Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1. Методы получения дисперсных частиц жаропрочных никелевых сплавов закалкой расплава, их свойства и применение 12
1.1. Термическая стабильность быстрозакаленных материалов из никелевых жаропрочных сплавов 12
1.1.1. Влияние легирующих элементов на свойства сплавов 12
1.1.2. Влияние скорости охлаждения на структуру и свойства 19
1.1.3. Влияние термообработки структуру и свойства 27
1. 2. Методы получения дисперсных частиц никелевых сплавов закалкой расплава 32
1.2.1. Метод центробежного плазменного распыления 34
1.2.2. Метод экстракции висящей капли расплава 35
Выводы по главе 1 37
ГЛАВА 2. Оборудование, объекты и методы получения быстрозакаленных порошков на основе ЭП741НП 39
2.1 Объект исследования 39
2.2 Оборудование для получения быстрозакаленных порошков 39
2.2.1 Установка центробежного распыления 39
2.2.2 Установка экстракции висящей капли расплава 44
2.3 Оборудование для технологического процесса получения компактных заготовок из порошков 47
2.3.1 Оборудование для подготовки порошков к компактированию 47
2.3.2 Оборудование для термической обработки 48
2.3.3 Горячее изостатическое прессование 49
2.3.4 Оборудование для шлифоподготовки 52
2.4 Методы исследования 53
2.4.1 Дифференциально-термический анализ 53
2.4.2 Микротвердость 54
2.4.3 Оптическая микроскопия 55
2.4.4 Сканирующая электронная микроскопия 56
2.4.5 Механические испытания 58
Выводы по главе 2 58
ГЛАВА 3. Исследование структуры и свойств быстрозакаленных порошков 59
3.1 Получение быстрозакаленных порошков пластинчато-чешуйчатой формы, в виде гранул, в виде «иголок» 59
3.2 Исследование термической стабильности быстрозакаленных порошков 64
3.2.1 Дифференциально-термический анализ быстрозакаленных порошков 64
3.2.2 Исследование влияния температуры на микротвердость быстрозакаленных порошков 66
3.3 Исследование влияния способа получения порошков на содержание кислорода 68
3.4. Разработка способа заполнения капсул порошками неравноосной формы 69
Выводы по главе 3 76
ГЛАВА 4. Разработка технологии получения компактных заготовок из быстрозакаленных порошков 78
4.1 Разработка оптимального режима горячего изостатического прессования 78
4.2 Разработка режимов термической обработки компактных заготовок 90
4.2.1. Исследования по выбору оптимальной температуры закалки 90
4.2.2. Исследования по выбору оптимального режима старения 97
4.3 Определение механических свойств компактных заготовок после термической обработки 106
Выводы по главе 4 110
ГЛАВА 5. Изготовление экспериментального образца заготовки диска .111
5.1 Изготовление капсулы для экспериментального образца заготовки диска 111
5.2 Засыпка порошков ПЧФ в капсулу и их компактирование 113
5.3 Изготовление образцов для механических испытаний экспериментального образца заготовки диска 117
5.4 Исследование микроструктуры экспериментального образца заготовки диска 118
5.5 Исследование механических свойств экспериментального образца заготовки диска 120
Выводы по главе 5 122
Заключение 122
Список использованных источников
- Влияние скорости охлаждения на структуру и свойства
- Установка экстракции висящей капли расплава
- Исследование термической стабильности быстрозакаленных порошков
- Исследования по выбору оптимального режима старения
Влияние скорости охлаждения на структуру и свойства
Жаропрочные сплавы на основе никеля (суперсплавы) широко применяют для изготовления деталей, работающих при самых высоких температурах. Это одни из наиболее сложных по составу сплавов. «Металлофизика этих сплавов сложна, неоднозначна и подчас опирается на интуитивные решения. Тем не менее, зависимость их свойств от структуры изучена лучше, чем у любых материалов, предназначенных для использования в диапазоне 650-1100 С» [4].
Обусловлено широкое использование никеля, как основы жаропрочных сплавов из-за его достаточно высокой температуры плавления и плотноупакованной ГПК структуры. Дело в том, что плотноупакованные кристаллические решетки обладают значительно меньшей диффузионной подвижностью атомов, чем менее плотноупакованные решетки (ОЦК).
К тому же у никеля широкие пределы легирования без нарушения фазовой стабильности [4]. Легирующие элементы, содержащиеся в жаропрочных сплавах на никелевой основе, обычно разбивают на несколько групп.
Элементы, входящие в у-твёрдый раствор или у-стабилизирующие элементы (металлы V - VIIIА подгрупп Периодической системы). Никель образует непрерывные твердые растворы с ближайшими к нему в первом длинном периоде соседями: медью, кобальтом, железом и марганцем. При высоких температурах в никеле в больших концентрациях (до 35...40%) растворяются многие тугоплавкие металлы (Сг, V, Мо, Та, W); значительной максимальной растворимостью в никеле (от 2,5 до 20%) обладают алюминий, титан, ниобий, бериллий и кремний. С понижением температуры растворимость легирующих элементов, образующих с никелем ограниченные растворы, уменьшается, что создает предпосылки дисперсионного упрочнения [5].
При сплавлении основного металла с компонентами, образующими с ним твёрдые растворы, прочностные характеристики и сопротивление пластической деформации повышаются из-за растворного упрочнения. Растворное упрочнение большинства металлов определяется взаимодействием винтовых дислокаций с растворенными атомами. Никель интенсивно упрочняют алюминий, вольфрам, молибден и хром; менее эффективно кобальт, железо, ванадий. Прочностные свойства сложнолегированного у-твёрдого раствора сильно повышают хром, молибден, вольфрам, алюминий, сравнительно слабо железо, ванадий, титан и кобальт [6].
Для жаропрочных сплавов важно, чтобы эффект растворного упрочнения сохранялся до возможно более высоких температур. Поскольку жаропрочные свойства во многом определяются диффузионной подвижностью атомов и процессами динамического разупрочнения, то одно из основных требований легирования заключается в том, чтобы легирующие элементы понижали коэффициенты диффузии атомов матрицы. Чем меньше подвижность атомов легирующего компонента, тем более эффективно он повышает жаропрочность при температурах выше 0,5...0,6 Т . Наибольший эффект дает комплексное легирование металлов. По мере усложнения состава твердого раствора жаропрочность возрастает ]. у -образующие элементы - элементы III -VA подгрупп (Al, Ті, Nb, Та). Когда предельные возможности упрочения никелевых сплавов за счет растворного упрочнения у-фазы достигнуты, дальнейшее повышение прочности и жаропрочности возможно за счет создания дисперсных частиц упрочняющих фаз в матрице. Такой метод образования дисперсных смесей применим лишь для систем с переменной уменьшающейся с понижением температуры растворимостью упрочняющей фазы в матрице. Возможности этого метода упрочнения определяются диаграммой состояния взаимодействующих элементов. Для максимального упрочнения сплавов с помощью указанного механизма выбирают сплавы, составы которых близки к предельной растворимости при высоких температурах. Подобные сплавы имеют наиболее высокие жаропрочные свойства в том случае, когда их матрица представлена не чистым металлом, а сложнолегированным твёрдым раствором.
Основной в данном случае упрочняющей фазой является так называемая ул-фаза - это фаза, обладающая ГЦК решеткой, которая представляет собой когерентную у-матрице фазу типа А3В с размерным несоответствием около 0,1 % [4, 8-16]. Данная фаза является основным упрочнителем никелевых жаропрочных сплавов. В этом случае основным элементом, принимающим участие в формировании этой фазы, является алюминий. Благоприятное влияние алюминия на жаропрочность обусловлено формированием упрочняющей у -фазы (Ni3Al), количество которой возрастает с увеличением содержания алюминия и составляет; - 5% при 0,6% А1; -25% при 1,7% А1 и - 42% при 4% А1 [14-16].
Увеличение количества у -фазы вызывает повышение жаропрочных характеристик. Легирование никельхромовых сплавов 2,5...3,0Ti способствует образованию тонкодисперсных выделений интерметаллида Ni3Ti, что вызывает повышение длительной прочности. Однако предельные рабочие температуры в этом случае не столь велики, как при легировании алюминием, поскольку несоответствие параметров решетки упрочняющей фазы и матрицы для Ni3Ti больше, чем для Ni3Al, что вызывает более интенсивную коагуляцию частиц Ni3Ti при высоких температурах по сравнению сМ3А1.
Установка экстракции висящей капли расплава
С помощью отрезного станка от крупных заготовок отрезают образец необходимого размера, после чего его помещают в станок для горячей запрессовки, который позволяет получать как токопроводящие, так и обычные шлифы в зависимости от требований к образцу. После того как необходимый образец запрессован в форму его необходимо отполировать. Сущность полировки заключается в поэтапном выполнении определенных операций на шлифовально-полировальном станке. Сначала необходимо выровнять плоскость шлифа. Для этого используют алмазные диски или наждачную бумагу крупной зернистости (40-50 мкм). После выведения плоскости шлифа продолжают шлифовать образец с каждым этапом уменьшая зернистость используемого абразива в 2 раза. Переходить к следующему этапу можно только когда все риски от предыдущего будут сошлифованы. Конечный этап шлифовки приходится на абразив с зернистостью 5-7 мкм, после чего переходят к финишной полировке с помощью оксидных суспензий на текстильных материалах с мягким ворсом.
Для анализа микроструктуры поверхность каждого микрошлифа необходимо травить специально приготовленным реактивом. Для выявления карбидов в структуре используют реактив следующего состава: красная кровяная соль - 10 г, едкое кали - 10 г, вода - 100 мл. При травлении шлиф необходимо помещать в холодный или подогретый реактив на промежуток времени от 1,5 до 10 мин. Более продолжительное травление позволяет выявить помимо карбидов также границы зерна.
Для выявления границ зерна и ул-фазы используют следующий состав: сернокислая медь - 20 г, соляная кислота - 100 мл, вода - 100 мл. При травлении необходимо погрузить полированную поверхность шлифа в реактив на короткий промежуток времени (не более 10 секунд), после чего промыть водой и спиртом [124].
Сущность метода дифференциально-термического анализа (ДТА) основана на сравнении термических свойств исследуемого образца и эталона. При постоянной скорости нагрева или охлаждения образца и эталона регистрируют разницу в их температуре. Колебания температуры образца вызываются физическими переходами или химическими реакциями (фазовые переходы; перестройка кристаллической структуры; плавление; реакции диссоциации, разложения, окисления, восстановления и др.)
В анализаторе регистрирующие термопары, установленные на образец и эталон, соединены на встречу друг другу, поэтому даже незначительная разница температур приводит к появлению разности потенциалов (Рисунок
Для более полного и качественного анализа термической стабильности, проводили измерения термообработанных образцов на микротвердость. Метод стандартизирован (ГОСТ 9450 - 76 [ПО]). Микротвёрдость определяли методом Виккерса, путем вдавливания в поверхность образца четырехгранной алмазной пирамиды с углом при вершине 136 при небольших нагрузках (0,05 - 5 Н). Отпечаток получается в виде квадрата, диагональ которого измеряют после снятия нагрузки, число микротвёрдости вычисляют по формуле:
Оптическая микроскопия позволяет исследовать различные детали структуры, такие как зерна, неметаллические включения, трещины.
Подготовленный образец (шлиф) устанавливают перпендикулярно оптической оси микроскопа в плоскости, которая совпадает с передней главной фокальной плоскостью объектива. Через объектив, параллельно оптической оси, проходит пучок света, формируемый осветительной системой, который освещает образец.
В конечном итоге световые лучи, отраженные от ровных участков поверхности шлифа, попадают в объектив, а от неровных - не попадают. Таким образом в окуляре формируется изображение, в котором ровные участки шлифа оказываются светлыми, а неровные темными. Данный эффект и позволяет выявить различные элементы структуры материала.
Исследования структуры порошков и полученных компактных заготовок в данной работе проводили на оптическом световом микроскопе Axio Vert.А1 (Рисунок 23). Axio Vert.Al - это ручной микроскоп отраженного света инвертированной конструкции, применяемый в большом количестве областей промышленной и исследовательской микроскопии. В микроскопе установлена пяти позиционная турель с объективами. Диапазон увеличений от 50 до 1000 крат, поле зрения окуляров 23 мм. Освещение светодиодное с длиной волны 400-700 нм.
Данный микроскоп оснащен программным комплексом анализа изображений Thixomet Pro. Данный комплекс позволяет измерять геометрические размеры объектов в физических единицах длины, отображать на экране персонального компьютера изображение объекта контроля в реальном времени, оценивать качество структуры материалов, а так же сохранять изображения наблюдаемой структуры в электронном и печатном виде. Принцип действия комплекса основан на получении изображения структуры поверхности объекта в заданном масштабе при помощи микроскопа, их фиксации цифровой видеокамерой и последующем анализе изображений в персональном компьютере.
Принцип действия сканирующего электронного микроскопа заключается в сканировании участка образца сфокусированным электронным зондом и детектировании возникающих при этом сигналов.
Изображение строится таким образом, что каждой точке на мониторе микроскопа соответствует определенное положения пучка на образце. При взаимодействии пучка электронов с исследуемым происходит эмиссия вторичных, отраженных и Оже электронов, рентгеновское излучение, и пр. Получаемые сигналы напрямую зависят от свойств исследуемых веществ (однородность состава, шероховатость, проводимость), что позволяет изучать их характеристики. СЭМ позволяет изучать широкий набор твердых тел: от металлов до биологических объектов.
Растровый электронный микроскоп состоит из электронной пушки, которая необходима как источник электронов и фокусирующей системы, позволяющей получить на выходе узкосфокусированный электронный пучок. Для превращения электронов в направленный пучок на анод, расположенный вблизи острия катода, у которого располагается электронное облако, подается положительное напряжение.
В данной работе для анализа микроструктуры полученных образцов использовался сканирующий электронный микроскоп Hitachi S-3400N (Рисунок 24).
Разрешающая способность микроскопа при пользовании детектором вторичных электронов - 3,0 нм при ускоряющем напряжении 30 кВ и 10 нм при ускоряющем напряжении 3 кВ. Разрешающая способность микроскопа при пользовании детектором обратно рассеянных электронов - 4,0 нм при ускоряющем напряжении 30 кВ. Степень увеличения - от 5 до 300 000 крат. Рисунок 24 - сканирующий электронный микроскоп Hitachi S-3400N Вакуумная система управляется полностью автоматически. Максимальная степень разрежения - 1,5 х 10" .
С целью проведения механических испытаний на кратковременную прочность в работе использовали установку Schenck RMC 100.
Механические свойства компактных заготовок из «иголок» и порошков ПЧФ определяли методом растяжения цилиндрических образцов при температурах 20 и 900 С. Испытания проводили по ГОСТ 1497-84 [128]. Образцы изготавливали точением на токарном станке. Рабочую поверхность обрабатывали круглой шлифовкой. Диаметр рабочей части образца - 5 мм, резьбовые головки для захватов испытательной машины - М12.
Исследование термической стабильности быстрозакаленных порошков
На рисунке 51 представлены результаты микроскопического исследования компактных заготовок из «иголок» и из порошков ПЧФ после термической обработки по режиму № 2 (таблица 7). Выдержка в течение 8 часов при Т = 1230 С привела в обоих случаях к собирательной рекристаллизации, в результате которой структура стала более однородной. Как и в случае с закалкой по режиму № 1 структура в компакте из «иголок» и из порошков ПЧФ стала практически идентичной. Размер зерна в игольчатых компактах составил в среднем 66,3 ± 3 мкм, а в компактах из порошков ПЧФ - 60,1 ±2,1 мкм (Рисунок 52). Однако, стоит отметить, что если структуру сравнивать со структурой при обработке при 1210 С, то становится заметно, что размер зерна увеличился. Далее исследовали уЛ-фазу представленных образцов. Компакт из «иголок» обладает равномерно распределенной упрочняющей фазой, преимущественно кубической формы. Размер частиц преципитата составляет от 100 до 300 нм. В сравнении с режимом закалки № 1 компакт из «иголок» обладает более мелкими выделениями уЛ-фазы. Выделения в компакте из порошков ПЧФ при обработке при 1230 С принципиально ничем не отличаются от аналогичных выделений при 1210 С за исключением того, что форма выделений более правильная. SEMMAG15 00kx Date(m/d/y) 03/31/15 5 pm Name: 4, x15000
Распределение зерна по баллам по ГОСТ 21073.1-75 после закалки по режиму № 2: а - «иголки»; б - порошки ПЧФ Зеренная структура компактной заготовка из гранул сплава ЭП741НП после соответствующей закалки представляет собой в достаточной мере сильно выросшее зерно в сравнении с состоянием после ГИП ввиду собирательной рекристаллизации. Средний размер зерна составляет 57,9 ± 2,2 мкм. По размеру зерна структура занимает промежуточное положение между структурами «иголок» и порошков ПЧФ после закалок при 1210 и 1230 С. Выделения уЛ- фазы после закалки в гранульных заготовках мелко дисперсны, размер частиц колеблется в интервале от 100 до 200 нм, что мельче чем в заготовках из порошков ПЧФ и «иголок» независимо от режима термообработки.
Распределение зерна по баллам по ГОСТ 21073.1-75 в компакте из гранул после закаливания Как итог, закаливание как по режиму № 1, так и по режиму № 2 приводит к повышению однородности зерна, однако во втором случае общий размер зерна несколько увеличился, что по всей видимости связано с более высокой температурой выдержки. При этом закаливание по режиму № 2 проводилось из у-области, а не из (у+у)-области. Это привело к уменьшению размера выделений преципитата в компакте из «иголок». Что касается заготовок из порошков ПЧФ, то существенного влияния на размер частиц преципитата повышение температуры не показало, однако привело к увеличению количества правильных частиц кубической формы.
Следует подчеркнуть, что на прочностные свойства влияет совместное выделение тонких и грубых выделений ул -фазы[4].
Для получения требуемого уровня прочности, как правило, старение проводят в две ступени, первая из которых проводится в интервале температур от 840 до 1100 С в процессе которой подрастают крупные выделения ул -фазы, образовавшиеся при охлаждении после гомогенизации и выпадает основная масса преципитата, после чего окончательное формирование у-фазы производят с помощью старения при температуре около 760 С, которое позволяет выделится тонким частицам ул -фазы.
Большинство исследователей [125,126] сходятся во мнении, что температура старения никелевых жаропрочных сплавов не должна превышать 900 С, так как это лишь приводит к укрупнению у-фазы и не позволяет появиться тонким выделениям интерметаллидной фазы. При этом стоит принимать во внимание тот факт, что с повышением температуры старения количество у-фазы в сплаве уменьшается, а при слишком низких температурах процесс выделения преципитата может затянуться на сотни часов. При этом необходимо правильно выбрать время обработки, например, в работе [126] показано, что время выдержки от 8 до 16 часов при 780 С для сплава ЭП975П вообще не влияет на состояние у-фазы и лишь только с увеличением времени до 32 часов наблюдается укрупнение уЛ-частиц. В противовес этому в работе [127] сообщается, что старение в течение 32 часов при 800 С приводит к понижению жаропрочных свойств, а при 950 С образцы практически сразу разрушаются. Таким образом, на основе представленной выше информации можно заключить, что режим старения целесообразно выбрать двухступенчатый, при этом первая ступень должна быть в интервале от 800 до 900 С и вторая - менее 800 С. За основу выбран двухступенчатый режим старения для гранульных заготовок из сплава ЭП741НП, но при этом температуры были скорректированы исходя из установленного в главе 3 факта, что Тп.р.т у «иголок» и у порошков ПЧФ выше, чем у гранул на 12 и 18 С соответственно, т. е. у -фаза термический более устойчива.
Из полученных образцов изготовлены микрошлифы. На рисунке 57 представлены результаты исследований микроструктуры компактов из «иголок» и из порошков ПЧФ после закалки с температуры 1210 С (режим № 1 из таблицы 7) и старения. Структура зерна после старения не претерпела никаких изменений в сравнении со структурой после закаливания, dcp компактов из «иголок» составил 54,8 ± 3 мкм, у порошков ПЧФ - 55,0 ± 3 мкм (Рисунок 50), что не вызывает удивления, так как старение призвано сформировать упрочняющую интерметаллидную фазу, а формирование зерна заканчивается на этапе закаливания. Выделения уЛ-фазы в компакте из «иголок» характеризуются неравномерной величиной. Встречаются как мелкие частицы размером около 200 нм, так и достаточно крупные, размером до 700 нм. Морфология выделений изменяется от круглой и кубической до треугольной и трапециевидной. В большом количестве встречаются квартеты, которые могут быть некогерентны у-фазе, что может негативно сказаться на прочностных свойствах материала. Выделения уЛ -фазы в образце из порошков ПЧФ гораздо более равномерны. Размер частиц составляет 200-400 нм в основном кубической формы.
Исследования по выбору оптимального режима старения
Для изготовления капсулы диска использовали трубы и листы из Ст20. Толщина стенок капсулы составляет 10 мм. Данная толщина не типична при изготовлении заготовок дисков методом металлургии гранул. Обычно стенки капсулы тоньше, однако, так как засыпка порошка производилась с допрессовкой на прессе, чтобы избежать деформации капсулы их утолщили. При проектировании капсул необходимо учитывать усадку материала при компактировании. Расчет высотных KD и диаметральных Кн коэффициентов формоизменения проводят по следующим соотношениям [129,130]: значения сопротивления деформированию материалов компактной заготовки и капсулы при рабочей температуре прессования;
На практике при плотности засыпки р=0,60-0,65 и использовании в качестве материала капсулы стали 20 величина коэффициентов составляет KD = 1,14-1,15 и Кн = 1,15-1,17. В работе стояла задача изготовить экспериментальный компактный диск диаметром 220 мм и высотой 30 мм. Таким образом искомые диаметр D0 и высота Н0 внутренней полости капсулы составили:
С учетом того, что данные расчеты используются в основном для гранульных компактов, а столь крупногабаритная заготовка из порошков ПЧФ изготавливается впервые, размеры внутренней полости капсулы увеличили. Таким образом при изготовлении капсулы использовали значения D0 = 260 мм и Н0 = 66 мм соответственно.
Важным аспектом при сварке элементов капсулы является то, что все сварные швы должны быть вакуумплотными, что бы во время процесса компактирования не произошло разгерметизации капсулы, что приведет к браку заготовки.
Подпрессовку порошка в капсулу производили на прессе ПА2642. Данный пресс предназначен прежде всего для изотермической штамповки, поэтому он не имеет специальной прессовой оснастки для уплотнения порошков. Изготовить пуансон для капсулы внутренним диаметром 260 мм из сталей типа У8 представляется трудновыполнимой и дорогой задачей. Поэтому для подпрессовки порошков ПЧФ в капсулу разработан специальный толкатель для пресса, внешний вид которого изображен на рисунке 69. Составляющими деталями толкателя являются листы и трубы из Ст20 сваренные между собой. Нижний диск толкателя выполнен диаметром 258 мм. Это на 2 мм меньше диаметра внутренней полости капсулы. Данный зазор сделан для того, чтобы толкатель не заклинило в капсуле при возможной его деформации под нагрузкой.
При подпрессовке порошок изначально насыпали в капсулу в свободной насыпке. Капсулу устанавливали в рабочую область пресса. После этого в капсулу устанавливали толкатель и начинали опускать пуансон пресса. При подпрессовке пуансон пресса опускали без нагрузки. Порошок уплотнялся под собственным весом пуансона. Операции засыпки и подпрессовки выполнялись до тех пор, пока не происходило наполнение капсулы уплотненным порошком до границы обечайки с учетом разделки крышки капсулы под сварку. На рисунке 70 показана капсула с порошком в свободной насыпке и после подпрессовки. После этого на капсулу устанавливали крышку с засыпной горловиной, приварив ее аргонно-дуговой сваркой с выполнением вакуумплотного сварного шва. Далее капсулу выдерживали в вакуумной печи СНВ-6.12.12/341 при температуре 350 С в течение 5 часов для удаления излишков кислорода. После окончательной герметизации капсулы заготовки диска посредством электронно-лучевой заварки горловины, ее подвергли контролю на герметичность по методу «аквариума». Контроль не выявил каких-либо негерметичностей капсулы, что позволило перейти к следующему технологическому этапу производства опытной заготовки диска из порошков ПЧФ.
Плотность засыпки порошка ПЧФ после подпрессовки составила 60 % от теоретической плотности сплава ЭП741НП (р = 8,3 г/см ). Компактирование и термообработку проводили по режиму, разработанному в главе 4 данной работы, а именно: горячее изостатическое прессование по режиму: нагрев до температуры 1230 С, выдержка 3 часа, давление компактирования 160 МПа. После компактирования термическая обработка по режиму: нагрев до 1230 С (загрузка в печь при Т = 750 С), выдержка 8 часов, охлаждение с печью до 1190 С, затем на воздухе + старение при 880 С 16 часов (загрузка в печь при Т = 750 С), охлаждение с печью до 770 С, выдержка 16 часов, охлаждение на воздухе.
На рисунке 71 представлен внешний вид капсулы заготовки диска пред и после ГИП. На фотографиях хорошо заметны формоизменения капсулы после процесса компактирования. Капсула равномерно усела как по высоте, так и по диаметру. Коэффициент усадки по высоте составил 1,19, по диаметру - 1,16. Величины диаметральных и высотных усадок находятся в допустимых пределах. На сварных швах при визуальном осмотре не было выявлено каких-либо дефектов. Величины коэффициентов усадок и бездефектность сварных швов косвенно свидетельствуют о качественно проведенном процессе ГИЩ131].
После проведения термической обработки компактную заготовку экспериментального диска обрабатывали на токарном станке до получения искомых размеров 0220x30 мм. Окончательный внешний вид заготовки диска представлен на рисунке 72.
Для определения механических свойств получившегося диска его разрезали на заготовки размером 14x14x58 мм. Схема выреза указана рисунке 73. Заготовки под разрывные образцы вырезали из центральной части диска. Вырез заготовок осуществляли посредством электроэрозионной резки. Сущность процесса заключается в том, что на деталь воздействуют искровыми разрядами, образующимися под воздействием импульсного тока с частотой около 240 кГц. Данный ток образуется между проволокой-электродом и деталью, находящимися рядом друг с другом в среде жидкого диэлектрика. В результате разрядов из детали выбиваются микрочастицы материала, которые выносятся струей диэлектрика. Всего для испытаний из диска вырезано 28 заготовок. Внешний вид и форма вырезанных заготовок показана на рисунке 74.