Статьи
Исследовано влияние различных схем и технологических параметров упрочняющей термической обработки на механические свойства и структуру листов из экспериментальной композиции высокопрочного псевдо-β-титанового сплава, легированного иттрием.
Показано, что существует возможность изменять в широких пределах параметры и морфологию структурных составляющих сплава. Экспериментальная композиция сплава эффективно упрочняется как путем традиционной термической обработки, так и методом НТМО. Длительное низкотемпературное старение позволяет обеспечить высокий уровень прочности при сохранении относительного удлинения и ударной вязкости на удовлетворительном уровне.
Введение
Одной из характерных особенностей псевдо-β-титановых сплавов является свойство «самозакаливания» – способность полностью сохранять β-структуру при охлаждении с температур выше температуры полиморфного превращения Тп.п. Высокая степень стабилизации β-твердого раствора обуславливает возможность эффективного упрочнения путем термической обработки (ТО) полуфабрикатов больших сечений, при этом не всегда необходима высокая скорость охлаждения [1].
Для значительного перечня полуфабрикатов (листов, лент, фольги, проволоки и прутков тонкого сечения) возможна фиксация метастабильной β-фазы при медленном охлаждении садки с печью. Таким образом, существует возможность проводить безокислительную термическую обработку полного цикла в существующих вакуумных печах и печах с защитной атмосферой. Высокая технологическая пластичность псевдо-β-сплавов в закаленном состоянии, в свою очередь, существенно облегчает технологический процесс изготовления деформированных полуфабрикатов тонкого сечения [2]. При этом ряд заключительных технологических операций по изготовлению полуфабрикатов и деталей (прокатка листов, лент и фольги; листовая штамповка; волочение проволоки; изготовление крепежных элементов) зачастую могут проводиться без нагрева с достаточно большими степенями деформации.
Одной из характерных особенностей псевдо-β-титановых сплавов является возможность эффективно управлять комплексом свойств в широких пределах посредством термической обработки. При этом существует возможность варьировать уровень не только прочностных характеристик (σв, σ0,2), но и модуля упругости (E) в широком интервале значений. Для большинства псевдо-β-титановых сплавов в закаленном состоянии модуль упругости составляет ~83 ГПа, а после старения его значения возрастают приблизительно до 103–110 ГПа [3].
Опыт практического использования псевдо-β-сплавов в конструкции летательных аппаратов начался с 1950-х годов, когда сплав B120VCA был применен для производства самолета Lockheed SR-71 Blackbird. Однако до 1980-х годов расширения области применения сплавов данной группы практически не происходило. Серьезным достижением стало использование сплавов Ti-15-3-3-3, Beta C и β-21S в конструкции гражданского самолета Boing-777 в 1990-х годах [2].
В дальнейшем доля использования псевдо-β-титановых сплавов в авиационно-космической промышленности постепенно росла. Благодаря комплексу характеристик сплавы данного класса также применяются или рекомендуются к применению в химической промышленности, нефте- и газодобывающей отрасли, автомобильной промышленности [4]. Обобщенные сведения о производстве полуфабрикатов из псевдо-β-титановых сплавов и их коммерческом использовании приведены в табл. 1.
Таблица 1
Псевдо-β-титановые сплавы и их использование в промышленности [3, 5]
Сплав |
Химический состав |
Молибденовый эквивалент |
Коммерческое использование |
Изготавливаемые полуфабрикаты |
% (по массе) |
||||
DAT 51 |
22V–4Al |
14,7 |
Ограниченно |
Прутки, проволока, плиты |
Ti-15-3-3-3 |
15V–3Cr–3Al–3Sn |
14,8 |
Да |
Листы, лента/фольга |
β-21S |
15Mo–2,7Nb–3Al–0,2Si |
15,9 |
Да |
Лента/фольга |
Beta C |
3Al–8V–6Cr–4Mo–4Zr |
18,9 |
Ограниченно |
Прутки, проволока |
LCB |
6,8Mo–4,5Fe–1,5Al |
19,9 |
Да |
Прутки, проволока |
13-11-3, B120VCA |
13V–11Cr–3Al |
26,3 |
Очень ограниченно |
Биллеты, прутки, плиты, листы, проволока |
ВТ35 |
15V–3Cr–3Al–3Sn–1Zr–1Mo |
16,7 |
На стадии внедрения в промышленность |
Листы, прутки, проволока, лента/фольга |
ВТ32 |
Ti–8V–8Mo–1,2Cr–1,2Fe–3Al |
18,7 |
Листы, лента/фольга |
Успешное расширение области применения псевдо-β-титановых сплавов во многом зависит от достижений в области их термической обработки, целью которой являются дополнительное повышение прочностных и ресурсных характеристик полуфабрикатов и деталей, устранение структурных дефектов, получение регламентируемой структуры и повышение ее однородности. По этой причине работы, направленные на разработку новых и усовершенствование существующих технологических схем и режимов термической обработки, сохраняют свою актуальность и в настоящее время.
Данная 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») [6].
Материалы и методы
Исследования проведены на холоднокатаных листах толщиной 2 мм из экспериментальной композиции нового высокопрочного псевдо-β-титанового сплава системы легирования Ti–Al–Mo–V–Cr–Fe с микродобавками РЗЭ (иттрия) [7–10]. Слитки массой ~30 кг для последующей деформационной обработки и изготовления листов выплавляли в условиях производства ФГУП «ВИАМ».
Термическую обработку проводили в камерной печи сопротивления Nabertherm LH 60/14 в соответствии с перечнем экспериментальных режимов.
Механические свойства определены в соответствии с ГОСТ 1497–84 на универсальных испытательных машинах MTS-5т и Zwick/Roell Z100 при скорости нагружения 0,5 мм/мин и температурах испытания 20 и 350°С. Ударную вязкость определяли по ГОСТ 9454–78.
Образцы для исследования микроструктуры изготавливали по стандартной методике.
Травление полированных микрошлифов осуществляли в реактиве следующего состава: 5% (объмн.) плавиковой кислоты (HF)+15% (объмн.) азотной кислоты (HNO3)+80% (объмн.) воды (H2O).
Металлографический анализ проводили на растровом электронном микроскопе Zeiss EVO MA 10 (фирма Carl Zeiss, Великобритания) при увеличениях до ×10000.
Результаты и обсуждение
Благодаря характерным для титановых сплавов особенностям и свойственного для них β↔α полиморфного превращения, управляя параметрами термической обработки, существует возможность получения широкого диапазона физико-механических свойств полуфабрикатов [11].
Зачастую выбор определенных режимов термической обработки зависит не только от требуемого уровня физико-механических и эксплуатационных свойств конечной детали, но и от химического состава сплава, технологического маршрута изготовления деформированных полуфабрикатов и специфических особенностей работы с конкретными изделиями и полуфабрикатами.
В настоящее время для гетерофазных титановых сплавов обычно применяют упрочняющую термическую обработку (УТО), состоящую из закалки и последующего одноступенчатого старения. Для некоторых (α+β)-титановых сплавов (ВТ16, ВТ23, ВТ22) перед старением проводят термическую обработку, состоящую из двухступенчатого отжига или отжига и закалки. Для псевдо-β-титанового сплава ВТ15 рекомендуется проводить двухступенчатое старение, вторая ступень которого направлена на коагуляцию частиц вторичных выделений и повышение пластичности сплава. Для зарубежного сплава Beta C также показана эффективность применения двухступенчатого старения [12].
Обобщая сведения, представленные в научно-технической литературе [13], можно сформулировать некоторые общие принципы управления структурой и свойствами многих титановых сплавов посредством термической обработки путем изменения следующих технологических параметров:
– температура закалки, время и скорость (среда) охлаждения;
– температура и время старения, осуществляемого в одну или несколько стадий (последовательность стадий);
– скорость нагрева до температуры старения или параметры предварительного низкотемпературного старения.
Общие зависимости изменения физико-механических и эксплуатационных свойств от схем и режимов термической обработки подтверждены многими исследователями как на экспериментальных, так и на промышленных сплавах. Однако далеко не всегда применение однотипных режимов термической обработки для сплавов одной группы обеспечивает хорошо прогнозируемый результат. В первую очередь это связано с особенностями легирования сплавов и различиями в применяемой технологии изготовления деформированных полуфабрикатов. В связи с этим при разработке новых сплавов необходимо проведение исследований для установления уточненных зависимостей изменения структуры и свойств от технологических параметров термической обработки.
Опробованные в данной работе для новой экспериментальной композиции псевдо-β-титанового сплава режимы термической обработки приведены в табл. 2.
Таблица 2
Экспериментальные режимы термической обработки экспериментальной композиции высокопрочного псевдо-β-титанового сплава
Условный номер режима термической обработки (ТО) |
Режим термической обработки |
ТО1 |
Тп.п+20°С, выдержка 40 мин, закалка в воде |
ТО2 |
Тп.п+20°С, выдержка 20 мин, закалка в воде; Тп.п-170°С, выдержка 8 ч, охлаждение на воздухе |
ТО3 |
Тп.п-60°С, выдержка 40 мин, закалка в воде; Тп.п-170°С, выдержка 8 ч, охлаждение на воздухе |
ТО4 |
Тп.п-60°С, выдержка 40 мин, закалка в воде; Тп.п-210°С, выдержка 8 ч, охлаждение на воздухе |
ТО5 |
Тп.п-170°С, выдержка 8 ч, охлаждение на воздухе; |
ТО6 |
Тп.п+20°С, выдержка 20 мин, закалка в воде; Тп.п-210°C, выдержка 8 ч, охлаждение на воздухе; Тп.п-310°С, выдержка 100 ч, охлаждение на воздухе |
ТО7 |
Тп.п+20°С, выдержка 40 мин, закалка в воде; Тп.п-310°С, выдержка 100 ч, охлаждение на воздухе |
ТО8 |
Тп.п-60°С, выдержка 40 мин, закалка в воде; Тп.п-310°С, выдержка 100 ч, охлаждение на воздухе |
Режим ТО1 – традиционная для псевдо-β-титановых сплавов закалка из низкотемпературной β-области, в результате которой при охлаждении садки в воде гарантированно обеспечивается полная фиксация метастабильной β-фазы.
Режим ТО2 – традиционная для высоколегированных титановых сплавов схема – закалка на β-структуру и последующее старение.
Согласно зарубежным исследованиям [13], для некоторых высоколегированных сплавов и полуфабрикатов закалка с температуры ниже Тп.п также дает хорошее сочетание прочности и пластичности. В зависимости от получаемого в результате такой ТО размера зерна и характера распределения первичной α-фазы в ряде случаев возможно обеспечение более высокого в сравнении с β-закалкой и старением уровня механических свойств.
Применение режимов УТО, включающих единственную ступень старения (ТО5), обосновано фактически только в составе термомеханической обработки (ТМО), когда термическая обработка проводится на достаточно интенсивно и равномерно деформированном по сечению полуфабрикате с соблюдением степени деформации в определенных пределах. При этом деформационная обработка должна обеспечить требуемую плотность дефектов кристаллической решетки для возможности последующего равномерного и интенсивного выделения мелкодисперсных частиц вторичной α-фазы.
Термомеханическая обработка считается для титановых сплавов одним из наиболее эффективных путей улучшения комплекса механических свойств и сокращения длительности старения, что особенно актуально для высоколегированных псевдо-β-сплавов. Несмотря на то, что методов ТМО существует достаточно много, наиболее распространенными и эффективными следует считать высоко- и низкотемпературную термомеханические обработки (ВТМО и НТМО соответственно).
Так, ВТМО, как правило, проводится с деформацией при температуре выше температуры рекристаллизации с последующим быстрым охлаждением (например, в воде). Для псевдо-β-сплавов, характеризующихся высокой стабильностью β-твердого раствора, эффект ВТМО может быть достигнут и при охлаждении на воздухе. Отмечено, что наиболее значимое улучшение механических свойств после ВТМО наблюдается у (α+β)-сплавов с молибденовым эквивалентом в интервале значений от 5 до 8 [14].
В результате исследований влияния НТМО на механические свойства титановых сплавов показано, что с увеличением содержания β-стабилизаторов до степени легирования Моэкв порядка 12–18 ед. эффект упрочнения увеличивается и достигает максимума, далее вновь снижается. Положительный эффект НТМО объясняется в первую очередь тем, что при холодной деформации увеличивается плотность дефектов кристаллического строения, что способствует более равномерному и дисперсному распаду при последующем старении, а также значительной микродеформации кристаллических решеток фаз, т. е. фазовому наклепу.
Отличительной особенностью режимов ТО7 и ТО8 является проведение длительного низкотемпературного старения, направленного на обеспечение высокого уровня прочности. Старение при низкой температуре позволяет реализовать механизм преимущественно гомогенного зарождения частиц вторичной α-фазы, а большая продолжительность процесса приводит к формированию мелкодисперсной структуры с большой объемной долей упрочняющих выделений.
Режим ТО6 – экспериментальный режим упрочняющей термической обработки, состоящий из закалки из β-области и последующего двухступенчатого старения. Первая высокотемпературная стадия старения (без перестаривания) проводится после закалки, затем осуществляется вторая стадия – длительное низкотемпературное старение. Такой нестандартный подход к термической обработке позволяет по сравнению с традиционной схемой обеспечить заметное улучшение комплекса механических свойств сплава Ti-15-3-3-3 (в частности, вязкости разрушения), а также сварных соединений [15]. Применение этой термообработки позволило получить бимодальную структуру в сварном шве – комбинацию зон с крупными и мелкими выделениями вторичной α-фазы. Вместе с тем для более легированного β-стабилизирующими легирующими элементами сплава Ti-13-11-3 такой подход положительного эффекта не обеспечил.
Как показали металлографические исследования, для образцов после традиционных режимов термической обработки (режимы ТО2–ТО4) характерна пластинчатая структура с относительно небольшой долей крупных вторичных выделений α-фазы (см. рисунок, б–г). Форма пластин преимущественно скругленная с неровными границами, что, вероятно, обусловлено недостаточным временем и относительно высокой температурой старения.
Прямое старение, осуществленное непосредственно после деформации (режим ТО5), привело к образованию мелкодисперсных вторичных выделений α-фазы неправильной формы (см. рисунок, д).
Низкотемпературное старение в течение 100 ч также приводит к получению мелкодисперсной α-фазы, причем благодаря большой длительности относительная доля этих выделений в структуре сплава существенно выше, чем после традиционных режимов УТО. После закалки из β-области выделения вторичной α-фазы (см. рисунок, ж) представлены преимущественно в пластинчатом виде (режим ТО7). С понижением температуры закалки до (α+β)-области (режим ТО8) морфология вторичных выделений становится близкой к глобулярной, а отдельные частицы недостаточно хорошо различимы при исследовании на электронном микроскопе при больших увеличениях (см. рисунок, з). При использовании данного режима наблюдается выраженная оторочка α-фазы по границам первичного β-зерна.
Предполагается, что такие структуры обеспечивают получение высоких значений уровня прочности (σв≈1300–1500 МПа), которые обычно монотонно повышаются с увеличением времени низкотемпературного старения при сопутствующем снижении показателей пластичности и ударной вязкости.
Микроструктура (СЭМ) образцов из экспериментальной композиции высокопрочного
псевдо-β-титанового сплава после термической обработки по различным режимам (а – закаленное на β-структуру состояние)
Экспериментальный режим ТО6 обеспечил получение выраженной пластинчатой морфологии вторичных выделений α-фазы, напоминающей видманштеттову структуру (см. рисунок, е). Отдельные пластины, хорошо различимые в структуре сплава, имеют прямую правильную форму и резко очерченные границы. По-видимому, проведение второй ступени старения позволило не только дополнительно выделить пластины α-фазы более мелкодисперсной морфологии, но и привести к наиболее полному формированию пластин правильной формы.
С целью установления взаимосвязи параметров ТО со структурой и комплексом механических свойств экспериментального сплава проведены испытания на растяжение образцов при комнатной и повышенной температурах после термической обработки, а также определена ударная вязкость (табл. 3).
Проведенные исследования показали, что применение традиционных режимов упрочняющей термической обработки обеспечивает получение удовлетворительных прочностных характеристик (σв≈1000–1100 МПа) экспериментальной композиции высокопрочного псевдо-β-титанового сплава при сохранении пластичности и ударной вязкости на высоком уровне (δ5=14,5–17,0%; KCU=402 кДж/м2). Снижение температуры закалки до температур (α+β)-области приводит к незначительному повышению прочности и соответствующему снижению относительного удлинения, что обусловлено выделением частиц первичной α-фазы. Снижение температуры старения при сохранении длительности выдержки также приводит к повышению прочностных свойств и снижению пластичности.
Таблица 3
Механические свойства листов толщиной 2 мм из экспериментальной композиции
высокопрочного псевдо-β-титанового сплава после термической обработки (ТО)
по различным режимам
Режим ТО (см. табл. 2) |
Механические свойства при растяжении при температуре, °С |
KCU20°, кДж/м2 |
|||||
20 |
350 |
||||||
σв |
σ0,2 |
δ5, % |
σв |
σ0,2 |
δ5, % |
||
МПа |
МПа |
||||||
ТО1 |
820 |
800 |
21,0 |
600 |
530 |
26,5 |
439 |
ТО2 |
1020 |
970 |
17,0 |
860 |
750 |
14,0 |
402 |
ТО3 |
1040 |
1000 |
15,0 |
890 |
770 |
12,0 |
402 |
ТО4 |
1070 |
1020 |
14,5 |
930 |
830 |
10,5 |
– |
ТО5 |
1430 |
1300 |
5,0 |
1260 |
1080 |
7,6 |
196 |
ТО6 |
1260 |
1170 |
7,9 |
1080 |
960 |
9,4 |
333 |
ТО7 |
1510 |
1410 |
2,6 |
1290 |
1140 |
7,2 |
221 |
ТО8 |
1510 |
1410 |
3,6 |
1290 |
1110 |
6,6 |
157 |
Прямое старение (ТО5) холоднокатаного листа (степень деформации на последней стадии ~30%) ожидаемо привело к получению существенно более высоких по сравнению с традиционным режимом термической обработки (ТО2) уровнем прочностных свойств. При этом показатели пластичности снизились до удовлетворительных значений (δ5=5,0%;).
Упрочняющая термическая обработка по режимам ТО7 и ТО8 позволила реализовать наиболее высокий уровень прочности сплава (σв=1510 МПа) при низком уровне пластичности и сохранении ударной вязкости на удовлетворительном уровне.
Изменение температуры закалки перед старением не оказало влияния на уровень прочностных свойств как при комнатной, так и при повышенной температуре. Уровень пластичности при комнатной температуре оказался ниже при использовании закалки из β-области при более высоком значении ударной вязкости, что связано преимущественно с пластинчатой морфологией вторичных выделений α-фазы.
Применение экспериментального многоступенчатого режима термической обработки позволило получить умеренно высокий уровень прочностных свойств (σв=1260 МПа) при сохранении относительного удлинения и ударной вязкости на уровне 7,9% и 333 кДж/м2 соответственно. Вероятно, использование данного режима термической обработки для сварных соединений, так же как и для сплава Ti-15-3-3-3, сможет повысить однородность структуры и свойств по сечению шва.
Исходя из анализа результатов исследования структуры и механических свойств образцов из экспериментальной композиции высокопрочного псевдо-β-титанового сплава, легированного РЗЭ, следует, что сплав эффективно упрочняется как путем традиционной термической обработки, так и методом НТМО. Применение длительного низкотемпературного старения позволяет обеспечить наиболее высокий уровень прочностных характеристик (σв≈1500 МПа) при сохранении относительного удлинения на уровне 2–4% и удовлетворительных значений ударной вязкости (KCU=157–221 кДж/м2).
Заключения
Исследовано влияние различных схем и режимов УТО на структуру и механические свойства экспериментальной композиции нового высокопрочного псевдо-β-титанового сплава системы легирования Ti–Al–Mo–V–Cr–Fe с микродобавками РЗЭ (иттрия).
Показана возможность изменения в широких пределах параметров и морфологии структурных составляющих сплава посредством проведения термической обработки.
Согласно результатам проведенных исследований механических свойств установлено, что сплав эффективно упрочняется как путем традиционной термической обработки, так и методом НТМО. Применение длительного низкотемпературного старения позволяет обеспечить высокий уровень прочностных характеристик (σв≈1500 МПа) при сохранении относительного удлинения на уровне 2–4% и значений ударной вязкости в диапазоне от 157 до 221 кДж/м2.
Экспериментальный многоступенчатый режим термической обработки обеспечивает получение прочностных свойств на уровне σв=1260 МПа при сохранении относительного удлинения и ударной вязкости на уровне 7,9% и 333 кДж/м2 соответственно, что позволяет в дальнейшем опробовать его на сварных соединениях.
2. 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.
3. 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.
4. Titanium and titanium alloys. Fundamentals and applications / Ed. by C. Leyens, M. Peters. Wiley–VCH, Germany. 2003. 513 p.
5. Ильин А.А., Колачев Б.А., Полькин И.С. Титановые сплавы. Состав, структура, свойства: справочник. М.: ВИЛС–МАТИ. 2009. 520 с.
6. 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. С. 3–33. DOI: 10.18577/2071-9140-2015-0-1-3-33.
7. Высокопрочный сплав на основе титана и изделие, выполненное из высокопрочного сплава на основе титана: пат. 2569285 Рос. Федерация. №2014153690/02; заявл. 29.12.2014; опубл. 20.11.2015, Бюл. №32.
8. 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.
9. 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.
10. Каблов Е.Н., Волкова Е.Ф., Филонова Е.В. Влияние РЗЭ на фазовый состав и свойства нового жаропрочного магниевого сплава системы Mg–Zn–Zr–РЗЭ // Металловедение и термическая обработка металлов. 2017. №7 (745). С. 19–26.
11. Кашапов О.С., Павлова Т.В., Калашников В.С., Кондратьева А.Р. Исследование влияния режимов термической обработки на структуру и свойства опытных поковок из сплава ВТ41 с мелкозернистой структурой // Авиационные материалы и технологии. 2017. №3. С. 3–7. DOI: 10.18577/2071-9140-2017-0-3-3-7.
12. El-Chaikh A., Schmidt P., Christ H.-J. Study on the Beneficial Effects of Duplex Aging on Microstructure Phenomena Determining the Fatigue life of the Metastable β-titanium Alloy Ti 38-644 // Ti-2011 Science and Technology: Proceedings of the 12th World Conference on Titanium. Beijing: Science Press Beijing, 2011. Vol. 1. P. 745–749.
13. Santhosh R., Geetha M., Nageswara Rao M. Recent developments in heat treatment of beta titanium alloys for aerospace applications // Transactions Indian Institute of Metals. 2017. Vol. 70 (7). P. 1681–1688.
14. Хорев А.И. Комплексное легирование и термомеханическая обработка титановых сплавов: учеб. пособие. М.: Машиностроение, 1979. 228 с.
15. Suzuki T., Niwa N., Goto K., Kobayashi M. et al. Effect of aging on the mechanical properties of beta titanium alloys of Ti–13V–11Cr–3Al, Ti–15V–3Cr–3Sn–3Al and Ti–3Al–8V–6Cr–4Mo–4Zr // Titanium 95: Science and technology. 1995. P. 1294–1301.
2. 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.
3. 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.
4. Titanium and titanium alloys. Fundamentals and applications / Ed. by C. Leyens, M. Peters. Wiley–VCH, Germany. 2003. 513 p.
5. Ilin A.A., Kolachev B.A., Polkin I.S. Titanovye splavy. Sostav, struktura, svojstva: spravochnik [Titanium alloys. Structure, structure, properties: directory]. M.: VILS–MATI. 2009. 520 s.
6. 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.
7. Vysokoprochnyj splav na osnove titana i izdelie, vypolnennoe iz vysokoprochnogo splava na osnove titana: pat. 2569285 Ros. Federaciya. №2014153690/02 [High-strength alloy on the basis of titanium and the product executed from high-strength alloy on the basis of titanium: pat. 2569285 Rus. Federation. No. 2014153690/02]; zayavl. 29.12.2014; opubl. 20.11.2015, Byul. №32.
8. Shiriaev 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] // Aviatsionnye materialy i tekhnologii. 2014. №4. S. 23–30. DOI: 10.18577/2071-9140-2014-0-4-23-30.
9. 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.
10. Kablov E.N., Volkova E.F., Filonova E.V. Vliyanie RZE na fazovyj sostav i svojstva novogo zharoprochnogo magnievogo splava sistemy Mg–Zn–Zr–RZE [Influence of RZE on phase structure and property of new heat resisting magnesium alloy of Mg-Zn-Zr-RZE system] // Metallovedenie i termicheskaya obrabotka metallov. 2017. №7 (745). S. 19–26.
11. Kashapov O.S., Pavlova T.V., Kalashnikov V.S., Kondrateva A.R. Issledovanie vliyaniya rezhimov termicheskoj obrabotki na strukturu i svojstva opytnykh pokovok iz splava VT41 s melkozernistoj strukturoj [The influence of heat treatment conditions on structure and properties of pilot forgings from VT41 alloy with fine grained structure] // Aviacionnye materialy i tehnologii. 2017. №3. S. 3–7. DOI: 10.18577/2071-9140-2017-0-3-3-7.
12. El-Chaikh A., Schmidt P., Christ H.-J. Study on the Beneficial Effects of Duplex Aging on Microstructure Phenomena Determining the Fatigue life of the Metastable β-titanium Alloy Ti 38-644 // Ti-2011 Science and Technology: Proceedings of the 12th World Conference on Titanium. Beijing: Science Press Beijing, 2011. Vol. 1. P. 745–749.
13. Santhosh R., Geetha M., Nageswara Rao M. Recent developments in heat treatment of beta titanium alloys for aerospace applications // Transactions Indian Institute of Metals. 2017. Vol. 70 (7). P. 1681–1688.
14. Khorev A.I. Kompleksnoe legirovanie i termomekhanicheskaya obrabotka titanovykh splavov: ucheb. posobie [Complex alloying and thermomechanical processing of titanium alloys]. M.: Mashinostroenie, 1979. 228 s.
15. Suzuki T., Niwa N., Goto K., Kobayashi M. et al. Effect of aging on the mechanical properties of beta titanium alloys of Ti–13V–11Cr–3Al, Ti–15V–3Cr–3Sn–3Al and Ti–3Al–8V–6Cr–4Mo–4Zr // Titanium 95: Science and technology. 1995. P. 1294–1301.