Page 19 - Zmist-n2-2015

Також під час ШТО спостерігали зміщення рефлексів, яке є тим більше, що
більший кут q (рис. 3), що є наслідком або виникнення макронапружень [9, 11],
або дефектів першого роду, тобто точкових дефектів вакансійного типу [10, 12].
За методикою оцінювання [9] макронапруження дорівнюють 465 МРа, що є за-
надто великим значенням для титанових сплавів, з чого можна зробити висновок
про більшу ймовірність впливу саме точкових дефектів.
Заключне старіння загартованого сплаву призвело до утворення високодис-
персного стабільного двофазного (a+b)-стану в результаті виділення дисперсних
частинок a-фази в середині b-зерен (рис. 2d–f). Як і за раніше дослідженого тер-
мічного зміцнення з використанням пічного нагрівання [3], після ШТО та охоло-
дження на повітрі дисперсність частинок a-фази та однорідність їх розподілення
по об’єму b-зерен (рис. 2d) є помітно менші порівняно з гартуванням у воді
(рис. 2е). Цей факт детально розглянули раніше [3]. Тут же відмітимо, що це по-
яснюється впливом вищезгаданих дефектів вакансійного типу, які призводять до
розпаду високотемпературної b-фази за багатостадійним механізмом b → b+a" →
→ b+a' → b+a за гартування у воді, тоді як після охолодження на повітрі під час
старіння реалізується прямий b → b+a розпад. Також потрібно відзначити, що
напівфабрикат Æ 10 mm з дисперснішою та одноріднішою вихідною (a+b)-мік-
роструктурою внаслідок ТМО (див. рис. 1b) завдяки кращому просторовому роз-
поділу хімічної неоднорідності [5] матиме мікроструктуру після ШТО, гартуван-
ня у воді та старіння з дещо дрібнішими виділеннями a-фази (рис. 2f).
Зрозуміло, що подібні відмінності у мікроструктурі супроводжуються відпо-
відною різницею у механічних характеристиках (див. таблицю). З наведених ре-
зультатів добре видно, що для прутка Æ 20 mm гартування після ШТО у воді дає
змогу отримати кращий баланс міцності, пластичності та в’язкості руйнування, ніж
обробка, яка включала охолодження на повітрі. Якщо порівняти ці результати з
тими, які отримали для цього ж матеріалу за термозміцнення з нагріванням у печі
(пп. 2 і 3 таблиці проти пп. 7 і 8 у табл. 2 праці [3]), то можна зробити висновок,
що ШТО сприяє підвищенню міцності на 30... 50 MPa (за охолодження після ШТО
на повітрі) та на 80...120 MPa (після гартування у воді) за приблизно однакових
характеристик пластичності та ударної в’язкості. Подібне збільшення міцності є
результатом того, що швидкісна обробка дала можливість під час нагрівання пе-
ревести у метастабільну b-фазу увесь об’єм сплаву, тобто використати весь ресурс
термозміцнення, що неможливо зробити за нагрівання у печі через катастрофіч-
ний ріст b-зерен, наслідком якого є різке зниження характеристик пластичності
[5, 6]. Застосування ж ШТО з гартуванням у воді до прутка Æ 10 mm з оптимізова-
ною вихідною мікроструктурою дозволило отримати найвищі значення міцності
(1412...1445 MPa) за дещо підвищених характеристик пластичності та ударної в’яз-
кості, що є результатом дисперснішої та одноріднішої вихідної мікроструктури.
Під час дослідження поверхонь руйнування випробуваних зразків виявили
суттєві відмінності між ними. Для матеріалу прутка Æ 20 mm відмінність між
сплавом, який після ШТО охолоджували на повітрі та тим, який гартували у воді,
полягала у співвідношенні між в’язкою (ямковий рельєф) та крихкою складовими
– для останнього в’язка складова була дещо більша (рис. 4а, b). При цьому можна
відмітити, що в обох випадках крихке руйнування відбувалося на межах b-зерен,
які були відносно великі (30...50 mm). У прутку Æ 10 mm, в якому розмір b-зерен
був на порядок менший (до 5 mm), крихкої складової взагалі не виявили (рис. 4с).
У зразках, які випробували на ударну в’язкість, спостерігали також помітно шир-
шу в’язку складову на початковій стадії руйнування (зона, яка прилягає до U-по-
дібного концентратора, рис. 4е) порівняно з матеріалом, який охолоджували після
ШТО на повітрі (рис. 4d). Також можна відзначити, що за гартування у воді пере-

18