ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ 3
ОСНОВНЫЕ НАУЧНЫЕ ПОЛОЖЕНИЯ ДИССЕРТАЦИИ
ВЫНОСИМЫЕ НА ЗАЩИТУ 5
ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ 7
Заключение 17
ОСНОВНЫЕ ПУБЛИКАЦИИ ПО ТЕМЕ ДИССЕРТАЦИИ 18
Актуальность работы
В настоящее время титановые сплавы широко применяются в изделиях авиакосмической промышленности в силу их высоких характеристик удельной прочности, жаропрочности и коррозионной стойкости. Разработка новых изделий, в том числе авиационных двигателей, требует создания материалов, работающих при повышенных температурах. Существующие в настоящее время титановые сплавы, на основе а-фазы, способны работать до температур, не превышающих 600 °С, при времени эксплуатации не более 100 часов при заданной температуре. В тоже время сплавы на основе алюминидов титана могут эксплуатироваться и при более высоких температурах, но, к сожалению, они обладают пониженной вязкостью и пластичностью при комнатных температурах, что затрудняет их применение. В этой связи представляют интерес сплавы типа (а+а?) с большим количеством интерметаллидной фазы, разработка которых может обеспечить некоторое повышение рабочих температур и увеличить длительность эксплуатации создаваемых изделий. В этой связи вызывает большой интерес псевдо-а сплавы, упрочненные выделениями вторых фаз, в том числе TiзAl, поскольку они характеризуются пониженной плотностью, стабильными модулями упругости и повышенными прочностными свойствами.
На сегодняшний день повышение жаропрочности титановых сплавов достигается за счет создания пластинчатой структуры, полученной обработкой в высокотемпературной 0-области, а наибольшее внимание уделяется основным фазам а и 0, их количественному соотношению и морфологии. При этом закономерностям формирования интерметаллидных фаз, в частности Т1зА1, уделяется на наш взгляд недостаточно внимания. В тоже время количество, морфология и характер распределения этих фаз может существенно поменять свойства материала. Поэтому для практической реализации оптимального комплекса свойств необходимо глубокое понимание закономерностей выделения данных интерметаллидых фаз в титановых сплавах. При этом актуальной задачей является изучение механизмов формирования (а+а?) структуры в сплавах с большой объемной долей второй фазы.
Степень разработанности темы исследования
Формирование двухфазных (а + 0) - структур в жаропрочных титановых сплавах является довольно изученной темой в российской и зарубежной литературе. Большое количество работ по тематике было выполнено научными коллективами во главе с Ильиным А.А. и Колачевым Б.А. (МАИ); Хоревым А.И., Ночовной Н.А. (ВИАМ); Полькиным И.С. и Ноткиным А.Б. (ВИЛС); Гринберг Б.С. и Карькиной Л.Е (ИФМ УрО РАН). Постоянный рост публикаций по данной тематике показывает необходимость изучения жаропрочных сплавов с целью совершенствования структуры и фазового состава для повышения комплекса свойств. Также большое количество исследований посвящено выделению интерметаллидных фаз в этих сплавах. Однако особенности механизмов выделения Т1зА1 являются недостаточно изученными. При этом известно, что образование интерметаллидной а2-фазы возможно по двум различным механизмам: гетерогенному (зарождения и роста) и гомогенному (фазового превращения 2 рода). В зависимости от механизма образования данная фаза может существенно влиять на эксплуатационные свойства изделий при комнатной температуре.
В связи с этим целью данной работы является изучение закономерностей процессов выделения интерметаллидной фазы Т1зА1 в высоколегированных алюминием модельных сплавах с различной структурой, определяемой режимами термической обработки, выявление особенностей формирования двухфазной (а + аз) структуры, а также установление ее влияния на комплекс механических свойств...
1. Установлено, что отжиг сплава Ti-26Al, состав которого лежит в однофазной а? -области, предварительно нагретого в Р-область (1200 °С) и охлажденного на воздухе, при температурах 500 и 700 °С приводит к совершенствованию упорядоченной структуры в твердом растворе, что подтверждается появлением завершенных антифазных границ, свидетельствующих о протекании процесса упорядочения по гомогенному механизму. С увеличением температуры отжига происходит изменение степени порядка, что подтверждается изменением периодов решетки TÍ3AI, а именно: увеличением периода a и уменьшением с, что приближает их к литературным значениям.
2. Показано, что в процессе старения сплава Ti-17Al, состав которого соответствует двухфазной а+а? области, предварительно нагретого в Р-область (1200 °С) и охлажденного на воздухе, наблюдается выделение дисперсных частиц аз-фазы, образование которых происходит по гетерогенному механизму. Анализ изменения периодов решетки показал значительные отличия от литературных данных, что может быть обусловлено широкой двухфазной а+аз-областью и выделением в этом сплаве частиц, обогащенных по титану и обедненных по алюминию.
3. Выявлено, что в сплаве Ti-17Al после высокотемпературной обработки при 1200 °C с последующей закалкой в воде формируется мартенситная структура. При последующем изотермическом старении происходит выделение дисперсных частиц аз -фазы, размер которых увеличивается по параболическому закону, что характерно для процессов, протекающих по механизму зарождения и роста. Признаков гомогенного превращения не обнаружено. С повышением температуры старения от 500 до 700 °C происходит увеличение среднего размера выделяющихся интерметаллидных частиц от 15.. .20 до 180.. .200 нм, а также изменение их морфологии со сферической на иглообразную с ориентацией вдоль направления [001]а.
4. Установлено, что при закалке сплава Ti-17Al с температуры 950 °C происходит образование выделений аз -фазы с размытыми диффузными границами по механизму близкому к спинодальному. При последующем изотермическом старении сохраняются когерентные границы с матрицей до размеров, достигающих порядка 130.150 нм, но рост частиц осуществляется несколько медленнее, чем в сплаве, предварительно закаленного с 1200 °C.
5. Установлено, что для сплава Ti-17Al из рассмотренных режимов обработки наилучшими значениями прочности при удовлетворительной пластичности и термостабильности, обладают образцы, закаленные из однофазной а-области с температуры 950 °C, с последующим старением при температуре 650 °C, что позволяет рекомендовать данный режим термообработки для получения повышенного комплекса свойств.
