Содержание к диссертации
Введение
Глава I. Состояние вопроса 8
1.1. Области и перспективы применения жаропрочных сплавов на основе интерметаллида Ті3Л1 8
1.2. Диаграммы состояния системы Ti-ЛІ, как основа разработки жаропрочных титановых сплавов 13
1.3. Принципы легирования, структура и механические свойства сплавов на основе ТізАІ 20
1.4. Технология производства деформированных полуфабрикатов сплавов на основе ТізА1 32
1.5. Применение водородных технологий при получении и обработке полуфабрикатов и изделий из сплавов на основе Ті3А1 35
1.6. Заключение по литературному обзору 53
Глава II. Объекты и методы исследования 56
2.1. Объекты исследований 56
2.2. Методы исследования и использованные приборы 57
Глава Ш. Исследование фазовых превращений и процессов образования бимодальной структуры в сплаве 7115, легированном водородом 62
3.1. Влияние температуры и концентраций водорода на фазовый состав и структуру сплава 7115 64
3.2. Исследование изотермических фазовых и структурных превращений в закаленном сплаве 7115, легированном водор одом 82
3.3. Фазовые превращения при вакуумном отжиге сплава 7115, легированного водородом 92
Глава IV. Влияние параметров бимодальной структуры на механические и эксплуатационные свойства сплава 7115 105
4.1. Формирование бимодальной структуры сплава 7115, легированного водородом, при вакуумном отжиге 105
4.2. Влияние типа и параметров структуры на механические свойства сплава 7115 115
Основные выводы по работе 120
Список литературы 123
- Диаграммы состояния системы Ti-ЛІ, как основа разработки жаропрочных титановых сплавов
- Методы исследования и использованные приборы
- Исследование изотермических фазовых и структурных превращений в закаленном сплаве 7115, легированном водор одом
- Влияние типа и параметров структуры на механические свойства сплава 7115
Введение к работе
Актуальность проблемы. Особый интерес исследователей к сплавам на основе интерметаллида титана (ТізАІ) связан с высокими показателями удельной жаропрочности и жаростойкости этих материалов. По этим характеристикам они превосходят лучшие промышленные жаропрочные титановые сплавы, а также могут успешно конкурировать со сталями и никелевыми сплавами при температурах до 700-75(ГС.
Однако низкая технологичность при горячей обработке давлением и недостаточная пластичность при нормальной температуре сплавов на основе алюминида титана TijAl не только затрудняет, но и в ряде случаев исключает возможность изготовления из них некоторых видов полуфабрикатов и изделий традиционными способами термомеханической обработки.
Результатом возможного решения данной проблемы явилось создание группы сплавов с аг+р(В2)-структурой, наиболее известными из которых являются «ос2» и «супер а2» (США), а также ВТИ-1 (Россия). С целью повышения технологичности при горячей обработке давлением и пластичности при нормальной температуре их легируют достаточно высоким количеством ниобия (до 25 масс.%) и рядом других дорогостоящих J3-стабилизаторов. Однако это повышает плотность сплава до 4,6-4,8 г/ см3, а высокая объемная доля р-фазы не позволяет реализовать весь ресурс их жаропрочности, так как приводит к разупрочнению и развитию ползучести при температурах свыше 600°С.
Комплексный подход к разработке сплавов на основе TijAl и технологии их обработки привёл к созданию в МАТИ им. К.Э.Циолковского нового сплава 7115 (патент РФ № 2081929) со значительно более низким содержанием ниобия (до 3„4%), что позволило снизить плотность (до 4,3 г/см3) и количество р-фазы, а следовательно, повысить жаропрочность и понизить стоимость. Проблемы деформируемости, формирования оптимального структурного состояния и комплекса свойств решаются применением водородных технологий, сочетающих терм о водородную обработку (ТВО) и водородное пластифицирование (ВП). Первая позволяет в широких пределах управлять структурой сплава и обеспечивать оптимальный комплекс свойств в полуфабрикатах и изделиях. Второе позволяет повысить технологическую пластичность при горячей деформации.
К настоящему времени проведено большое количество исследований фазовых превращений и процессов структурообразования в сплаве 7115, легированном водородом, при различных видах термической обработки: закалке, изотермической обработке, отжиге и т.д. Изучено влияние различных схем и режимов терм о водородной обработки и водородного пластифицирования на структуру и кратковременные механические свойства сплава при нормальной и рабочих температурах.
Анализ последних исследований зарубежных и российских авторов показывает, что особый интерес представляют структуры бимодального типа, которые позволяют достичь наилучшего сочетания важнейших для жаропрочных сплавов свойств: длительной прочности, сопротивления ползучести, вязкости разрушения, сопротивления усталости и др.
Однако создание в сплаве 7115 бимодальных структур с различным соотношением объёмных долей и размеров структурных составляющих а2-фазы без использования обратимого легирования водородом представляет значительную проблему вследствие малой объёмной доли р-фазы. С другой стороны температури о-концентрационные и кинетические условия формирования бимодальной структуры в сплавах этого класса при термоводородной обработке изучены недостаточно. Это не позволяет разрабатывать технологические процессы, основанные на водородных технологиях и направленные на оптимизацию структурного состояния и механических свойств полуфабрикатов и изделий из сплава 7115.
Целью настоящей работы является установление закономерностей формирования бимодальных структур в сплаве 7115 на основе интерметалл и да ТІ3А1 при обратимом легировании водородом и разработка технологии термоводородной обработки этого сплава, направленной на оптимизацию его структуры и комплекса механических свойств.
Для достижения этой цели в работе поставлены и решены следующие задачи:
- установление закономерностей формирования фазового состава и структуры сплава при его легировании водородом;
- исследование изотермических фазовых и структурных превращений при старении сплава, легированного водородом;
- установление закономерностей формирования структур бимодального типа в процессе вакуумного отжига водородосодержащего сплава;
- определение влияния типа и параметров структуры сплава на комплекс механических свойств при нормальной и рабочей температурах.
Научная новизна:
1. Уточнена диаграмма фазового состава сплава 7115, легированного водородом, в области концентраций водорода от 0,3 до 0,8% и температур свыше 800°С. Впервые установлено, что растворение водорода в аг-фазе приводит к повышению температуры начала её разупорядочения и расширению (а2+Р) фазовой области в сторону высоких температур.
2. Показано, что температурная зависимость среднего размера зерен а2-фазы в водородосодержащем сплаве 7115 имеет немонотонный характер вследствие опережающего растворения наиболее мелких а2-частиц с более низкой степенью упорядочения. Максимальный средний размер зерна а2-фазы в сплаве с содержанием водорода 0,6-0,8% достигается при температурах 850-900°С.
3. Построены температурно-временные диаграммы фазового состава сплава 7115 с 0,6 и 0,8% водорода, закаленного от температур а2+Р области, показывающие последовательность изотермических фазовых превращений при старении.
4. Определены последовательность и продолжительность протекания фазовых превращений в сплаве 7115 с 0,6 и 0,8% водорода в процессе непрерывно нагрева и изотермических выдержек в вакууме при температурах от 750 до 900°С, сопровождающемся десорбцией водорода. Установлено влияние режимов вакуумного отжига на тип и параметры структуры сплава.
Диаграммы состояния системы Ti-ЛІ, как основа разработки жаропрочных титановых сплавов
Диаграмма Ті-АІ играет основополагающую роль для титановых сплавов, подобно диаграмме Fe-C для сталей. Первые работы [13-18] по изучению диаграммы состояния Ті-АІ указывали на сложный характер фазовых равновесий этой диаграммы. Данная диаграмма изучалась с начала 50-х годов, и к настоящему времени известны более двух десятков вариантов диаграмм состояния этой системы [13-15]. Помимо соединений Ті3А1, ТІА1, ТІАІз некоторыми авторами [13,14] указывается на существование таких интерметалл и дов, как ТібАІ, Ті2АІ, ТіА12.
Принципиальное отличие диаграмм состояния различных типов заключается в положении области существования а2-фазы - твердого раствора на основе соединения ТізАІ. В ряде работ [13,19] высказано мнение, что а2-фаза образуется по перитектоидной реакции. Считается также [17], что она может образовываться из а - фазы по механизму фазового перехода I рода.
Сводный вариант диаграммы, построенной по данным автора [13], показан на рис. 1.1. На диаграмме со стороны титана имеются однофазные области L, р, а. Согласно диаграмме, затвердевание сплавов, богатых титаном, происходит с образованием первичных кристаллов Р-фазы. Расположение границ (L+p)- области не было окончательно определено. Из диаграммы следует, что в сплавах с концентрацией алюминия в пределах 33...38 ат.% происходит перитектическое превращение L+ р—»у.
Авторы [20] показали, что у-фаза - это твердый раствор на основе соединения ТІА1. Была определена кристаллическая решетка этой фазы, и изучено изменение параметров решетки в зависимости от состава сплава.
Согласно этой диаграмме р- и а-фазы имеют широкие области гомогенности, при этом область существования а-фазы простирается до 13ат.% AI при 500С и до 13,5ат. при 800С. Из диаграммы видно, что температурные границы области (а+Р) интенсивно и непрерывно повышаются с увеличением содержания А1 вплоть до температуры перитектоидного Р+у— а - превращения (1240С).
Более поздние исследования показали, что область существования а-фазы не столь широка, и в пределах этой области возможно образование одной и двух промежуточных фаз. В работе [21] представлена диаграмма состояния системы Ti-Al, значительно отличающаяся от построенных ранее.
Во-первых, на ней нет пунктирных линий, что говорит о проработке всех температурных областей. Во-вторых, на ней отсутствуют некоторые фазовые области, существование которых не подтвердилось. Кристаллизация сплава стехиометрического состава по этой диаграмме происходит так: при температуре 1450С из жидкого металла L выделяются кристаллы Р-фазы, которые затем, взаимодействуя с L по перитектической реакции, образуют у -фазу. Снижение температуры в области (р+у) приводит к превращению оставшейся Р-фазы в у-фазу (вторичную) и при температуре 1000С в у -фазе обоих составов выделяется а2-фаза.
В других работах [22,23] авторы убедительно доказали, что в низкотемпературной области диаграммы ТЇ-А1 образуется а2-фаза с упорядоченной гексагональной кристаллической структурой тип MgjCcL Уже в 60-е годы вопрос о природе фаз был однозначно решен. Однако существовали противоречия в толковании отдельных фазовых равновесий, положении температурных и концентрационных границ некоторых фазовых областей. Так, многие авторы признавали наличие в системе перитектоидного превращения P+ot2- ot при различных температурах.
Авторы некоторых работ [24,25] считали, что конгруэнтное превращение упорядочной фазы а2 в неупорядочную а происходит при температурах ниже границы (а+р) -области и при концентрации до 40ат.% А1.
Во второй половине 70-х годов за основу принимали отечественный вариант диаграммы Ti-Al, который был разработан автором [13]. Однако уточнение положения фазовых границ продолжалось. В работе [26] приведены следующие данные о положении границ между фазовыми областями а и (а-кх2) в температурном интервале 500...800С: граница а/(ои-а2) проходит при 7...8 масс.% А1, граница (а+а2)/сс2 располагается при 14 масс.% AI. Было установлено, что в ненасыщенном твердом растворе а, по составу близком к насыщенному, располагающемуся вблизи фазовой области (а+аг), возможно образование ближнего порядка. Дальнейшие исследования показали, что при низких температурах 800...400С граница 0/(0:+0) может быть смещена в сторону меньших концентраций алюминия.
Положение фазовых границ, отделяющих области и от двухфазной области (а+осз) по данным [14] зависит также от того, какого вида равновесие между а и а2-фазами достигается. Различают равновесие в когерентной и некогерентной системах. Когерентное равновесие - это такое равновесие, при котором между решетками матрицы (а) и дисперсной фазы а.г имеется когерентность. Оно, например, наблюдается при выделении ссг из зафиксированной закалкой пересыщенной а-фазы. Границы области (а+аг) в этом случае оказываются смещены по отношению к существующим для некогерентных фаз. Для когерентного равновесия границы оказываются, сдвинуты в область с большей концентрацией титана. Однако полученное при распаде пересыщенного твердого раствора состояние с когерентностью решеток обеих фаз, несмотря на свою
Методы исследования и использованные приборы
Для исследования микроструктуры использовали оптический микроскоп Neophot-30 с максимальным увеличением 1000 крат, а также растровый электронный микроскоп универсального назначения LEO EVO 40 с максимальным увеличением при проведении исследования 5000 крат.
Подготовка образцов для металлографических исследований (в том числе при исследовании с помощью электронного растрового микроскопа) осуществлялась по стандартной методике [109]. После удаления газонасыщенного слоя грубой шлифовкой образцы подвергали тонкой шлифовке наждачной бумагой различных номеров и окончательной электрополировке в растворе следующего состава: 20% хлорной кислоты (HCIO4, плотность 1,6 г./см3), 80% уксусной кислоты (СНзСООН, плотность 1,0 г/см3). Использовали катод из аустснитной нержавеющей стали. Напряжение на электродах составило 20...ЗОВ. Полировку проводили в стеклянном водоохлаждаемом сосуде.
Для выявления структуры проводили химическое травление в стандартном растворе плавиковой и азотной кислот: 5% HF + 35 % HN03 + 60% дистиллированной воды. В процессе травления сосуд с раствором охлаждали проточной водой для предотвращения наводороживания сплавов. Величина зерна определялась методом секущих. Определение величины зерна производилась непосредственно с помощью металлографического микроскопа, а также косвенным путем по фотоснимкам [110]. С помощью метода секущих линий определялся средний размер зерна по формуле:
В - масштаб изображения. Рентгеноструктурный анализ проводили при комнатной температуре на дифрактометре модели ДРОН-4-07. Параметры съемки: ускоряющее напряжение 35кВ, анодный ток 25мА, фильтрованное Ка медное излучение. Скорость съемки составляла 2 град/мин, скорость счета импульсов изменяли автоматически в пределах от 1000 до 40000 см. Значение угла отражения измеряли по положению центра массы дифракционных максимумов, интегральную интенсивность отражений графическим методом по площади максимума.
По результатам ре нтгено структурного анализа определяли качественный и количественный фазовый состав образцов в состав образцов в соответствии с методикой [111]. Объемную долю фаз рассчитывали по соотношению интенсивностей дифракционных максимумов по формуле:ы где J; - интегральная интенсивность i-ro дифракционного максимума; к - количество отражений.
Расчет периодов кристаллических решеток и атомных объемов фаз проводили по формулам, указанным в работе [112]. Расчеты периодов кристаллических решеток и атомных объемов проводили на ЭВМ по специально разработанной программе «Periods». Полуширину дифракционных максимумов определяли как отношение интегральной интенсивности к высоте.
Для оценки уровня механических свойств использовали следующие параметры: сопротивление при испытании на растяжение (св), предел текучести (о"о,з), относительное удлинение (8) и относительное сужение ( {/). Для определения этой группы свойств использовали стандартные образцы [113].
Испытания на растяжение цилиндрических образцов с гладкими зажимными головками и диаметром рабочей части 5 мм, расчётной длиной 25. проводили в соответствии с ГОСТ 1497-84 на испытательной машине РМУ-005 с максимальной нагрузкой при нормальной температуре с начальной скоростью деформации е=1,4х10"3с" .
Испытание на растяжение при повышенных температурах проводилось согласно ГОСТ 9651-84. Кратковременные испытания согласно данному ГОСТ проводили при температурах 650С на испытательной машине ИП-2 на цилиндрических образцах с резьбовыми зажимными головками диаметром рабочей части 5 мм, расчётной длиной 25 мм.
Испытания на длительную прочность проводились согласно ГОСТІ0145-81 на испытательной машине ИП-2.
Испытания на длительную прочность проводили при температуре 650С при постоянном растягивающем напряжении в течение 100 часов на цилиндрических образцах с резьбовыми зажимными головками диаметром рабочей части 5 мм, расчётной длиной 25 мм.
Для измерения температуры образцов на концах их рабочей части были установлены две термопары, причем так, что горячие спаи плотно соприкасались с поверхностью образцов.
Для определения значений механических свойств диаметр и расчетную длину образцов измеряли на инструментальном микроскопе ВМИ-1 с точностью ±0,01 мм. Пластичность сплавов в условиях растяжения при нормальной и повышенной температурах оценивали относительным удлинением и сужением (5, у), также определяли условный предел текучести (оо2) и временное сопротивление разрыву (ов).
Экспериментальные результаты обрабатывали методамиматематической статистики [14,15]. Величины абсолютной и относительной ошибки проведения эксперимента по основным методам исследования рассчитаны с доверительной вероятностью d=0,01 и приведены в таблице 2.2. Если ошибка метода зависела от абсолютной величины измеряемого параметра, то для нее в таблице указана относительная ошибка, если же ошибка метода определялась погрешностью прибора - то абсолютная ошибка.
Легирование титановых сплавов водородом, в том числе и сплавов на основе Ті3А1, приводит к ряду важных эффектов, определяющих более широкие возможности управления их фазовым составом и структурой при термическом воздействии. Так, введение в титановые сплавы водорода приводит к расширению области стабильности высокотемпературной р-фазы на 200-ЗОСГС в зависимости от состава сплава и увеличению объемной доли Р-фазы при температурах (а+Р)-области. В опубликованных ранее работах [88,116] было показано, что в сплаве Ti-14Al-4Nb-3V-lZr водород кроме снижения температуры Асз приводит к сужению температурных интервалов упорядочения а-фазы и разупрорядочения аг-фазы, приближая таким образом температурную границу существования упорядоченной а2-фазы к р-области (рис. 3.1). В сплаве с содержанием водорода более 0,3% образуется гидридная фаза на основе ТізАІН вследствие превышения предельной растворимости водорода в а2 -фазе. Таким образом, растворение водорода в аг-фазе с одной стороны повышает ее стабильность по отношению к а-фазе, а с другой стороны снижает устойчивость по отношению к гидриду TijAlH.
Однако, в работе [116] область фазового состава сплава 7115 с высоким содержанием водорода (более 0,5%) в интервале температур от 800С до Асз изучена недостаточно подробно (см. рис. 3.1). Поскольку именно эта фазовая область представляет интерес с точки зрения формирования бимодальных структур, в настоящей работе были проведены эксперименты по уточнению температурно-коицентрационнои диаграммы фазового состава сплава 7115 в
Исследование изотермических фазовых и структурных превращений в закаленном сплаве 7115, легированном водор одом
Исследования закаленного сплава 7115, содержащего более 0,6% водорода, показали, что в зависимости от температуры нагрева под закалку (ниже Ас3) в нем формируются (а2+р) и (а+а2+р) - структуры. При этом увеличение содержания водорода в сплаве и, соответственно, в а2-фазе приводит к повышению её температурной устойчивости к разупорядочению и расширению (а2+р) - фазовой области в сторону высоких температур. Это дает более широкие возможности создания в сплаве бимодальной структуры и управления её параметрами.
Формирование вторичной аг(а)-фазы должно происходить при распаде метастабильной р-фазы, фиксируемой закалкой. Распад может происходить как в результате удаления водорода из сплава ( и из р-фазы) при вакуумном отжиге, так и в результате термического процесса старения и достижения равновесного состава фаз без изменения содержания водорода в сплаве. Однако эффективный вакуумный отжиг проводится при температурах порядка 800-900С, когда процесс роста вторичной (Х2(а) -фазы преобладает над процессом её зарождения. В результате либо формируется неоднородная по размерам и распределению вторичная а2(а)-фаза, либо р—»а—+0 превращение протекает без образования вторичной а2(а)-фазы за счет роста первичной а2-фазы. В процессе низкотемпературного (500-600С) старения без удаления водорода распад р -фазы происходит преимущественно за счет образования зародышей а-фазы, что обеспечивает более однородное распределение мелких а-частиц в р-матрице. При последующем вакуумном отжиге эти частицы будут являться центрами роста вторичной аг(а)-фазы, что позволит управлять параметрами бимодальной структуры.
Поэтому на следующем этапе работы были проведены исследования изотермического распада водородосодержащей р-фазы при старении сплава 7115 с 0,6 и 0,8% водорода, закаленного с температур (сс2+Р) - области.
При закалке с более высоких температур в структуре сплава присутствует разупорядоченная а—фаза, наличие которой может привести к неоднородности структуры, формирующейся при распаде р-фазы, так как процесс р—+а превращения при старении может протекать за счет роста микрообъемов имеющейся а—фазы. Кроме того, наличие а-фазы сильно затрудняет исследование распада р-фазы при старении методами рентгеноструктурного анализа.
Для формирования бимодальной структуры, обеспечивающей высокий комплекс механических свойств, объемная доля первичной а2-фазы должна быть не меньше 40%. Поэтому с учетом проведенных исследований (см. рис. 3.15) эксперименты проводили на образцах сплава 7115 с 0,6% водорода, закаленных с температуры 850С, и с 0,8% водорода, закаленных с температуры 800С.
Для проведения старения закаленные образцы помещали в печь с воздушной атмосферой, предварительно нагретую до температур от 500 до 700С (с интервалом в 50С) и после окончания изотермической выдержки длительностью от 10 минут до 10 часов охлаждали на воздухе.
Исследования фазового состава и структуры состаренных образцов с содержанием водорода 0,6% дали следующие результаты.
При температуре старения 500С распад (5-фазы начинается с образования а-фазы через 20 минут после нагрева образца до заданной температуры (время нагрева рассчитывалось предварительно с учетом массы образца и других необходимых параметров [116] и при построении диаграмм не учитывалось). Наличие разупорядоченной а-фазы в структуре сплава регистрировалось по появлению дополнительных максимумов, а также по асимметрии максимумов а2-фазы на дифрактограммах со стороны меньших брэгговских углов. Последнее свидетельствует о появлении фазы с большим периодом решетки, чем у а2-фазы, поскольку концентрация алюминия в образующейся а-фазе ниже, чем в ссг-фазе. Особенно заметно это в интервале углов, характерных для отражений от плоскостей (110) и (200) сс-фазы (рис.3.16а).
При увеличении времени выдержки более 40 минут на дифрактограммах появляются максимумы гидридных фаз Ті3А1Н и ТіНх (рис. 3.166). Фаза ТізАІН образуется в результате упорядочения расположения водорода в микрообъемах аг-фазы. Впервые о наличии этой фазы в наводороженном сплаве ТІ-25%ат.А1 и возможном механизме её образования сообщалось в работе [88] и было подтверждено позднее на сплаве 7115 в [Пб].
Фаза TiHx образуется, по-видимому, в результате распада водородосодержащей метастабильной р"-фазы по механизму, близкому к эвтектоидному: р— (с +ТіНх. Однако рентгенографически и металлографически идентифицировать а(аг)-фазу эвтектоидного происхождения не удалось вследствие близости её состава и состава вторичной а (а2), выделяющейся раньше (см. рис. 3.16).
При дальнейшем увеличении времени выдержки фазовый состав не изменяется. Структура сплава после старения в течение 2-х часов приведена на рис. 3.17а. Выделения гидридной фазы Ti AlH обнаруживаются в виде темных зон повышенной травимости в частицах первичной аг—фазы.
В процессе старения при температуре 550С вторичная а-фаза выделяется после 10 минутной выдержки, а образование обеих гидридных фаз происходит приблизительно после выдержки в течение 1 часа.При температурах старения сплава с 0,6% водорода выше 550С устойчивость р -фазы к р— а
Влияние типа и параметров структуры на механические свойства сплава 7115
Для определения механических свойств сплава 7115 с различным типом и параметрами структуры были использованы те же прутки диаметром 12 мм, что для структурных исследований. Прутки разрезали на заготовки с длиной, обеспечивающей изготовление образцов для механических испытаний на растяжение при нормальной температуре и длительную прочность. Эти заготовки протачивали по рабочей части с припуском 2 мм.
Заготовки подвергали термоводородной обработке по схемам Ї и II (см. 4,1). Далее на заготовках проводили спектральный анализ с целью определения остаточного содержания водорода. При всех использованных режимах обработки конечная концентрация водорода в заготовках не превышала 0,006 %. После ТВО и спектрального анализа из заготовок изготавливали образцы для испытаний.
Механические испытания на растяжение проводили на стандартных образцах с цилиндрической рабочей частью диаметром 5 мм. В ходе испытаний записывали первичные диаграммы растяжения в координатах «нагрузка-удлинение». Прочностные характеристики определяли по диаграммам, пластические - по испытанным образцам и диаграммам, используя стандартные методики. Испытания при рабочей температуре 650С проводили с использованием изотермического блока, время выдержки образцов до начала нагружения составляло 10 минут.
Испытания на ударную вязкость проводили на образцах уменьшенного, по сравнению со стандартным, сечения (8x8 мм). Учитывая склонность сплавов этого класса к хрупкому разрушению, на образцах выполняли «мягкий» U-образный надрез с радиусом 1мм.
Результаты испытаний на растяжение и ударную вязкость при нормальной температуре приведены в таблице 4.3.
Анализ полученных результатов позволяет сделать следующие выводы. Прочностные характеристики образцов с бимодальной структурой выше, чем у образцов с равноосной, при этом максимальные пределы прочности и текучести достигаются у сплава с 45-50 % первичной сс2-фазы размером около 3-4 мкм (см. 4.1.) По этим показателям сплав 7115 на 100-150 МПа превосходит зарубежные «сь» и «супер а2» [38,39]. При достижении размеров первичной а2-фазы более 5 мкм, а её количества более 60% прочностные характеристики снижаются. Снижение прочностных характеристик происходит и при уменьшении количества первичной а2-фазы до 40% и менее, и её размеров до 3 мкм и менее. Одновременно при этих структурах сплава наблюдается и минимальная пластичность: образцы разрушались на стадии равномерного удлинения и увеличения нагрузки, т.е. пределы прочности были «кажущимися». По-видимому, преобладающая долясупердисперсной а(а2)+р-структуры, представленной мелкими пластинами вторичной а(аг)-фазы и тонкими р-прослойками, практически подавляет дислокационные механизмы пластической деформации при нормальной температуре.
С другой стороны, когда структура сплава представлена преимущественно первичной а.2-фазой размерами 5-6 мкм, прочность и пластичность сплава зависят только от сопротивления пластической деформации этой структурной составляющей. При этом достигаются максимальные значения относительных удлинения и сужения при нормальной температуре — соответственно 3, 5 и 5%. Малое относительное сужение сплава со всеми полученными структурами и вид диаграмм растяжения (без нисходящего участка кривой) говорит о близости условного предела прочности к истинному напряжению разрушения, которое достигается уже на стадии равномерной деформации.
Наилучшее сочетание прочностных и пластических характеристик достигается в сплаве с бимодальной структурой, представленной 45-50% долей первичной аг-фазы размером около 3-4 мкм и смесью вторичной а(а2)-фазы и {3-прослоек. По-видимому, именно такая структура обеспечивает реализацию дислокационных механизмов во всех структурных составляющих.
Результаты определения ударной вязкости показали те же тенденции и хорошо коррелируют с характеристиками пластичности при растяжении. Однако абсолютные величины K.CU очень малы, что подтверждает высокую чувствительность сплава к концентрации напряжений при динамическом нагружении.
Механические свойства сплава 7115 при растяжении при температуре 650С изучали на образцах с бимодальной структурой, содержащей от 45 до 75% первичной а2-фазы размером от 3,3 до 5,5 мкм, и со структурой, представленной 90% равноосной первичной о -фазы и р-фазой, т.к. этиструктуры обеспечили приемлемое сочетание механических свойств при нормальной температуре. Результаты испытаний приведены в таблице 4.4.
Анализ этих результатов показывает, что при всех полученных в результате ТВО структурных состояниях достигаются достаточно высокие показатели как прочности, так и пластичности. Так, пределы прочности и текучести сплава 7115 с бимодальной структурой примерно на 100 МПа, а с равноосной - на 50 МПа выше, чем у сплавов «супер а2» и «а2» [51], при аналогичных показателях пластичности. Наилучшее сочетание прочностных и пластических характеристик (ств = 850-870 МПа, сод = 770-780 МПа, 5 = 30%, у=40%) имеет сплав с бимодальной структурой, представленной 50-65% первичной аз-фазы размером около 4-5 мкм и смесью вторичной а(а2)- и Р-фаз.
Именно сплавы с такой структурой были подвергнуты испытаниям на длительную прочность при температуре 650С и напряжении 400МПа. Учитывая длительность и высокую стоимость испытаний, было испытано по 2 образца с каждым типом структуры. По достижении 100 часов
Анализ результатов показывает, что бимодальные структуры обеспечивают более высокую длительную прочность. Полученные на ограниченном количестве образцов значения времени до разрушения позволяют прогнозировать величину длительной прочности при температуре 650С на уровне 400 МПа.закаленного с различных температур сплава Ti-14Al-3Nb-3V-0,5Zr (7115), легированного водородом, определены его фазовый состав и структура в интервале концентраций водорода от 0,3 до 0,8% (по массе) и температур от 800 до 1050 С. Впервые установлено, что растворение водорода в а2-фазе приводит к повышению её устойчивости к разупорядочению. Это выражается в росте температуры начала ct2 — о. превращения с 850 до 910С при увеличении концентрации водорода в сплаве с 0,3 до 0,8% и расширении (а2+ Р)-фазовой области в сторону высоких температур.температуры нагрева в водородосодержащем сплаве 7115, наиболее четко выраженная при концентрациях водорода не менее 0,6%. Показано, что опережающее растворение наиболее мелких частиц а2-фазы при нагреве приводит к достижению максимального среднего размера зерна аг - фазы при температурах 850-900С.содержания водорода. Выявлено резкое снижение количества а,2-фазы при нагреве до температуры начала её разупорядочения. Установлены температурно-концентрационные интервалы, в которых соотношение объёмов х2- и (3-фаз находится в пределах 40-60%, наиболее приемлемых для формирования бимодальных структур с различными параметрами.а2- и р-фаз, зафиксированных закалкой сплава 7115 от температур а2+Р-области. Определены температурно-временные границы образования гидридных фаз Ті3А1Нх и ТіНх и выделения мелкодисперсной вторичной а(а2)-фазы в процессе старения при температурах от 500 до 700С.
