенного слоя методом измерения микротвердости
Взаимодействие титана с кислородом сопровождается двумя параллельно идущими процессами: образованием оксидов и растворением кислорода в металлической основе.
При температурах ниже 882С и нормальном давлении титан имеет гексагональную плотно упакованную решетку - ai. Решетка а-Ті содержит четыре октаэдрических поры радиусом 0,414 гаг. (0,60 А) и восемь тетраэдрических пор радиусом 0,225 гат.(0,36А). Экспериментально установлено, что кислород, атомный радиус которого равен 0,60 А растворяется в октапорах [36, 40, 58]. Выше 882С структура титана характеризуется объемноцентрированной решеткой - Pi. Решетка Pi содержит шесть октапор радиусом 0,115 гат.(0,22А) и двенадцать тетрапор радиусом 0,29гат.(0,41), то есть тетраэдрические пустоты в ОЦК-структуре более просторны. С позиций геометрии решеток а- и Pi растворение кислорода более благоприятно в высокотемпературной модификации.
В образовавшемся диффузионном слое выделяют альфированный и переходный слои. Альфированный слой отличается по структуре от основного металла повышенным содержанием а-фазы, что легко оценивается металлографическим анализом. Часто этот слой представлен одной а-фазой. Переходный слой по микроструктуре не имеет заметного отличия от основного металла, но его наличие и глубину проникновения можно оценить по более высокой микротвердости по сравнению с основным металлом.
При высоких температурах процесс окисления титана можно описать следующим образом: кислород диффундирует через окисную пленку вглубь металла, в обратном направлении происходит диффузия титана. Диффузия кислорода в Р-фазе выше чем в а-фазе, однако, растворимость кислорода в а-фазе выше чем в Р-фазе (рис. 22) [36]. «00
Исходя из вышеизложенного оценку глубины газонасыщенного слоя проводили на образцах из сплавов ВТ38 и Ti-Mo-Nb-Al-Si после их термоэкспозиции при температурах 500, 600 и 700С, выдержка при каждой из температур составляла 10, 25, 100, 250 и 500 ч. методом измерения микротвердости в соответствии с инструкцией ВИАМ ПИ. 1.2.665-2013 «Определение величины газонасыщенного (альфированного) слоя на полуфабрикатах и изделиях из титановых сплавов» и на основе микроструктурного анализа.
На рисунках 23-27 представлены графики микротвёрдости построенные на основе полученных результатов измерений.
На основании анализа результатов измерений микротвердости поверхностных газонасыщенных слоев (таблицы 9, 10, 11) можно сделать следующие выводы: после выдержек при 500С (10 ч., 25 ч., 100 ч., 250 ч.), 600С (10 ч., 25 ч., 100 ч.) изменение микротвёрдости в поверхностных слоях не значительно, т.к. глубина газонасыщенного слоя очень мала, т.е. не превышает 3 мкм. Однако, возрастание микротвердости на глубине 10 мкм до 455 кг/мм косвенно свидетельствует о наличии оксидов или повышенном содержании кислорода; после выдержки при 500С, 500 ч., результаты измерений микротвердости показали, что глубина газонасыщенного слоя на сплаве ВТ38 и сплаве Ti-Mo-Nb-Al-Si не более 10 мкм. Ход кривых (рис. 23) подтверждает этот вывод. при режиме выдержки 600С, 250 ч. (рис. 24) глубина газонасыщенного слоя, определяемого измерением микротвёрдости, соответствует 25-30 мкм на сплаве ВТ38 и 35-40 мкм на сплаве Ti-Mo-Nb-Al-Si. ход кривых изменения микротвёрдости после термоэкспозиции по режиму 600С, 500 ч. (рис. 25) свидетельствует о более интенсивном газонасыщении сплава Ti-Mo-Nb-Al-Si вплоть до глубины 35 мкм. Полная глубина газонасыщенных слоев составляет на сплаве ВТ38 50-55 мкм, на сплаве Ti-Mo-Nb-Al-Si 65-70 мкм. Необходимо отметить, что значения микротвердости, на протяжении всего диапазона измерения по глубине, у сплава ВТ38 в среднем на 100-150 единиц ниже, чем на сплаве сравнения. глубина газонасыщенного слоя на сплаве ВТ38 при термоэкспозиции 700С, 250 ч. (рис. 26) приблизительно равна 25 мкм, что меньше, чем при выдержках 650С, 250 ч. и 500 ч. Такое «аномальное» окисление объясняется общей теорией газонасыщения титановых сплавов (см. литературный обзор I части исследования), т.е. ростом толщины оксидов титана - ТЮ2; Ті203 и т.д., что, естественно приводит к уменьшения содержания кислорода в растворе внедрения. На сплаве Ti-Mo-Nb-Al-Si глубина слоя составляет 40-50 мкм, что меньше, чем в предыдущем случае (600С, 500 ч.), это также соответствует вышесказанному, т.е. классическому механизму окисления титановых сплавов. Разброс значений по глубине у сплава Ti-Mo-Nb-Al-Si, по-видимому, связан с проникающим окислением по границам Р-фазы.
Термоэкспозиция при 700С в течение 500 часов (рис. 27) приводит к резкому повышению микротвердости на сплаве сравнения, вплоть до глубины 25 мкм. Как и при термоэкспозиции при 600С, 500 ч. разница по значениям микротвердости между сплавом ВТ38 и сплавом Ti-Mo-Nb-Al-Si в среднем - 100-150 единиц на всем диапазоне измерения. Стоит отметить, что при определении микротвёрдости в некоторых участках имел место большой разброс значений, что, как уже указывалось, связано с различным структурно-фазовым составом сплава. График изменения глубины газонасыщенного слоя в зависимости от режимов термоэкспозиции, построенный на основе полученных измерений, представлен рисунке 28.
Следует отметить, что данные приведенные на графиках четко демонстрируют сходство механизмов окисления а- и Р- сплавов - ход кривых окисления практически идентичен. Однако, величина газонасыщенного слоя сплава Ti-Mo-Nb-Al-Si по всем режимам термоэкспозиции превышает аналогичные значения сплава ВТ38.
Исследование изменения микроструктуры поверхностных слоев сплавов ВТ38 и Ti-Mo-Nb-Al-Si после различных температурно-временных параметров термоэкспозици
Анализ, полученных гравиметрических данных показал, что степень окисления у сплава ВТ38 менее значительна, чем у сплава Ti-Mo-Nb-Al-Si. Следует отметить, что при температуре 500С и времени выдержки 10 ч., 25 ч. 100 ч. и 250 ч. сплавы ВТ38 и Ti-Mo-Nb-Al-Si имеют практически одинаковые значения по привесу, однако при увеличении времени выдержки до 500 ч. становится заметно преимущество сплава ВТ38 по жаростойкости по сравнению со сплавом Ti-Mo-Nb-Al-Si, привес образцов сплава ВТ38. на 25% меньше чем у сплава Ti-Mo-Nb-Al-Si. Однако, наиболее значительно преимущество по жаростойкости сплава ВТ38 над Ti-Mo-Nb-Al-Si проявляется в большей мере при высоких температурах (600С и 700С) и при больших выдержках. Так привес образцов после выдержки 700С в течении 500 ч. у сплава ВТ38 ниже на 40% чем у сплава Ti-Mo-Nb-Al-Si, наибольшая разница в привесе наблюдается после выдержки 700С в течении 250 ч. - привес образцов сплава ВТ38 меньше на 70% по сравнению с образцами сплава Ti-Mo-Nb-Al-Si. Эти обстоятельства крайне важны при выборе сплава для эксплуатации в указанных температурных интервалах [39].
Для исследования изменения фазового состава сплавов ВТ38 и Ti-Mo-Nb-Al-Si был проведен рентгеноструктурный фазовый анализ образцов после различной термоэкспозиции. Результаты рентгеноструктурного фазового анализа поверхности образцов сплавов после различных режимов термоэкспозиции представлены таблице 13.
В образце сплава ВТ38 присутствуют фазы (а+ Р) в количестве 98% аТі и 2% р ті (рис. 35). На дифрактограмме исходного состояния образца Ті-Мо-Nb-Al-Si - фаза р ті (рис. 36).
На полученных дифрактограммах (рис. 37-44) снятых в асимметричной съемке линии подложки присутствуют, но их интенсивность заметно снизилась. В сплаве ВТ38 существенной разницы между фазовым составом после различных режимов термоэкспозиции нет, в поверхностном слое присутствуют фазы ТіОг, аТі, А12Оз. Интенсивность линий рутила (ТіОг) в дифрактограммах сплава ВТ38 с выдержкой при 700С, 10 - 500 часов значительно выше, чем при 500С, 10 - 500 часов, что полностью согласуется с данными измерений микротвёрдости и микроструктурным анализом.
На поверхности образцов Ti-Mo-Nb-Al-Si также присутствуют оксиды ТіОг и А12Оз, причём ТЮ2 присутствует в виде двух модификаций - рутила и анатаза. Появление анатаза, свидетельствует о начале спонтанного окисления [40].
Анализ результатов рентгеноструктурного фазового исследования косвенно подтверждает вывод о большей плотности рутила на сплаве ВТ38 после выдержки при 700С, 10-500 ч. по сравнению со сплавом Ti-Mo-Nb-Al-Si, о чем свидетельствует отсутствие модификации анатаза. Таблица 13. Результаты рентгеноструктурного анализа
Дифрактограмма сплава Ti-Mo-Nb-Al-Si после выдержки 700С, 500 час, полученная при съемке в асимметричной геометрии. 3.5 Микрорентгеноспектральный анализ Для выявления механизма окисления сплавов ВТ38 и Ti-Mo-Nb-Al-Si был проведен микрорентгеноспектральный анализ. Результаты определения локального химического состава образцов сплавов ВТ38 и Ti-Mo-Nb-Al-Si методом количественного МРСА в исходном состоянии и после термоэкпозиции приведены в таблице 14.
Как указывалось выше, фотографии при МРСА сделаны в режиме СОМРО, изображение в котором формируется обратноотражёнными электронами (рисунки 45-50). На всех фотографиях в структуре сплава ВТ38 четко видно присутствие Gd (светлые участки). Однако, представление о точном распределении и количестве Gd и GdO эти снимки не дают, т.к. контрастность цвета меняется при изменении химического состава среды (количества кислорода и т.д.), а также её морфологии, в связи с чем оксиды гадолиния по своему цветовому контрасту могут быть похожи на другие соединения или элементы присутствующие в сплаве ВТ38 [41]. 3.6 Исследование изменения микроструктуры поверхностных слоев сплавов ВТ38 и Ti-Mo-Nb-Al-Si после различных температурно-временных параметров термоэкспозици
Для сравнения процессов газонасыщения сплавов разного класса, как уже упоминалось в предыдущей главе, в качестве сплава сравнения был взят псевдо-Р сплав Ti-Mo-Nb-Al-Si, применяемый за рубежом в качестве жаропрочного листового титанового сплава [42].
В исходном состоянии (рис. 51) микроструктура сплава представлена зернами глобулярной а - фазы, формирование такой микроструктуры обеспечивает, как правило, высокие значения предела выносливости. Рис.52 Микроструктура сплава ВТ38, 500С, 10 ч. (светлопольное изображение)
Микроструктура сплава ВТ38 после выдержки 500С, 10 ч. (рис. 52) аналогична исходной. Глубина газонасыщенного слоя 1 мкм. После выдержки в течение 10 ч. при температуре 500С морфология структуры сплава ВТ38 не изменялась, что свидетельствует о её стабильности в этом температурном интервале [43].
Следует особенно отметить, что сплав ВТ38 имеет высокую термическую стабильность, т.к. в нем отсутствуют фазовые превращения.
Также можно предположить, что благодаря присутствию гадолиния армирующие частицы (силициды, оксиды) при повышении температуры до 700С и увеличении выдержки до 500 часов (рис. 55) практически не изменяют своего размера, что косвенно может свидетельствовать о термостабильности сплава.
Исследование влияния содержания Gd на микроструктуру сплава ВТЗ8 в исходном состоянии и после термоэкспозиции
За счёт введения Gd происходит модифицирование структуры слитка (рис. 65-67) по сравнению со структурой слитка без Gd (рис. 71): измельчение литой структуры, улучшение однородности микроструктуры, уменьшение размера структурных составляющих.
Листы из сплава без Gd обладают более грубой структурой и имеют выраженную анизотропию (рис. 72). Микроструктура листов из сплава ВТ38 с 0,05% Gd представлена глобулярными зернами а-фазы (рис. 68). Структура равномерна по всему объёму листа, однако, наблюдаются зоны с отдельными зернами а-фазы, размер которых заметно больше окружающих.
При содержании Gd 0,2% характер микроструктуры не изменяется (рис. 70), а-фаза имеет глобулярное строение. Следует отметить, что в данном случае микроструктура более однородна, не имеет ярко выраженных областей с крупными зернами. Характерной особенностью микроструктуры исследуемых листов является её идентичность в долевом и поперечном направлениях.
Структура листов сплава ВТ38 без Gd (рис. 72), соответствует классической структуре жаропрочных псевдо а-титановых сплавов после прокатки вблизи температуры полиморфного превращения [48]. Дополнительное легирование гадолинием приводит к уменьшению в структуре первичной и увеличению вторичной ос-фазы, образующейся из Р-фазы в процессе охлаждения с температуры прокатки до комнатной температуры. Т.е. при температуре прокатки в структуре сплава с Gd присутствовало большее количество ос-фазы, по сравнению со сплавом без Gd. По-видимому, различие в структуре связано с присутствием гадолиния. Если в процессе охлаждения после прокатки заготовки без Gd до комнатной температуры преимущественно происходит рост существующих частиц первичной ос-фазы, то для состава с Gd более характерен распад Р-фазы с выделением вторичной дисперсной ос-фазы. Именно с формирование более дисперсной структуры связано увеличение твердости заготовок после горячей пластической деформации: от 37 ед. HRC, характерной для состава без Gd до 39,5 ед. HRC - для состава с Gd.
Для проведения оценки размера исходного Р-зерна после горячей пластической деформации, образцы, вырезанные из плит разного состава, были закалены с температуры на 10С выше температуры Тпп, т.е. с 1010, 1030 и 1050С. Замеры проводили в двух взаимно перпендикулярных направлениях не менее чем в 20 полях зрения.
Результаты измерений представлены в таблице 17. Проведенные исследования показали, что влияние гадолиния сказывается на размере Р-зерна в деформированных полуфабрикатах: в сплаве с 0,2% Gd размер зерна в 3,5 раза меньше, чем в сплаве без гадолиния.
Проведены исследования микроструктуры образцов из листов в отожженном состоянии псевдо ос-титанового сплава ВТ38 с Gd.
Сплав ВТ38 с содержанием Gd 0,05% и 0,2% исследовался в исходном состоянии (образцы из отожженных листов), а также на образцах после термоэкспозиции по режиму 700С в течение 100ч.
Микроструктура исследуемого сплава, независимо от состояния, состоит из следующих структурных составляющих: участки, содержащие равноосные зерна а-фазы, субзерна, имеющие незначительную разориентацию одно относительно другого, а также участки с пластинчатой структурой (Р-превращенное зерно, имеющее вид пачек параллельных а -штастин, разделенных Р-прослойками) (рис.73,74). Объемная доля участков с а -пластин минимальна, по отношению ко всему объему материала.
Проведенные темнопольные исследования участка, содержащего пластины а -фазы, разделенные Р-прослойками показали, что прослойка имеет фрагментированную структуру (рис.75).
Вид структуры сплава ВТ38 после добавления 0,2% Gd представлен на рисунке 73. Идентификация фрагментированных составляющих крайне затруднительна. Фазовое состояние материала с 0,2% Gd характеризуется наличием следующих фаз: а-фаза, а -фаза, Р-фаза (в виде прослоек между пластинами а -фазы), а2-фаза, силициды.
На образцах в исходном состоянии наблюдается незначительный распад с образованием а2-фазы, размером 1-2 нм о чем свидетельствует наличие сверхструктурных рефлексов на дифракционных картинах (рис.73). Фазовые рефлексы сильно размыты и малоинтенсивны, следовательно, исследуемая фаза имеет высокую дисперсность. В данном случае темнопольными методами выявить частицы аг-фазы не удалось.
Дополнительная температурная выдержка 700С в течение 100 ч. существенно влияет на фазовое состояние сплава ВТ38 (рис. 76, 77). Наблюдается интенсивный распад твердого раствора с образованием аг-фазы, что подтверждается присутствием на дифракционных картинах четких сверхструктурных рефлексов (рис. 78, 81). Размер отдельных частиц 10-15 нм. Частицы аг-фазы равномерно распределены в объеме материала, однако характер распада имеет некоторые особенности в зависимости от участка структуры. Вблизи границ а-зерен и Р-превращенного объема отмечаются протяженные зоны свободные от выделений (ЗСВ) шириной до 200нм (рис. 78), подобных зон в участке с субзеренной структурой, вблизи субграниц, не наблюдается. Внутри а -пластин также выделяются частицы аг-фазы, но их распределение по объему пластины имеет более гетерогенный характер, т.е. наблюдается активное зарождение фазы на дислокациях (рис. 81). Также присутствуют ЗСВ шириной до 200 нм. Однако, поскольку зарождение аг-фаз на дислокациях совершенно не характерно, то с большой долей вероятности эти выделения можно идентифицировать как выделения фаз, содержащих Gd.
