Содержание к диссертации
Введение
Глава I. Состояние вопроса 10
1.1. Пути снижения плотности титановых сплавов 10
1.1.1. Феноменология плотности 11
1.1.2. Плотность сплавов как функция химического и фазового состава 13
1.1.3. Теоретический расчет плотности сплавов 17
1.1.4. Общие принципы снижения плотности сплавов 19
1.1.5. Пути снижения плотности титановых сплавов 20
1.1.6. Системы легирования титана с пониженной плотностью 23
1.1.7. Способы получения титановых сплавов с пониженной плотностью 33
1.2 Характеристика жаропрочных титановых сплавов 36
1.3 Влияние редкоземельных металлов на свойства титана 50
1.3.1. Влияние скандия на свойства титана 50
1.3.2. Влияние гадолиния на свойства титана 54
1.4. Заключение по литературному обзору и постановка задач исследований 56
Глава II Объекты и методы исследования 59
2.1. Объекты исследования 59
2.2. Методы исследования 63
Глава III Фазовый состав, структура и физико-механические свойства сплавов систем Ti-Sc, Ti-6Al-Si и Ti-6Al-Sc 67
3.1 Выбор системы легирования для создания сплавов на основе титана с пониженной плотностью 67
3.2 Формирование фазового состава, структуры и свойства сплавов системы Ti-6Al-Sc - 83
3 3.3 Влияние термической обработки на формирование фазового состава, структуры и свойства сплава Ti-6Al-10Sc 105
Выводы по главе III 110
Глава IV Влияние микролегирования гадолинием на структуру и свойства опытного жаропрочного титанового сплава Ti-6,5Al-4Zr-2,4Sn-0,95Nb-0,7Mo-0,2Si 111
4.1 Влияния микролегирования гадолинием на структуру жаропрочного титанового сплава Ti-6,5Al-4Zr-2,4Sn-0,95Nb 0,7Mo-0,2Si в литом и деформированном состояниях 111
4.2 Влияние термической обработки на формирование структуры и свойства жаропрочного титанового сплава Ti 6,5Al-4Zr-2,4Sn-0,95Nb-0,7Mo-0,2Si с различным содержанием гадолиния 120
Выводы по главе IV 127
Глава V Влияние гадолиния на структуру и свойства сварных соединений из опытного сплава Ti-6,5Al-4Zr-2,4Sn-0,95Nb-0,7Mo-0,2Si 129
5.1 Влияние гадолиния на структуру и свойства сварных соединений, полученных аргонно-дуговой сваркой нерасходуемым электродом 129
5.2 Структура и свойства сварных соединений, полученных аргонно-дуговой сваркой расходуемым электродом из опытного сплава Ti-6,5Al-4Zr-2,4Sn-0,95Nb-0,7Mo-0,2Si с различным содержанием гадолиния 141
Выводы по главе V 149
Выводы по работе 152
Список литературы 154
- Системы легирования титана с пониженной плотностью
- Выбор системы легирования для создания сплавов на основе титана с пониженной плотностью
- Влияние термической обработки на формирование структуры и свойства жаропрочного титанового сплава Ti 6,5Al-4Zr-2,4Sn-0,95Nb-0,7Mo-0,2Si с различным содержанием гадолиния
- Структура и свойства сварных соединений, полученных аргонно-дуговой сваркой расходуемым электродом из опытного сплава Ti-6,5Al-4Zr-2,4Sn-0,95Nb-0,7Mo-0,2Si с различным содержанием гадолиния
Системы легирования титана с пониженной плотностью
Структуры фаз и фазовые равновесия в системе Ti-Al изучены достаточно хорошо [7-8]. Диаграмма состояния системы Ti-Al (рис. 1.2) характеризуется наличием широких областей граничных твердых растворов на основе ос-Ті и (З-Ті, а также интерметаллидных соединений ТізАІ (область осг-фазы) и ТІА1 (область у-фазы).
Из всех существующих фаз в системе Ti-Al наибольший интерес представляют алюминиды титана Ті3А1 (аг) и TiAl (у). Наряду с высокой прочностью они обладают малой плотностью (4,20 и 3,80 г/см , соответственно), высокой термической стабильностью в интервале температур 600-800С и хорошими литейными свойствами, что предопределяет перспективность создания сплавов с пониженной плотностью на их основе.
Вследствие особенностей дислокационного строения и преобладания ковалентной связи интерметаллиды ТізАІ и TiAl обладают низкой пластичностью (8 1 % при комнатной температуре, 5 % при 1000С) и неудовлетворительной вязкостью [13, 14], поэтому разработанные к настоящему времени сплавы на их основе легируют «тяжелым» ниобием, который повышает пластичность, вязкость и сопротивление окислению, но значительно увеличивает плотность. Так, для сплавов на основе Ті3А1 Альфа 2 и Супер-альфа-2, содержащих 10-11 мас. % Nb, плотность составляет 4,60 ли т т и 4,65 г/см соответственно [30J. Сплавы на основе liAl (например, 1NB) также легированы ниобием до 10 мас. % и имеют несколько меньшую плотность (около 4,35 г/см ), т. к. содержат большое количество алюминия (до 47 мас. %) [14, 16]. Таким образом, плотность в данном случае является второстепенными показателями, а технологическая пластичность и жаропрочность оказываются намного важнее удельной прочности.
В настоящее время существует два традиционных подхода к решению задачи повышения пластичности и технологичности сплавов на основе алюминидов титана: первый подход подразумевает измельчение зерна [15, 16], а второй - регулирование параметров микроструктуры путем термической обработки [17, 18].
Анализ многочисленных работ, посвященных влиянию структуры на комплекс свойств сплавов на основе аг-фазы, показывает, что достижение уровня пластичности «5=3-6% (сплавы типа «супер-осг») может быть обеспечено и в сплавах с малой объемной долей -фазы путем регламентации структуры [15–18].
Алюминий является одним из основных легирующих элементов для титановых сплавов. Одним из путей понижения их плотности может быть увеличение его содержания в сплаве. Если такой сплав не рассматривать как жаропрочный, то нет опасности его охрупчивания при повышенных температурах из-за выделения когерентных дисперсных частиц 2-фазы, а вопрос технологической пластичности может быть решен за счет термоводородной обработки [3, 38, 71].
Сплавы системы Ti–Al–Si
Несмотря на хорошие литейные свойства сплавов на основе алюминидов титана, технология их производства путем индукционной плавки сильно осложнена из-за больших температур плавления интерметаллидов, а также их высокой химической активности (расплав вступает в реакцию с материалами тиглей). В связи с этим применяются альтернативные методы порошковой металлургии – быстрая кристаллизация гранул (с последующим горячим изостатическим прессованием – ГИП) и реактивное спекание порошков (самораспространяющийся высокотемпературный синтез – СВС) [16, 21, 24, 27]. Последний способ является наиболее перспективным и относительно легко осуществимым. Однако материалы, полученные методом СВС, могут обладать пористостью до 65% (вследствие диффузии газов и объемных эффектов превращения в процессе реакции), что негативно сказывается на механических характеристиках. Решить эту проблему можно путем легирования кремнием, который замедляет взаимодействие титана и алюминия при спекании, что сопровождается длительным сохранением жидкой легкоплавкой эвтектики Al–Si, которая успевает заполнить поры [19]. Кроме того, кремний улучшает высокотемпературное сопротивление окислению титановых сплавов [20, 21] и повышает сопротивление ползучести [22].
Кроме того, в работе [23] предлагается применять механическое легирование как один из эффективных способов получения субмикро- и наноструктурных композиций системы Ti–Al–Si. Кремний включен в систему легирования с целью выделения упрочняющих частиц Ti5Si3 и Ti3Si, которые образуются в течение технологического процесса механического легирования. Так, в работах [23, 24] предложены варианты реализации различных режимов механического легирования для получения требуемой объемной доли интерметаллидов.
Следует также отметить, что при получении композиций системы Ti– Al–Si методом механического легирования в неравновесных условиях можно в несколько раз увеличить растворимость алюминия в титане (до 60 ат. %, т. е. вплоть до области существования интерметаллида TiAl) [25].
Сплавы систем Ti–Si, Ti–B, Ti–Si–B, Ti–Si–B–Sn
Кремний в титановых сплавах является эвтектоидообразующим -стабилизатором. В системе Ti–Si существует пять соединений: Ti3Si, Ti5Si3, Ti3Si4, TiSi, TiSi2.(рис. 1.3). Из них только два соединения (инконгруэнтное Ti3Si и конгруэнтное Ti5Si3), образующихся в богатой титаном области, имеют практическое значение для титановых сплавов и используются в качестве упрочняющих частиц. Силициды Ti3Si и Ti5Si3, в отличие от многих других интерметаллидов титана, образующихся в бинарных системах с -эвтектоидообразующими -стабилизаторами, выделяются в процессе охлаждения и обеспечивают эффективное упрочнение.
Анализ литературы позволяет выделить следующие благоприятные факторы при легировании титана кремнием:
- снижение плотности сплавов на 2–4% при введении до 10 мас. % Si [ХХ];
- эффективное измельчение первичного -зерна (до 200 мкм) при добавках кремния до 1 мас. % [27], что позволяет получить мелкозернистую структуру уже в литом состоянии (механизм измельчения подробно описан в [28]);
- следствием измельчения зерна является повышение комплекса механических свойств [22-26];
- кремний снижает концентрацию кислорода в расплаве [29], что благоприятно сказывается на механических свойствах;
- находясь в твердом растворе, кремний увеличивает сопротивление ползучести [30–32];
- увеличивается стойкость сплавов к окислению, как при комнатной, так и при повышенных температурах, за счет образования комбинированной оксидной пленки TiO2/SiO2 [33] и замедления диффузии кислорода в оксидную пленку TiO2 вследствие уменьшения концентрации вакансий [34, 35];
- улучшается износостойкость [36, 37].
Выбор системы легирования для создания сплавов на основе титана с пониженной плотностью
Для создание сплава на основе титана, имеющего плотность на 5% меньше, чем у сплава ВТ6 (Ti-6Al-4V) возможно использовать элементы, которые имеют плотность ниже, чем у титана. Проведенный анализ взаимодействия титана с такими элементами, описанный в литературном обзоре, позволил выбрать несколько элементов для дальнейшего исследования. С использованием программы JMatPro было рассчитано содержание легирующих элементов, которое обеспечило бы плотность сплава на 5 % ниже, чем у сплава ВТ6 (4,45 г/см3), что соответствует значению 4,22 г/см3. Расчеты результатов представлены в таблице 3.1.
Проведенные расчеты изменения фазового состава в зависимости от температуры нагрева для сплавов Ti-6Al-10Si и Ti-7Al-8Si, показали что основное отличие этих сплавов состоит в количественном соотношении - Далее по тексту содержание элементов указано в масс.% фазы и интерметаллида Ti5Si3. Расчет показал наличие в структуре этих сплавов 25 и 32% осг-фазы, соответственно. Образование осг-фазы происходит при достижении полного равновесия в системе, которое в реальных условиях не достигается. Скорее всего, при температуре ниже 600С в структуре сплава Ti-7Al-8Si будет присутствовать около 70% ос-фазы и 30% Ti5Si3, в сплаве Ti-6Al-10Si около 60% ос-фазы и 40% Ti5Si3 (рис. 3.1). Для дальнейших исследований был выбран сплав Ti-7Al-8Si из-за меньшего количества образующегося интерметаллида. Плотность сплавов при нормальной температуре близка по значениям к 4,20 г/см и с повышением температуры уменьшается (рис. 3.2).
Проведенные с помощью программы расчёты плотности сплавов, содержащих более 0,1 %В, показали резкое увеличение плотности. По-видимому, оно связано с образованием значительного количества боридов титана. Несмотря на то, что этот сплав имеет по расчетам высокую прочность, однако в этом сплаве может быть получено частично аморфное состояние, что должно привести к существенному снижению плотности [99]. Сплав Ti-8Si-4B имеет достаточно низкие температуры образования Р- и жидкой фаз (рис. 3.3), разница между моментом образования Р-фазы и ее расплавлением составляет не более 400С, что косвенно подтверждает возможность аморфизации сплава.
Сплав І1-20 масс.% bс по расчетам должен иметь плотность 4,20 г/см и высокие механические характеристики за счет дисперсионного упрочнения твердого раствора, что позволяет предполагать повышение удельных характеристик в целом (рис. 3.3).
Таким образом, несмотря на многообразие химических элементов, имеющих плотность меньше, чем у титана их круг сильно сужается, когда речь идет о создании сплава на его основе. Для оценки возможности создания сплава с пониженной плотностью на первом этапе работы было выплавлено три слитка по 200 грамм следующих составов:
1. Ti-20Sс
2. Ti-7Al-8Si
3. Ti-8Si-4B
Выплавку слитков проводили в вакуумной индукционной печи Xereus. Для выплавки опытных сплавов был проведен расчет шихты. Использовали губчатый титан фракций 5012 мм марки ТГ100, легирующие элементы вводились в чистом виде или лигатур (см. Главу II). На первом этапе работы были исследованы структура, фазовый состав и плотность опытных сплавов в литом состоянии.
Сплав Ti-7Al-8Si в литом состоянии имеет структуру, представленную частицами -фазы, по морфологии напоминающие оси дендритов разных порядков с расположенным между ними эвтектоидом (+Ti5Si3) (рис. 3.5 а). Фазовый состав представлен -твердым раствором и силицидом титана Ti5Si3 (рис. 3.5 б).
Структура слитка из сплав Ti-8Si-4В представлена -матрицей с расположенными в ней частицами TiB с морфологией, близкой к дендритной, и дисперсной эвтектоидной смесью (+Ti5Si3) (рис. 3.6 а). Четкие пики на дифрактограмме от -фазы, TiB и Ti5Si3 свидетельствуют о кристаллическом строении слитка (рис. 3.6 б).
В тоже время сплав Ti-20%Sc в литом состоянии имеет структуру, несвойственную «классическим» титановым сплавам в этом состоянии: для –, псевдо – и +–титановых сплавов характерна грубопластинчатая внутризеренная структура –фазы [102-106], а в сплаве Ti-20%Sc она дисперсная (рис. 3.7 а). Это, по-видимому, обусловлено тем, что скандий является элементом, введение которого в сплав позволяет существенно измельчать его структуру. Фазовый состав сплава Ti-20Sс представлен двумя -твердыми растворами на основе титана и скандия (рис. 3.7 б). Например, скандий, как модификатор, добавляют в долях процента в алюминиевые сплавы, что позволяет существенно измельчить их структуру в литом состоянии, повысить прочность и температуру рекристаллизации. Известно, что Sc добавляют в сплавы системы Ti-Al, что приводит к эффективному измельчению структуры [100-105].
На следующем этапе работы была предпринята попытка преобразования литой структуры с помощью термической обработки. Температуры нагрева выбирали на основе диаграмм состояния. Так закалка сплава Ti-7Al-8Si с температур 1100 и 1000С, отвечающих двухфазной (+Р)-области или вакуумный отжиг в течение 15 часов при температуре 1000С практически не приводят к изменению структуры, сформировавшейся в процессе литья (рис. 3.8). Это обусловлено тем, что кремний относится к непереходным Р-эвтектоидообразующим стабилизаторам, поэтому Р-фаза не устойчива в процессе охлаждения и претерпевает эвтектойдный распад даже при высоких скоростях охлаждения (закалки). Длительный вакуумный отжиг обеспечивает более полное протекание диффузионных процессов, что способствует выделению силицидов в частицах первичной ос-фазы (рис. 3.8 в).
В сплаве Ti–8Si–4B при закалке с температур 860-900С наблюдаются процессы частичной глобуляризации частиц TiB (рис. 3.9 а, б). Вакуумный отжиг в течении 15 часов при 900С позволяет сформировать структуру с равномерно распределенным по -матрице боридом титана, а медленное охлаждение с печью приводит к небольшому росту частиц Ti5Si3 (рис. 3.9 в).
Однако полученный сплав оказался очень хрупким. Наблюдалось выкрашивание материала даже в процессе шлифовки при подготовке образцов на микроструктуру, кроме того реальная плотность сплава сопоставима с плотностью ВТ6, что является неудовлетворительным. Поэтому дальнейшие исследования на данном сплаве не проводили.
Для сплава Ti-20%Sc, основываясь на равновесной диаграмме состояния, было выбрано несколько температур нагрева под закалку в интервале 1030-1070С с шагом в 10С. С повышением температуры нагрева в структуре сплава уменьшается количество -скандия и увеличивается количество мартенсита , что сопровождается увеличением периодов а и с его кристаллической решетки, т.к. атомный радиус скандия больше атомного радиуса титана. Закалка с 1070С приводит к формированию однофазного мартенситного состояния (рис. 3.10).
Проведенные исследования показали, что температура перехода в однофазную -область для сплава Ti-20%Sc соответствует температуре 1060С.
Медленное охлаждение с печью от температур двухфазной (Sc+Ti) – области приводит к существенному укрупнению частиц -скандия (рис. 3.11 а) и достижению значения твердости 80 ед. HRB.
В закаленном состоянии твердость сплава повышается до 18 ед. HRC (97-98 HRB), а после старения при температуре 600С в течение 4-х часов твердость увеличивается до 30 ед. HRC за счет распада образующегося при закалке мартенсита (рис. 3.11б). В равновесном состоянии, т.е. после отжига или старения, фазовый состав сплава представлен двумя -твердыми растворами на основе титана и скандия.
Влияние термической обработки на формирование структуры и свойства жаропрочного титанового сплава Ti 6,5Al-4Zr-2,4Sn-0,95Nb-0,7Mo-0,2Si с различным содержанием гадолиния
Из полученных опытных плит толщиной 12 мм были изготовлены горячекатаные листы толщиной 2,2 мм. Деформацию плит проводили после нагрева до температуры 940С и выдержки в течение 30 минут с суммарной степенью обжатия 80% с последующим охлаждением на воздухе. Затем листы подвергали пескоструйной обработке и травлению по промышленной технологии для жаропрочных титановых сплавов. Внешний вид полученных листов показан на рисунке 4.6.
Структура образцов, вырезанных из листов в деформированном состоянии, представлена на рисунке 4.7. Существенной разницы в структуре сплавов, содержащих разное количество Gd, обнаружено не было. Горячекатаные листы были отожжены при температуре 950С с последующим охлаждением на воздухе [137], что привело к незначительному укрупнению и глобуляризации частиц первичной -фазы (рис. 4.8).
Опытный сплав Ti-6,5Al-4Zr-2,4Sn-0,95Nb-0,7Mo-0,2Si относится к жаропрочным сплавам, поэтому на следующем этапе работы было исследовано формирование структуры и скорость окисления отожженных листовых образцов после изотермической выдержки при 700С в течении 100 часов.
Проведенные исследования показали, что длительная выдержка при 700С не приводит к изменению размера первичной -фазы. Однако повышенная травимость областей между ними обусловлена дополнительным распадом метастабильной -фазы, зафиксированной в сплавах в процессе охлаждения на воздухе с температуры 950С (рис. 4.8). О протекании процессов распада -фазы свидетельствует уменьшение периода ее кристаллической решетки после выдержки при 700С (табл. 4.3).
Рентгеноструктурные исследования, проведенный на деформированных, отожженных образцах и после изотермической выдержки, не выявили наличие каких-либо дополнительных фаз, помимо а и (3. Однако исследования структуры сплавов на просвечивающем электронном микроскопе показали, что длительная изотермическая выдержка при 700С способствует образованию г-фазы и силицидов (рис. 4.10). В процессе выдержки когерентные дисперсные частицы 2-фазы выделяются в объеме частице а-фазы, при этом на границах 2-фаза не образуется, так как полностью не успевают протекать диффузионные процессы, связанные с (3 превращением, поэтому границы -фазы обеднены алюминием. Однако на них происходит выделение силицидов, вследствие того, что в составе опытных сплавов присутствует кремний в количестве 0,18 масс. % превышающем предельную его растворимость в -фазе. Следует отметить, что введение в опытный сплав Ti-6,5Al-4Zr-2,4Sn-0,95Nb-0,7Mo-0,2Si 0,2 масс.% Gd приводит к уменьшению среднего размера силицидов с 0,25 до 0,15 мкм (рис. 4.11 а и б).
Проведенные исследования по определению глубины альфированного слоя методом косых шлифов, покали, что введение в сплав Ti-6,5Al-4Zr-2,4Sn-0,95Nb-0,7Mo-0,2Si 0,05% практически не сказывается на глубине альфированного слоя, по сравнению со сплавом Ti-6,5Al-4Zr-2,4Sn-0,95Nb-0,7Mo-0,2Si, который составляет 100-110 мкм (рис. 4.12 а и б). Дополнительное введение в сплав ТІ-6,5Al-4Zr-2,4Sn-0,95Nb-0,7Mo-0,2Si 0,2% Gd уменьшает глубину альфированного слоя до 70-80 мкм (рис. 4.12в). Таким образом, введение в сплав 0,2 % гадолиния приводит к снижению скорости окисления, а соответственно к увеличению жаростойкости сплава.
На следующем этапе работы было исследовано влияние гадолиния на малоцикловую усталость. Образцы для испытаний на циклическую долговечность были отожжены при температуре 950С в течении 1 часа, с последующем охлаждением на воздухе, а затем выдержаны при температуре 700С в течении 100 часов, с последующем охлаждением на воздухе.
Испытания проводили в ФГУП «ВИАМ» на 6 образцах каждого состава на установке Zwick/Roell Amsler 100 HFP 5100 со знакопостоянной нагрузкой при maxнетто = 207 МПа, частотой f = 49 Гц, коэффициентом асимметрии R = 0,1, температура испытаний 20С. Результаты испытаний приведены в таблице 4.4.
Анализ полученных результатов показал, что с увеличение содержания гадолиния до 0,2% в сплаве Ti-6,5Al-4Zr-2,4Sn-0,95Nb-0,7Mo-0,2Si, его циклическая долговечность возрастает примерно на 30%.
Испытания на кратковременную прочность при температуре 700С образцов, отожженных при 950 С, показали, что увеличение содержания гадолиния в опытном сплаве позволяет в 1,3 раза увеличить значение предела прочности (табл. 4.5).
Структура и свойства сварных соединений, полученных аргонно-дуговой сваркой расходуемым электродом из опытного сплава Ti-6,5Al-4Zr-2,4Sn-0,95Nb-0,7Mo-0,2Si с различным содержанием гадолиния
На следующем этапе была проведена автоматическая аргонно-дуговая сварка листов из сплава Ti-6,5Al-4Zr-2,4Sn-0,95Nb-0,7Mo-0,2Si расходуемым электродом. В качестве расходуемого электрода была использована «лапша» сечением 2х2 мм, нарезанная из листовых заготовок Ti-6,5Al-4Zr-2,4Sn-0,95Nb-0,7Mo-0,2Si с 0,05 и 0,2 масс.% Gd. Было исследовано влияние данного вида сварки на формирование структуры, фазового состава, а также свойства сварного соединения. Сварка осуществлялась на установке АДСВ-7 с источником питания ВСВУ 630 за один проход электронной дугой с силой тока 150А, напряжением на дуге 10В, скоростью прохода электрода над листом 6,2 м/с в защитной двухсторонней среде. Внешний вид полученных образцов представлен на рисунке 5.7.
Макроструктура сварного соединения представлена крупными -зернами (рис. 5.8). При этом сварка электродами из сплава Ti-6,5Al-4Zr-2,4Sn-0,95Nb-0,7Mo-0,2Si с различным содержанием гадолиния приводит к измельчению исходного -зерном (рис. 5.8), по сравнению со сварным швом, полученным нерасходуемым электродом, что по-видимому связанно с легированием зоны расплавления гадолинием и преимущественным его расположением на границе зерна, что приводит к затруднению процессов роста. Так средний размер исходного -зерном в сварном шве, сваренном электродом составом Ti-6,5Al-4Zr-2,4Sn-0,95Nb-0,7Mo-0,2Si достигает 1400 мкм, а в шве сваренным составом с добавлением 0,05 и 0,2масс. % Gd - 270 и 320 мкм соответственно. Макроструктура сварного шва сплава Ti-6,5Al-4Zr-2,4Sn-0,95Nb-0,7Mo-0,2Si сваренного не расходуемым электродом имеет самый крупный размер зерна, поскольку при всех равных условиях проведения процессов локального расплавления при сварки, в нем нет легирующих добавок способных уменьшить интенсивность процесса роста в СШ (рис. 5.8).
Исследование структуры, проведенное по сечению сварного соединения образцов из опытного сплава Ti-6,5Al-4Zr-2,4Sn-0,95Nb-0,7Mo-0,2Si, сваренных электродами составами Ti-6,5Al-4Zr-2,4Sn-0,95Nb-0,7Mo-0,2Si+0,05 и 0,2% масс. Gd показало следующее: микроструктура зоны термического влияния (ЗТВ) практически не изменяется с увеличением содержания гадолиния в электроде и имеет схожую морфологию частиц, представленную -твердым раствором и небольшим количеством частиц -фазы (рис. 5.9), при этом твердость в этих зонах имеет значение 39 ед. HRC, что связанно с образованием более дисперсных частиц в переходной зоне при охлаждения после сварки. Микроструктура шва представлена тонкими пластинами -фазы, расположенными в теле исходного -зерна и по его границе в виде -оторочки. При этом сварной шов, полученный электродом с 0,05 масс. % Gd имеет более мелкодисперсную структуру -пластин, что объясняет и более высокие значения твердости сварного шва (табл. 5.4).
На следующем этапе работы было исследование влияния термической обработки на структуру, фазовый состав и свойства сварных соединений из сплава Ti-6,5Al-4Zr-2,4Sn-0,95Nb-0,7Mo-0,2Si. На основании проведенных исследований, описанных в разделе 5.1, был выбран двухступенчатый режим отжига: нагрев до 900С с последующей выдержкой в течение 1 час, охлаждением с печью до 730С, выдержкой 1 час и охлаждением на воздухе. Проведенные металлографические исследования показали, что структура основного металла остается практически без изменений, при этом твердость не значительно уменьшается до 38-39 ед. HRC, вследствие протекания процессов рекристаллизации в процессе термической обработки (рис. 5.10), в то время как в зоне термического влияния наоборот увеличивается, что связанно с распадом метастабильной -фазы, зафиксированной в структуре в процессе охлаждения (табл. 5.5), о чем свидетельствует появление в структуре дисперсных пластинчатых выделений -фазы (рис. 5.10). Вследствие возникновения термических напряжений, связанных с ускоренным охлаждением небольшого замкнутого объема расплавленного металла в процессе сварки, последующая термическая обработка приводит к протеканию процессов полигонизации в пластинах -фазы и их делению. Этим обусловлено исчезновение сплошной -оторочки по границам исходного -зерна. Кроме того, вследствие ускоренное охлаждение расплавленного металла, в структуре сохраняется избыточное, по сравнению с равновесным, количество -фазы, которая претерпевает распад при термической обработке, что также способствует диспергации структуры и увеличению твердости (рис. 5.10, табл. 5.5)
На следующем этапе работы были проведены механические испытания при комнатной температуре на статическое растяжение образцов из сплава Ti-6,5Al-4Zr-2,4Sn-0,95Nb-0,7Mo-0,2Si, сваренных электродами с различным содержанием гадолиния, предварительно подвергнутых термической обработки по разработанному режиму. Образцы были подготовлены согласно ГОСТ 6996-66 п.8.1: утолщение металла в зоне сварного шва снято при помощи механической обработки, с последующим удалением металла по всей поверхности не превышающее 15 % от толщины испытуемого образца, при этом шероховатость поверхности не превышала 6,3 мкм.
Проведенные механические испытания показали, что в образце из сплава Ti-6,5Al-4Zr-2,4Sn-0,95Nb-0,7Mo-0,2Si, сваренного электродом состава Ti-6,5Al-4Zr-2,4Sn-0,95Nb-0,7Mo-0,2Si-0,05Gd в обработанном состоянии предел прочности составил 1010 МПа, при этом разрушение происходило по основному металлу и имело пластичный характер, о чем свидетельствует образование «шейки» в очаге разрушения. Относительное удлинение составило 10% (табл. 5.6). С увеличением количества гадолиния в электроде до 0.2 масс. % происходит небольшое увеличение прочности до 1030 МПа (табл. 5.6), что также свидетельствует о влияние гадолиния на прочность границы зерна.
Проведенные испытания сварных соединений, полученных расходуемым электродом, на разрыв при температуре 700 С показали примерно равные значения прочности для образцов, сваренных электродами с 0,05 и 0,2% гадолиния. Разрушение образцов происходит по основному металлу. Однако пластичность образца с меньшим содержанием гадолиния при испытаниях в условиях повышенной температуры (700 С) несколько выше, что связанно с меньшей диспергацией структурных составляющих при последующей термической обработке. Следует отметить, что проведенные механические испытания при температуре 700С, показали прочность образцов, полученных сваркой нерасходуемым электродом на 10 и 15% выше для сплавов с 0,05 и 0,2% Gd соответственно, при меньшем значении относительного удлинения, которое составило 30%.