Статьи

 




dx.doi.org/ 10.18577/2307-6046-2019-0-10-25-33
УДК 669.295
А. А. Ширяев, Н. А. Ночовная, А. С. Помельникова
ВЛИЯНИЕ ИЗОТЕРМИЧЕСКИХ ВЫДЕРЖЕК НА ИЗМЕНЕНИЕ ТВЕРДОСТИ ВЫСОКОПРОЧНОГО ПСЕВДО-β-ТИТАНОВОГО СПЛАВА ВТ47

Проведены исследования твердости по Роквеллу (HRC) образцов, вырезанных из листов псевдо-β-титанового сплава ВТ47 после изотермических выдержек (старения) в широком интервале температур и продолжительности выдержки. Построены диаграмма и С-образные кривые твердости сплава, а также проведено сопоставление значений твердости с микроструктурой. Установлено, что сплав ВТ47 упрочняется посредством старения в интервале температур 400–500°С до высоких значений (≥40 HRC). Температурный интервал 450–500°С является наиболее рациональным с позиции достигаемых значений твердости и требуемой продолжительности старения.


Введение

В мировой практике псевдо-β-титановые сплавы нашли свое применение не только в авиакосмической отрасли, но и в нефте- и газодобывающей отраслях, а также в автомобильной промышленности [1–3].

Как известно, технологические параметры термической обработки тесно взаимосвязаны со структурно-фазовым составом, морфологией структурных составляющих и механическими свойствами (в том числе и твердостью) титановых сплавов [4–6].

Для титановых сплавов псевдо-β-класса характерен значительный эффект термического упрочнения, что во многом обуславливает их применение в первую очередь в термически упрочненном состоянии. Таким образом, вопросы повышения уровня прочностных характеристик являются одними из ключевых для успешного расширения области применения псевдо-β-титановых сплавов.

В связи с вышеизложенным проведение исследований процесса протекания распада метастабильной β-фазы при старении и его влияния на механические свойства нового псевдо-β-титанового сплава ВТ47, легированного иттрием, является актуальным и востребованным.

Работа выполнена в рамках реализации комплексной научной проблемы 9.2. «Материалы на основе титана с регламентированной β-структурой» («Стратегические направления развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года») [7].

 

Материалы и методы

Исследования проведены на образцах, вырезанных из холоднокатаных листов, толщиной 2,3 мм из нового высокопрочного высокотехнологичного псевдо-β-титанового сплава марки ВТ47 системы легирования Ti–Al–Mo–V–Cr–Fe с микродобавками иттрия [8–12].

Термическую обработку заготовок проводили в камерной печи сопротивления с каменной изоляцией типа Nabertherm LH60/40 в среде воздуха.

Образцы для металлографических исследований изготовлены по стандартной методике, травление для выявления тонких элементов структуры проводили в водном растворе смеси плавиковой и азотной кислот (2,5 мл HF+5мл HNO3+92,5 мл H2O).

Исследования микроструктуры образцов проводили в соответствии с требованиями производственной инструкции ПИ 1.2.785–2009 на металлографическом микроскопе Olympus GX51 с цифровым приемником изображения.

Измерение твердости по Роквеллу (HRC) проводили в соответствии с требованиями ГОСТ 9013–59. Среднее значение твердости определяли по 5 отпечаткам.

 

Результаты и обсуждение

Обобщая результаты многих исследований [13–16] в области фазовых превращений титановых сплавов различных систем легирования, схема превращения метастабильных β- и ω-фаз при старении или изотермической выдержке в сплавах с переходными элементами имеет следующий вид: β→β+ω→α+β→α+TiX [1, 11].

Согласно одной из классификаций диаграмм изотермических превращений, происходящих в титановых сплавах, высоколегированным псевдо-β- и β-сплавам соответствуют диаграммы VI–IX типов (рис. 1) [11].

В титановых сплавах, легированных β-стабилизаторами в количестве, превышающем третью критическую концентрацию (), изотермическое превращение β-фазы при температурах ниже tА3 протекает по диффузионному механизму. При более низких температурах возможно протекание превращения по промежуточному механизму. На диаграмме вышеуказанные превращения описываются одной парой линий распада β-фазы (для диаграмм VII и IX типов) или двумя парами линий начала и конца диффузионного и промежуточного превращений (для диаграмм VI и VIII типа). При определенной общей степени легирования сплава и содержания в нем конкретных легирующих элементов возможно протекание изотермического β→w превращения (см. диаграммы VII и VIII типов).

 

 

Рис. 1. Схемы диаграмм изотермических превращений в высоколегированных титановых сплавах:

1 и 2 – линии начала и конца распада β-фазы по схеме β→α; 4 – линия конца распада
мартенсита; 5 и 6 – линии, ограничивающие область существования ω-фазы; 7 и 8 – линии начала и конца распада β-фазы по схеме β→αн [11]

 

Более подробно и полно происходящие в процессе изотермических выдержек диффузионное и промежуточное превращения можно описать с использованием схемы, приведенной на рис. 2.

 

 

Рис. 2. Схематическая диаграмма распада метастабильной β-фазы в высоколегированных сплавах [11]

Для распада при низких температурах (область I) характерно большое число мест зарождения новой фазы и в условиях заторможенной диффузии частицы выделяются по промежуточному механизму, равномерно и гомогенно по всему объему зерен [17]. Как указано ранее, тип выделяющихся частиц (α или w) зависит от химического состава и степени легирования сплава, а также от температурно-временны́х условий изотермической выдержки [18–20].

С повышением температуры выдержки механизм зарождения частиц α-фазы меняется и становится в большей степени гетерогенным. Так, при промежуточных температурах изотермической обработки зарождение новых частиц идет преимущественно по дислокациям и дефектам упаковки (область II) [21], а при температурах вблизи полиморфного превращения – на границах зерен и субзерен (область III) [22, 23]. Иногда расслоение β-твердого раствора (β→β+β') предшествует гетерогенному выделению частиц α-фазы (область IV) [13].

В отличие от α-фазы образование частиц w-фазы происходит преимущественно гомогенно [14]. Как известно, зарождение α-фазы – многостадийный процесс, и осуществляется он сдвиговым путем, а процесс роста частиц – диффузионным. Отмечено, что расслоение β-фазы тормозит гетерогенное зарождение пластин α-фазы и активизирует гомогенный механизм зарождения w- и α-фаз.

Необходимо также отметить, что на процессы распада метастабильной β-фазы при изотермической обработке оказывает влияние содержание примесей внедрения (кислорода, азота и углерода) в сплаве и проведение на полуфабрикатах предварительной пластической деформации.

Таким образом, исходя из представленных сведений видно, что на процессы распада метастабильного β-твердого раствора, включая особенности механизма зарождения и роста частиц вторичных фаз, оказывает влияние значительный перечень факторов. В том числе известно, что кинетика выделения вторичной α-фазы при старении, объем и морфология ее частиц в значительной степени зависят от химического состава исследуемого сплава.

В настоящее время для ряда отечественных и зарубежных псевдо-β-титановых сплавов построены С-образные кривые [13]. Однако с учетом особенностей легирования сплава ВТ47 (использование в составе иттрия) и практически полного отсутствия данных по структурно-фазовым превращениям высоколегированных иттрийсодержащих титановых сплавов в открытых источниках, существует реальная потребность в проведении исследований, направленных на уточнение особенностей протекания в сплаве ВТ47 структурно-фазовых превращений в процессе изотермических выдержек и степень их влияния на механические свойства.

В данной статье представлены результаты исследования твердости по Роквеллу (HRC) после изотермических выдержек, как характеристики, коррелирующей с уровнем прочностных свойств [24], построены С-образные кривые твердости и дано сопоставление значений твердости с микроструктурой.

Для получения наиболее однородного исходного структурно-фазового состояния все образцы перед старением (изотермическими выдержками) были закалены на β-фазу с температуры выше полиморфного превращения. В дальнейшем проведена изотермическая выдержка в широком диапазоне времени и температур по режимам, представленным в таблице.

Построенные для более наглядного отображения полученных результатов диаграмма и С-образные кривые твердости приведены на рис. 3 и 4.

Температурно-временны́е параметры старения образцов из высокопрочного сплава ВТ47 и средние округленные значения твердости по Роквеллу (HRC)

Температура

выдержки,

°С

Значения твердости после старения образцов при выдержке в течение

10 мин

(6·102 с)

30 мин

(1,8·103 с)

1 ч

(3,6·103 с)

2 ч

(7,2·103 с)

4 ч

(1,4·104 с)

8 ч

(2,9·104 с)

16 ч

(5,8·104 с)

32 ч

(1,2·105 с)

64 ч

(2,3·105 с)

128 ч

(4,6·105 с)

Закаленное состояние

27,0

650

27,0

26,0

26,5

26,0

-

25,5

550

25,0

25,5

25,5

27,5

31,0

34,0

34,5

34,5

500

24,0

27,0

26,0

27,5

39,0

40,0

40,5

41,5

450

26,0

27,0

26,0

28,5

29,0

41,5

43,0

43,5

43,5

400

26,0

26,5

26,5

25,0

25,5

28,0

32,5

46,0

47,5

350

25,5

26,5

26,0

27,0

26,5

28,0

37,0

37,0

 

 

Рис. 3. Диаграмма твердости по Роквеллу сплава ВТ47 в зависимости от параметров старения

 

 

Рис. 4. С-образные кривые твердости по Роквеллу для сплава ВТ47 (цветные линии) с наложением С-образных кривых фазовых превращений сплава-аналога, близкого по химическому составу, марки Ti 38-6-44 (Beta-C) [25] (пунктирными линиями обозначены прогнозные (экстраполируемые) данные)

Анализ С-образных кривых твердости листов из сплава ВТ47 показал, что заметное повышение уровня твердости (по сравнению с закаленным состоянием) в процессе изотермической выдержки происходит практически во всем интервале исследованных температур (от 350 до 550°С), за исключением температуры 650°С.

Условно для процесса изменения механических свойств, в данном случае твердости, можно (по аналогии со структурными изменениями) определить «инкубационный период». В рамках данного исследования это значимое повышение твердости (по сравнению с закаленным состоянием), превышающее разброс значений твердости по образцу, в том числе обусловленный характеристиками исследовательского оборудования. Таким образом, «инкубационный период» повышения твердости до значений ~(28–30) HRC для сплава ВТ47 при старении составляет (см. таблицу):

Температура, °С

350

400

450

500

550

650

Продолжительность

выдержки, ч

~32

~16

~2

~(2–4)

~4

Не наблюдается

 

Старение (изотермическая выдержка) при температуре 650°С не приводит к значимым изменениям твердости, а с увеличением продолжительности выдержки до 64 ч отмечается тенденция к ее незначительному снижению. Микроструктура сплава ВТ47 после старения при данной температуре представлена исходными β-зернами с «оторочкой» из α-фазы, относительная доля которой и толщина «оторочки» увеличиваются с увеличением длительности старения (рис. 5). При этом доля внутризеренной α-фазы очень невелика. Наблюдаемая морфология в значительной степени определяет низкий уровень твердости по Роквеллу.

 

 

Рис. 5. Микроструктура (×1000) сплава ВТ47 после старения при температуре 650°С [2] при продолжительности выдержки 0,17 (а) и 64 ч (б)

 

Снижение температуры выдержки до 550°С приводит к изменению преимущественной морфологии выделений вторичной α-фазы и увеличению их относительной доли в структуре сплава, что оказывает заметное влияние на твердость (рис. 6, а).
Увеличение твердости при данной температуре происходит уже после 4 ч выдержки и достигает наиболее высокого уровня значений после 8 ч выдержки.

Кинетика процесса выделения вторичной α-фазы при 500°С характеризуется еще большей интенсивностью, что подтверждается сравнением микроструктуры после старения при 500 и 550°С (рис. 6, а, в). В диапазоне 2–4 ч изотермической выдержки происходит интенсивное выделение частиц α-фазы как по границам, так и в объеме зерен (рис. 6, б, в), при этом твердость достигает практически максимального уровня значений и в дальнейшем при продолжении термической обработки практически не увеличивается.

 

Рис. 6. Микроструктура (×1000) сплава ВТ47 после старения при температурах 550 (а)
и 500°С (б, в) при продолжительности выдержки 2 (б) и 4 ч (а, в) [26]

 

При температуре термической обработки 450°С диапазон наиболее интенсивного набора уровня твердости смещен в сторону более длительных выдержек (4–8 ч). Следует отметить, что при выдержках более 8 ч значения твердости такие же высокие, как и после старения при 500°С. Таким образом, наиболее высокий уровень твердости за время старения, рациональное с позиции технико-экономических характеристик, можно обеспечить только при температурах в диапазоне 450–500°С. Структура сплава ВТ47 после режимов термической обработки в данном температурном диапазоне, обеспечивающих одинаковый уровень твердости, при анализе методом оптической микроскопии не имеет принципиальных отличий.

 

 

Рис. 7. Микроструктура (×1000) сплава ВТ47 после старения при температурах 400 (а)
и 350°С (б) и выдержке 128 ч [26]

 

Интенсивность и скорость процессов выделения вторичной α-фазы при дальнейшем снижении температуры выдержки существенно снижается. Так, заметное увеличение твердости при температуре 400°С происходит лишь в диапазоне 16–32 ч и лишь длительное старение в течение 64–128 ч позволяет обеспечить высокий уровень твердости. Следует отметить, что наибольшее значение твердости сплава ВТ47 в рамках данного исследования получено после изотермической выдержки при 400°С в течение 128 ч и составило 47,5 HRC. Такое высокое значение, вероятно, обусловлено большой объемной долей чрезвычайно мелкодисперсных вторичных выделений α-фазы, образовавшихся в процессе длительного низкотемпературного старения (рис. 7, а).

При температуре 350°С процессы выделения α-фазы и, соответственно, увеличение твердости сплава проходят более медленно. Временно́й интервал наиболее интенсивного роста твердости смещается к диапазону 32–64 ч и при дальнейшем увеличении продолжительности выдержки повышения твердости не происходит. Структура сплава после длительной термической обработки при низких температурах, как показали ранее проведенные исследования [26], характеризуется значительной неоднородностью, а вторичные выделения преимущественно сконцентрированы в центральной части первичного β-зерна (рис. 7, б).

 

Заключения

1. Исследованы микроструктура и твердость образцов, вырезанных из листов псевдо-β-титанового сплава ВТ47 после изотермических выдержек (старения) в температурном интервале от 350 до 650°С и продолжительности выдержки от 10 мин до 128 ч.

2. На основании полученных данных построены диаграмма и С-образные кривые изменения твердости сплава ВТ47, а также проведено сопоставление кривых изменения твердости с диаграммой «время–температура–фазовые превращения» для одного из наиболее близких сплавов-аналогов.

3. Установлено, что при изотермической выдержке при температуре 650°С не происходит значимых изменений твердости во всем исследованном временно́м интервале старения, что обуславливается морфологией и количеством выделений вторичной α-фазы. Выдержка при более низких температурах приводит к существенному росту значений твердости вследствие увеличения количества вторичной α-фазы и изменения морфологии ее выделения.

4. Установлено, что наибольшие (≥45) значения твердости по Роквеллу достигаются при длительном (64–128 ч) старении при температуре 400°С. Высокий уровень твердости (≥40) может быть также достигнут старением в интервале температур 450–500°С при выдержке более 8 ч.


ЛИТЕРАТУРА REFERENCE LIST
1. Titanium and titanium alloys. Fundamentals and applications / ed. C. Leyens, M. Peters. Wiley–VCH, 2003. 513 p.
2. Nyakana S.L., Fanning J.C., Boyer R.R. Quick Reference Guide for β Titanium Alloys in the 00s // Journal of Materials Engineering and Performance. 2005. Vol. 14 (6). P. 799–811.
3. Boyer R.R., Briggs R.D. The Use of β Titanium Alloys in the Aerospace Industry // Journal of Materials Engineering and Performance. 2005. Vol. 14 (6). P. 681–685.
4. Каблов Е.Н., Ночовная Н.А., Грибков Ю.А., Ширяев А.А. Разработка высокопрочного титанового псевдо-β-сплава и технологий получения полуфабрикатов из него // Вопросы материаловедения. 2016. №3 (87). С. 23–31.
5. Ильин А.А., Скворцова С.В., Дзунович Д.А., Панин П.В., Шалин А.В. Влияние параметров термической и термомеханической обработки на текстурообразование в листовых полуфабрикатах из титановых сплавов // Технология машиностроения. 2012. №8. С. 8–12.
6. Ночовная Н.А., Панин П.В., Алексеев Е.Б., Новак А.В. Закономерности формирования структурно-фазового состояния сплавов на основе орто- и гамма-алюминидов титана в процессе термомеханической обработки // Вестник Российского фонда фундаментальных исследований. 2015. №1 (85). С. 18–26.
7. Каблов Е.Н. Инновационные разработки ФГУП «ВИАМ» ГНЦ РФ по реализации «Стратегических направлений развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года» // Авиационные материалы и технологии. 2015. №1 (34). С. 3–33. DOI: 10.18577/2071-9140-2015-0-1-3-33.
8. Высокопрочный сплав на основе титана и изделие, выполненное из высокопрочного сплава на основе титана: пат. 2569285 Рос. Федерация. №2014153690/02; заявл. 29.12.14; опубл. 20.11.15.
9. Ночовная Н.А., Ширяев А.А., Дзунович Д.А., Панин П.В. Исследование химического состава крупногабаритного опытно-промышленного слитка из нового высоколегированного псевдо-β-титанового сплава ВТ47 // Труды ВИАМ: электрон. науч.-технич. журн. 2018. №1 (61). Ст. 06. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 18.06.2019). DOI: 10.18577/2307-6046-2018-0-1-6-6.
10. Каблов Е.Н., Оспенникова О.Г., Вершков А.В. Редкие металлы и редкоземельные элементы – материалы современных и будущих высоких технологий // Авиационные материалы и технологии. 2013. №S2. С. 3–10.
11. Ширяев А.А., Анташев В.Г. Особенности разработки высокопрочного самозакаливающегося высокотехнологичного псевдо-β-титанового сплава // Авиационные материалы и технологии. 2014. №4. С. 23–30. DOI: 10.18577/2071-9140-2014-0-4-23-30.
12. Скупов А.А., Пантелеев М.Д., Иода Е.Н., Мовенко Д.А. Эффективность применения редкоземельных металлов для легирования присадочных материалов // Авиационные материалы и технологии. 2017. №3 (48). С. 14–19. DOI: 10.18577/2071-9140-2017-0-3-14-19.
13. Лясоцкая В.С. Термическая обработка сварных соединений титановых сплавов. М.: Экомет, 2003. 352 с.
14. Dehghan-Manshadi A., Dippenaar R.J. Development of α-phase morphologies during low temperature isothermal heat treatment of a Ti–5Al–5Mo–5V–3Cr alloy // Material Science and Engineering A. 2011. Vol. 528. P. 1833–1839.
15. Тетюхин В.В., Грибков Ю.А., Модер Н.И., Водолазский В.Ф. Исследование структурных и фазовых превращений в сплаве ВТ35 при изготовлении тонких листов // Титан. 1996. №1 (9). С. 25–29.
16. Furuhara T., Maki T., Makino T. Microstructure control by thermomechanical processing in β-Ti-15-3 alloy // Journal of Materials Processing Technology. 2001. Vol. 117. P. 318–323.
17. Martin B., Samimi P., Collins P. Engineered, spatially varying isothermal holds: enabling combinatorial studies of temperature effects, as applied to metastable titanium alloy β-21S // Metallography, Microstructure, and Analysis. 2017. No. 6. P. 216–220.
18. Terlinde G., Fischer G. Beta titanium alloys // Proceedings of 8th World Conference on Titanium «Titanium 95: Science and technology». The Institute of Materials, UK. 1996. P. 2177–2194.
19. Zhanal P., Harcuba P., Hajek J. et al. Evolution of ɷ phase during heating of metastable β titanium alloy Ti–15Mo // Journal of Material Science. 2018. Vol. 53. P. 837–845.
20. Ivasishin O.M., Markovsky P.E., Matviychuk Yu.V., Semiatin S.L. Precipitation and recrystallization behavior of beta titanium alloys during continuous heat treatment // Metallurgical and Materials Transactions A. 2003. Vol. 34A. P. 147–158.
21. Furuhara T. Role of defects on microstructure of beta titanium alloys // Metals and Materials. 2000. Vol. 6. No. 3. P. 221–224.
22. Clement N., Lenain A., Jacques P.J. Mechanical property optimization via microstructural control of new metastable beta titanium alloys // JOM. 2007. Vol. 1. P. 50–53.
23. Zhou Z., Fei Y., Lai M. et al. Microstructure and mechanical properties of new metastable β type titanium alloy // Transactions of Nonferrous Metals Society of China. 2010. Vol. 20. P. 2253–2258.
24. Новак А.В., Алексеев Е.Б., Иванов В.И., Дзунович Д.А. Изучение влияния параметров закалки на структуру и твердость интерметаллидного титанового орто-сплава ВТИ-4 // Труды ВИАМ: электрон. науч.-технич. журн. 2018. №2 (62). Ст. 05. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 18.06.2019). DOI: 10.18577/2307-6046-2018-0-2-5-5.
25. Schmidt P., El-Chaikh A., Christ H.-J. Effect of Duplex Aging on the Initiation and Propagation of Fatigue Cracks in the Solute-rich Metastable β Titanium Alloy Ti 38-6-44 // Metallurgical and Materials Transactions A. 2011. Vol. 42A. P. 2652–2667.
26. Ширяев А.А., Ночовная Н.А. Исследование формирования структуры в процессе старения высокопрочного псевдо-β титанового сплава ВТ47 // Металлург. 2019. №9. С. 76–84.
1. Titanium and titanium alloys. Fundamentals and applications / ed. C. Leyens, M. Peters. Wiley–VCH, 2003. 513 p.
2. Nyakana S.L., Fanning J.C., Boyer R.R. Quick Reference Guide for β Titanium Alloys in the 00s // Journal of Materials Engineering and Performance. 2005. Vol. 14 (6). P. 799–811.
3. Boyer R.R., Briggs R.D. The Use of β Titanium Alloys in the Aerospace Industry // Journal of Materials Engineering and Performance. 2005. Vol. 14 (6). P. 681–685.
4. Kablov E.N., Nochovnaya N.A., Gribkov Yu.A., Shiryayev A.A. Razrabotka vysokoprochnogo titanovogo psevdo-β-splava i tekhnologiy polucheniya polufabrikatov iz nego [Development of high-strength titanium pseudo-β-alloy and technologies for producing semi-finished products from it ] // Voprosy materialovedeniya. 2016. №3 (87). S. 23–31.
5. Ilin A.A., Skvortsova S.V., Dzunovich D.A., Panin P.V., Shalin A.V. Vliyaniye parametrov termicheskoy i termomekhanicheskoy obrabotki na teksturoobrazovaniye v listovykh polufabrikatakh iz titanovykh splavov [Influence of the parameters of thermal and thermomechanical processing on texture formation in sheet semi-finished products from titanium alloys] // Tekhnologiya mashinostroyeniya. 2012. №8. S. 8–12.
6. Nochovnaya N.A., Panin P.V., Alekseyev E.B., Novak A.V. Zakonomernosti formirovaniya strukturno-fazovogo sostoyaniya splavov na osnove orto- i gamma-alyuminidov titana v protsesse termomekhanicheskoy obrabotki [Patterns of formation of the structural phase state of alloys based on titanium ortho and gamma aluminides during thermomechanical processing] // Vestnik Rossiyskogo fonda fundamental'nykh issledovaniy. 2015. №1 (85). S. 18–26.
7. Kablov E.N. Innovacionnye razrabotki FGUP «VIAM» GNC RF po realizacii «Strategicheskih napravlenij razvitiya materialov i tehnologij ih pererabotki na period do 2030 goda» [Innovative developments of FSUE «VIAM» SSC of RF on realization of «Strategic directions of the development of materials and technologies of their processing for the period until 2030»] // Aviacionnye materialy i tehnologii. 2015. №1 (34). S. 3–33. DOI: 10.18577/2071-9140-2015-0-1-3-33.
8. Vysokoprochnyy splav na osnove titana i izdeliye, vypolnennoye iz vysokoprochnogo splava na osnove titana: pat. 2569285 Ros. Federatsiya. №2014153690/02 [High-strength alloy based on titanium and a product made of high-strength alloy based on titanium: pat. 2569285 Rus. Federation. No. 2014153690/02]; zayavl. 29.12.14; opubl. 20.11.15.
9. Nochovnaya N.A., Shiryayev A.A., Dzunovich D.A., Panin P.V. Issledovaniye khimicheskogo sostava krupnogabaritnogo opytno-promyshlennogo slitka iz novogo vysokolegirovannogo psevdo-b-titanovogo splava VT47 [Study of chemical composition of large-dimensioned experimental-industrial ingot from a new high-alloyed metastable β-titanium alloy VT47] // Trudy VIAM: elektron. nauch.-tekhnich. zhurn. 2018. №1 (61). St. 06. Available at: http://www.viam-works.ru (accessed: June 18, 2019). DOI: 10.18577/2307-6046-2018-0-1-6-6.
10. Kablov E.N., Ospennikova O.G., Vershkov A.V. Redkie metally i redkozemelnye elementy – materialy sovremennyh i budushhih vysokih tehnologij [Rare metals and rare-earth elements are materials for modern and future high technologies] // Aviacionnye materialy i tehnologii. 2013. №S2. S. 3–10.
11. Shiryaev A.A., Antashev V.G. Osobennosti razrabotki vysokoprochnogo samozakalivaiushchegosia vysokotekhnologichnogo psevdo-β-titanovogo splava [Peculiarities of development of advanced high-strength self-hardening high-processable pseudo-β-titanium alloys] // Aviacionnye materialy i tehnologii. 2014. №4. S. 23–30. DOI: 10.18577/2071-9140-2014-0-4-23-30.
12. Skupov A.A., Panteleev M.D., Ioda E.N., Movenko D.A. Effektivnost primeneniya redkozemelnyh metallov dlya legirovaniya prisadochnyh materialov [The efficiency of rare earth metals for filler materials alloying] // Aviacionnye materialy i tehnologii. 2017. №3 (48). S. 14–19. DOI: 10.18577/2071-9140-2017-0-3-14-19.
13. Lyasotskaya V.S. Termicheskaya obrabotka svarnykh soyedineniy titanovykh splavov [Heat treatment of welded joints of titanium alloys]. M.: Ekomet, 2003. 352 s.
14. Dehghan-Manshadi A., Dippenaar R.J. Development of α-phase morphologies during low temperature isothermal heat treatment of a Ti–5Al–5Mo–5V–3Cr alloy // Material Science and Engineering A. 2011. Vol. 528. P. 1833–1839.
15. Tetyukhin V.V., Gribkov Yu.A., Moder N.I., Vodolazskiy V.F. Issledovaniye strukturnykh i fazovykh prevrashcheniy v splave VT35 pri izgotovlenii tonkikh listov [Study of structural and phase transformations in VT35 alloy in the manufacture of thin sheets] // Titan. 1996. №1 (9). S. 25–29.
16. Furuhara T., Maki T., Makino T. Microstructure control by thermomechanical processing in β-Ti-15-3 alloy // Journal of Materials Processing Technology. 2001. Vol. 117. P. 318–323.
17. Martin B., Samimi P., Collins P. Engineered, spatially varying isothermal holds: enabling combinatorial studies of temperature effects, as applied to metastable titanium alloy β-21S // Metallography, Microstructure, and Analysis. 2017. No. 6. P. 216–220.
18. Terlinde G., Fischer G. Beta titanium alloys // Proceedings of 8th World Conference on Titanium «Titanium 95: Science and technology». The Institute of Materials, UK. 1996. P. 2177–2194.
19. Zhanal P., Harcuba P., Hajek J. et al. Evolution of ɷ phase during heating of metastable β titanium alloy Ti–15Mo // Journal of Material Science. 2018. Vol. 53. P. 837–845.
20. Ivasishin O.M., Markovsky P.E., Matviychuk Yu.V., Semiatin S.L. Precipitation and recrystallization behavior of beta titanium alloys during continuous heat treatment // Metallurgical and Materials Transactions A. 2003. Vol. 34A. P. 147–158.
21. Furuhara T. Role of defects on microstructure of beta titanium alloys // Metals and Materials. 2000. Vol. 6. No. 3. P. 221–224.
22. Clement N., Lenain A., Jacques P.J. Mechanical property optimization via microstructural control of new metastable beta titanium alloys // JOM. 2007. Vol. 1. P. 50–53.
23. Zhou Z., Fei Y., Lai M. et al. Microstructure and mechanical properties of new metastable β type titanium alloy // Transactions of Nonferrous Metals Society of China. 2010. Vol. 20. P. 2253–2258.
24. Novak A.V., Alekseev E.B., Ivanov V.I., Dzunovich D.A. Izuchenie vliyaniya parametrov zakalki na strukturu i tverdost intermetallidnogo titanovogo orto-splava VTI-4 [The study of the quenching parameters influence on structure and hardness of orthorhombic titanium aluminide alloy VТI-4] // Trudy VIAM: elektron. nauch.-tehnich. zhurn. 2018. №2. St. 05. Available at: http://www.viam-works.ru (accessed: June 18, 2019). DOI: 10.18577/2307-6046-2018-0-2-5-5.
25. Schmidt P., El-Chaikh A., Christ H.-J. Effect of Duplex Aging on the Initiation and Propagation of Fatigue Cracks in the Solute-rich Metastable β Titanium Alloy Ti 38-6-44 // Metallurgical and Materials Transactions A. 2011. Vol. 42A. P. 2652–2667.
26. Shiryayev A.A., Nochovnaya N.A. Issledovaniye formirovaniya struktury v protsesse stareniya vysokoprochnogo psevdo-b titanovogo splava VT47 [Investigation of the structure formation during aging of high-strength pseudo-β titanium alloy VT47] // Metallurg. 2019. №9. S. 76–84.
Вы можете оставить комментарий к статье. Для этого необходимо зарегистрироваться на сайте.