Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования, 2022, № 11, стр. 63-72

ВВЕДЕНИЕ

В настоящее время существует большой интерес к проведению фундаментальных, поисковых и прикладных исследований в области аддитивного производства металлических деталей и элементов конструкций [1–3]. Для получения изделий с контролируемой микроструктурой и геометрическими размерами более подходит технология Bed Deposition, по которой формирование нового слоя осуществляют путем предварительного нанесения порошкового материала на платформу, его разравнивания с целью получения тонкого слоя и последующего его селективного расплавления электронным или лазерным лучом [4]. В случае, когда точные геометрические размеры не являются критичным параметром, более подходит технология Direct Deposition, при которой исходный материал (порошок или проволока) подают непосредственно в место подведения энергии [5]. Преимуществами технологии Direct Deposition являются высокая скорость 3D-печати и высокая эффективность использования расходного материала, поэтому данная технология наиболее востребована при 3D-печати крупногабаритных изделий, а также при восстановлении изношенных деталей. Достоинством проволочной аддитивной технологии также является относительная простота оборудования и широкая номенклатура проволочных материалов. В зависимости от химической активности, температуры плавления и других физико-химических характеристик материала, послойное плавление присадочной проволоки осуществляют лазерным [6] или электронным лучом [7], а также электрической дугой [8]. При этом 3D-печать происходит в вакууме или в среде инертного газа.

Среди конструкционных материалов особое место занимают титановые сплавы, широко применяемые в различных областях промышленности благодаря их превосходным свойствам, таким как высокое отношение прочности к весу, высокая ударная вязкость, превосходная коррозионная стойкость и биосовместимость. Для аддитивного производства изделий из титановых сплавов наиболее часто используют методы электронно-лучевого и селективного лазерного сплавления. Следует отметить, что структура и фазовый состав изделий из титановых сплавов, полученных традиционными методами литья и штамповки, и аддитивным методом, существенно отличаются. Так, вследствие быстрой кристаллизации и направленного охлаждения микроструктура титановых заготовок, полученных методом 3D-печати, как правило, состоит из столбчатых первичных зерен β-фазы титана, содержащих мартенситную α'-фазу [9]. Кроме того, титановые сплавы, полученные данным методом, часто характеризуются низкой объемной долей остаточной β-фазы, поскольку быстропротекающая кристаллизация затрудняет сегрегацию легирующих элементов в процессе полиморфного превращения β → α [10].

В случае, когда узлы и детали конструкций из титановых сплавов применяют в условиях, где не требуются высокие прочностные свойства, для их 3D-печати более подходящим методом является электронно-лучевая проволочная аддитивная технология [11]. В процессе электронно-лучевого плавления титановой проволоки толщиной 1–2 мм ширина и глубина ванны расплава могут достигать 16 и 3 мм соответственно [12], в то время как размеры ванны расплава в процессе электронно-лучевого и лазерного плавления металлических порошков оказываются существенно меньше. Вследствие относительно низкой скорости охлаждения ванны расплава поперечный размер эпитаксиальных столбчатых первичных зерен β-фазы в образцах титановых сплавов, полученных методом электронно-лучевой проволочной аддитивной технологии, может превышать 1 мм. При охлаждении ванны расплава ниже температуры полиморфного β → α превращения в первичных зернах β-фазы образуется реечная мартенситная фаза. В титановых сплавах мартенситные рейки α-фазы толщиной от 0.2 до 2.0 мкм разделены прослойками остаточной β-фазы, собраны в пакеты и содержат высокую плотность дислокаций [13, 14]. Поскольку в процессе послойного роста нижележащие слои испытывают многократные циклы нагрева-охлаждения, то при последующем многократном β → α превращении в первичных зернах β-фазы может образовываться видманштеттенова структура. Пластинчатая и реечная морфология α-фазы характерна для титановых образцов, подвергнутых обработке непрерывными [15] или импульсными электронными пучками [16, 17], электроимпульсной обработке [18], электронно-лучевой сварке [19] и т.п. Кроме того, в локальных областях с высоким содержанием ванадия как стабилизирующего β-фазу элемента (содержание ванадия, однако, оказывается недостаточным для стабилизации β-фазы) могут образовываться наноразмерные кристаллиты орторомбической α"-фазы. В общем случае, объемная доля вторых фаз (β и α'′) в титановых сплавах, полученных методом 3D-печати, зависит как от концентрации легирующих элементов, так и параметров 3D-печати, оказывающих влияние на степень сегрегации стабилизаторов α- и β-фаз в твердом растворе на основе α- и β-титана.

Целью настоящей работы являлся сравнительный анализ влияния стабилизирующих α- и β-фазы элементов на структуру и фазовый состав образцов титановых сплавов, полученных методом электронно-лучевой проволочной аддитивной технологии. Для сравнения были выбраны однофазный технический титан ВТ1-0 и двухфазные титановые сплавы ВТ6 и ВТ14, имеющие близкий химический состав.

МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

Заготовки ВТ1-0, ВТ6 и ВТ14 с размерами 25 × × 25 × 70 мм были получены путем электронно-лучевого плавления проволоки соответствующего состава на установке для проволочного электронно-лучевого аддитивного производства (ИФПМ СО РАН, Томск, Россия). Толщина проволок ВТ1-0, ВТ6 и ВТ14 составляла 2.0, 1.6 и 2.0 мм соответственно. Химический состав титановых проволок, измеренный методом энергодисперсионного анализа, представлен в табл. 1. Плавление проволок ВТ1-0, ВТ6 и ВТ14 осуществляли в вакууме (1.3 × 10^–3 Па) с помощью электронной пушки с плазменным катодом при ускоряющем напряжении 30 кВ. Ток пучка был равен 22 мА (при плавлении проволоки ВТ1-0) и 20 мА (при плавлении проволок ВТ6 и ВТ14). Расстояние между электронной пушкой и титановой опорной плитой составляло 630 мм. Подача проволоки осуществляли со скоростью 2 м/мин под углом 35° к поверхности опорной плиты. Стратегия 3D-печати образцов заключалась в перемещении опорной плиты относительно электронного луча по меандровой траектории с зеркально наплавленными слоями со скоростью 2.2 мм/с. Расстояние между соседними треками в пределах одного слоя составляло ~2 мм. После наплавки каждого слоя опорная плита опускалась на 1.5 мм. Для дальнейших исследований из центральной части заготовок титановых сплавов с помощью электроискровой резки были вырезаны образцы 10 × 10 × 1 мм.

Микроструктуру образцов ВТ1-0, ВТ6 и ВТ14 изучали с помощью оптического микроскопа Zeiss Axiovert 40 МАТ, растрового электронного микроскопа (РЭМ) Apreo 8 и просвечивающего электронного микроскопа (ПЭМ) JEM 2100, а также методом дифракции обратно рассеянных электронов с использованием приставки Oxford Instruments Nordlys. Для металлографических исследований шлифованную и полированную поверхность титановых образцов подвергали предварительному травлению в реагенте Кролла (2% HF, 2% HNO₃ и 96% H₂O). Исследование элементного состава образцов проводили методом рентгеноспектрального анализа с использованием спектрометра INCA X-Act. Фольги для ПЭМ исследований получали c использованием системы прецизионной ионной полировки (PIPS) MODEL 1051 TEM Mill (Fischione Instruments, Inc.)

Рентгенофазовый анализ 3D-напечатанных образцов ВТ1-0, ВТ6 и ВТ14 проводили на дифрактометре Shimadzu XRD-7000. Дифрактограммы получали с использованием CuK_α-излучения (длина волны 1.540598 Å). Величину остаточных напряжений определяли по смещению дифракционного пика (103) α-Ti. В качестве эталона использовали прокатанные образцы ВТ1-0, ВТ6 и ВТ14, подвергнутые отжигу для снятия внутренних напряжений, параметр кристаллической решетки определяли экстраполяционным методом: первоначально с использованием двух пиков 002 и 004 определялся параметр с, а затем с использованием остальных пиков – параметр а ГПУ-структуры α-Ti. Определение объемной доли α- и β-фаз рассчитывали по сумме интенсивностей линий, относящихся к каждой из фаз.

РЕЗУЛЬТАТЫ ЭКСПЕРИМЕНТА

Структурные исследования

Микроструктура образцов ВТ1-0 состоит из столбчатых первичных зерен β-фазы, ориентированных вдоль направления роста заготовки (рис. 1а). Средние продольные и поперечные размеры столбчатых зерен составляют 30 и 2 мм соответственно. Внутри зерен обнаружены тонкие пластины α-Ti, собранные в разориентированные пакеты (рис. 1б, в). Поперечные размеры пластин α-Ti варьируются в пределах 1–2 мкм.

Рис. 1.

Оптические изображения микроструктуры образцов ВТ1-0.

Структура образцов ВТ6 также состоит из столбчатых первичных зерен β-фазы, внутри которых располагаются разориентированные колонии пластин α-Ti (рис. 2а, б). Поперечные размеры столбчатых первичных зерен β-фазы и пластин α-фазы в образцах ВТ6 аналогичны размерам таковых в образцах ВТ1-0. По данным дифракции обратно рассеянных электронов, на границах пластин α-фазы выделяются мелкие глобулярные зерна остаточной β-фазы, объемная доля которой не превышает 1% (рис. 2в). Детальные ПЭМ исследования микроструктуры образцов ВТ6 продемонстрировали наличие тонких прослоек остаточной β фазы между α пластинами (рис. 2г). Плотность дислокаций внутри пластин α-Ti составляет ρ = (6–7) × 10⁹ см^–2. Элементный состав образцов ВТ6, измеренный методом энергодисперсионного анализа, представлен в табл. 2. Видно, что содержание ванадия внутри пластин α-фазы и прослоек β-фазы не превышает 2.6 и 23.1% соответственно.

Рис. 2.

Оптическое (а), РЭМ- (б) и ПЭМ-изображения (г) микроструктуры, а также карта распределения фаз, полученная методом дифракции обратно рассеянных электронов (в) в образцах ВТ6.

Таблица 2.  

Элементный состав образцов ВТ6, измеренный в точках, указанных на рис. 2г

Элемент	Точка 1, вес. %	Точка 2, вес. %	Точка 3, вес. %	Точка 4, вес. %
Ti	87.1	87.2	72.8	73.0
Al	11.2	10.2	4.1	3.9
V	1.7	2.6	23.1	23.1

На рис. 3а приведена зеренная микроструктура образцов ВТ14. Внутри столбчатых первичных зерен β-фазы, средний поперечный размер которых составляет 1 мм, располагаются разориентированные пластины α-Ti с поперечными размерами от 0.3 до 1.5 мкм (рис. 3б, в). Между пластинами α-фазы обнаружена остаточная β-фаза, имеющая пластинчатую или глобулярную морфологию. Согласно данным дифракции обратно рассеянных электронов, объемная доля остаточной β-фазы составляет 5%. Содержание ванадия и молибдена внутри прослоек β-фазы не превышает 5.3 и 18.9% (табл. 3).

Рис. 3.

Оптическое (а) и ПЭМ-изображения (в) микроструктуры, а также карта распределения фаз, полученная методом дифракции обратно рассеянных электронов (б) в образцах ВТ14.

Таблица 3.  

Элементный состав образцов ВТ14, измеренный в точках, указанных на рис. 3б

Элемент	Точка 1, вес. %	Точка 2, вес. %	Точка 3, вес. %	Точка 4, вес. %
Ti	91.2	92.2	72.1	73.4
Al	7.2	7.3	2.2	2.0
V	0.6	0.3	4.3	3.6
Mo	1.0	0.2	21.4	21.0

Рентгенофазовый анализ

Рентгенофазовый анализ показал, что соотношение интенсивностей дифракционных линий в образцах ВТ1-0 (рис. 4, кривая 1) близко к соотношению интенсивностей соответствующих линий в надлежащем стандартном образце (эталоне). При этом, как видно из табл. 4, параметр а незначительно превышает, а параметр с оказывается существенно ниже табличного значения низкотемпературной α-фазы (а = 2.9511 Å, с = 4.6843 Å [20]). Величина растягивающих остаточных напряжений в образце ВТ1-0 достигает 1.2 ГПа.

Рис. 4.

Рентгенограммы образцов ВТ1-0 (1), ВТ6 (2) и ВТ14 (3).

Таблица 4.  

Объемная доля фаз, параметры решетки α-фазы, величина остаточных напряжений в образцах ВТ1-0, ВТ6 и ВТ14, определенные методом рентгеновской дифракции

		ВТ1-0	ВТ6	ВТ14
Объемная доля фаз, %	α-Ti	100	97.1	89.5
	β-Ti	–	2.9	10.5
Параметр решетки, Å		а = 2.9599 с = 4.6369 с/а = 1.5666	а = 2.9309 с = 4.6692 с/а = 1.5907	а = 2.9407 с = 4.6786 с/а = 1.5988
Остаточные напряжения, ГПа		1.2	–0.6	–1.4

На дифрактограммах образцов ВТ6 присутствуют пики, соответствующие различным кристаллографическим плоскостям α-Ti, а также выраженный дифракционный пик, соответствующий β-Ti (110) (рис. 4, кривая 2). Объемная доля β-фазы в образцах ВТ6 составляет 2.9%. Образцы ВТ6 обладают преимущественной ориентацией зерен α-фазы в направлении (101), а параметры решетки α-Ti оказываются существенно ниже их табличных значений. Необходимо отметить, что в отличие от образцов ВТ1-0, в образцах ВТ6 присутствуют остаточные сжимающие напряжения 0.6 ГПа (табл. 4).

Как и образцы ВТ6, образцы ВТ14 имеют ярко выраженную текстуру в направлении (101) (рис. 4, кривая 3). На рентгенограмме образцов ВТ14 также присутствует пик, соответствующий β-Ti (110), объемная доля β-фазы достигает 10.5%. Остаточные напряжения в образцах ВТ14 являются сжимающими, их величина достигает 1.4 ГПа (табл. 4).

ОБСУЖДЕНИЕ РЕЗУЛЬТАТОВ

В процессе 3D-печати образцов ВТ1-0, ВТ6 и ВТ14, при кристаллизации наплавленного слоя имеет место эпитаксиальный рост столбчатых первичных зерен β-фазы, размеры которых зависят от скорости охлаждения ванны расплава. Когда температура наплавленного слоя оказывается меньше температуры β → α превращения, на границах первичных зерен β-фазы образуются зародыши α-фазы, которые прорастают в объем зерен β-фазы по определенным ориентационным соотношениям Бюргерса. Вследствие относительно низкой скорости охлаждения ванны расплава в первичных зернах β-фазы образуются колонии, которые содержат пластины α-фазы с одинаковыми ориентационными соотношениями между β- и α-фазами. При наличии стабилизирующих β-фазу элементов в титановом сплаве пластины α-фазы разделены прослойками остаточной β-фазы. Естественно ожидать, что образцы технического титана ВТ1-0 и титановых сплавов ВТ6 и ВТ14, полученные в одинаковых условиях, характеризуются близкими размерами как столбчатых первичных зерен β-фазы, так и мартенситных пластин α-фазы.

Содержание остаточной β-фазы в титановых сплавах ВТ6 и ВТ14 существенно отличается. Прежде всего, необходимо отметить, что объемная доля β-фазы в образцах ВТ6 и ВТ14, определенная методом дифракции обратно рассеянных электронов, оказалась существенно меньше, чем аналогичная величина, определенная методом рентгеновской дифракции. Это, очевидно, связано с недостаточно высоким разрешением электронного микроскопа, которое, в свою очередь, определяет пространственное разрешение метода дифракции обратно рассеянных электронов. Необходимо отметить, что, как правило, методы дифракции обратно рассеянных электронов и рентгенофазового анализа, в том числе с использованием синхротронного излучения, показывают одинаковое содержание β-фазы в титановом сплаве [21].

В общем случае, объемная доля остаточной β-фазы в титановых сплавах зависит от содержания стабилизирующих β-фазу элементов, а также от условий термомеханической обработки этих сплавов. Поскольку параметры 3D-печати образцов ВТ6 и ВТ14 были одинаковыми, то различное количество β-фазы определяется исключительно различным содержанием стабилизирующих β-фазу элементов. Для оценки влияния легирующих элементов на стабильность β-фазы в титановых сплавах принято использовать молибденовый эквивалент [22]:

В исследованных титановых сплавах ВТ6 и ВТ14 суммарное содержание стабилизирующих β-фазу элементов, выраженное в молибденовом эквиваленте, имеет близкие значения (3.0 и 3.8 соответственно). В то же время, согласно данным рентгеновской дифракции, объемная доля остаточной β-фазы в исследованных образцах ВТ6 и ВТ14 составляет 2.9 и 10.5% соответственно. Различное содержание β-фазы в титановых сплавах можно объяснить с учетом электронной микроструктуры легирующих элементов.

Известно, что титан имеет две полиморфные модификации, а, именно, низкотемпературную ГПУ- и высокотемпературную ОЦК-решетки. Электронная конфигурация атома титана имеет вид [Ar] 3d ²4s ². При низких температурах внешние s-электроны экранируют электроны на внутренних орбиталях, не допуская взаимодействия (перекрытия) валентных d-орбиталей. Сферическая симметрия внешней 4s-орбитали обусловливает формирование плотноупакованной решетки титана. Увеличение энергии электронного газа при температурах выше 882°C приводит к тому, что один s-электрон переходит с 4s-орбитали на более высокоэнергетическую 3d-орбиталь. Изменение степени перекрытия d-орбиталей, приводит к увеличению степени ковалентной связи между атомами титана и обусловливает формирование ОЦК-решетки.

Атомы ванадия, электронная конфигурация которых имеет вид [Ar] 3d ³4s ², имеют на один d-электрон больше, чем атомы титана. При замещении части атомов титана атомами ванадия увеличивается количество электронов на d-орбиталях системы Ti–V, что приводит к увеличению степени ковалентности связи между атомами даже при отсутствии возбуждения электронной подсистемы, т.е. в отсутствие переходов электрона c 4s- на 3d-орбиталь. Как следствие, титановый сплав, легированный ванадием, может иметь высокотемпературную ОЦК-решетку даже при комнатной температуре. Электронная конфигурация другого стабилизатора β-фазы – молибдена – имеет вид [Ar] 4d ⁵5s¹. Соответственно, атомы молибдена имеют еще больше валентных электронов на d-орбитали по сравнению с атомами ванадия, а, следовательно, это приводит к еще большему увеличению степени ковалентности связи между атомами титана. Именно поэтому сплавы ВТ14 характеризуются более высоким содержанием остаточной β-фазы.

В свою очередь, атомы алюминия Al ([Ar] 3s²3p¹) как стабилизирующего α-фазу элемента способны забирать валентные электроны у менее электроотрицательного титана, а, следовательно, обеспечивать сохранение низкотемпературной ГПУ-решетки при температурах выше 882°С. Как следствие, титановые сплавы ВТ6 и ВТ14 характеризуются близким содержанием алюминия, а, следовательно, близкими температурами полиморфного превращения.

Согласно результатам энергодисперсионного анализа, локальное содержание Al в пластинах α-фазы и прослойках остаточной β-фазы титанового сплава ВТ6 оказывается в два раза больше, чем в титановом сплаве ВТ14. Данный результат связан с тем, что молибден уменьшает диффузионную подвижность алюминия и, соответственно, препятствует его сегрегации в процессе β → α превращения. Высокая концентрация алюминия в α-фазе образцов ВТ6 и ВТ14 проявляется в отклонении экспериментально измеренных параметров их кристаллической решетки от табличных значений низкотемпературной α-фазы. Хорошо известно, что наличие алюминия в ГПУ решетке титана приводит к уменьшению параметров а и с, при одновременном увеличении отношения с/а [23]. Как видно из табл. 4, в образцах ВТ6 с более высоким содержанием Al в пластинах α-фазы параметры а и с оказываются существенно меньше по сравнению с аналогичными параметрами в образцах ВТ14.

Отличительной особенностью образца ВТ1-0 является очень низкое значение параметра с, при этом параметр а остается близким к табличному значению α-фазы (табл. 4). Аналогичное уменьшение параметра с наблюдали в образцах ВТ1-0, подвергнутых криопрокатке и последующему отжигу при температуре 250°С [24]. По аналогии с работой [23] можно предположить, что снижение параметра с обусловлено наличием большого количества деформационных двойников и двойников отжига, возникающих как в результате высоких растягивающих напряжений, так и в результате интенсивного прогрева образцов ВТ1-0 в процессе 3D-печати.

Хорошо известно, что высокие остаточные напряжения являются одним из недостатков металлических изделий, причем их величина и знак зависят, как правило, от параметров 3D-печати [25]. В настоящей работе, несмотря на близкие параметры 3D-печати, остаточные напряжения в образце ВТ1-0 являются растягивающими, в то время как в образцах ВТ6 и ВТ14 напряжения являются сжимающими.

Причиной возникновения высоких растягивающих напряжений в образцах ВТ1-0 является низкая жидкотекучесть титана, которая в чистом титане составляет 500 мм [26]. Краевой угол смачивания поверхности образцов технически чистого титана варьируется в пределах от 66° [27] до 87° [28]. Столь широкий разброс значений углов смачивания, очевидно, связан с различной шероховатостью исследованных образцов. Коагуляция жидкого металла в ванне расплава и последующая коалесценция капельной фракции сопровождается стягиванием пространства между боковыми поверхностями соседних капель посредством их упругой деформации. Степень деформации поверхности капель прямо пропорциональна расстоянию между каплями и обратно пропорциональна размеру капель [29].

Увеличения жидкотекучести титана можно добиться путем снижения температурного интервала кристаллизации, а также увеличения удельной теплоты кристаллизации. Распространенным способом увеличения жидкотекучести титана, а, следовательно, увеличения его литейных свойств и свариваемости является добавление алюминия, который хотя и приводит к некоторому расширению интервала кристаллизации, однако существенно увеличивает теплоту кристаллизации. Например, добавка 10% Al увеличивает теплоту кристаллизации титана от 320 до 430 кДж/кг [25]. Согласно [30], краевой угол смачивания поверхности титанового сплава ВТ6 составляет 35.5°, то есть оказывается существенно меньше краевого угла смачивания поверхности технически чистого титана.

Увеличение жидкотекучести титановых сплавах ВТ6 и ВТ14 до 600 мм [26] по сравнению с жидкотекучестью технически чистого титана позволяет не только снизить мощность электронного пучка, а, следовательно, уменьшить скорость и время охлаждения ванны расплава, но и предотвращает развитие растягивающих напряжений, обусловленных коалесценцией капельной фракции в ванне расплава. В результате в образцах ВТ6 и ВТ14 развиваются сжимающие напряжения, связанные с возникновением температурного градиента между предыдущим и последним напечатанным слоем. Механизм формирования сжимающих напряжений в образцах ВТ6, полученных методом 3D-печати, подробно описан в [14]. Как показали наши исследования, величина сжимающих напряжений в образцах ВТ6 оказалась существенно меньше, чем в образцах ВТ14. Последнее может быть связано с тем, что отожженный прокатанный образец ВТ6, который был использован в качестве эталона при определении напряжений в образцах ВТ6, характеризуется не только отсутствием внутренних напряжений, но и более низким содержанием ванадия в α-Ti. В свою очередь, в исследованных образцах ВТ6 содержания ванадия в пластинах α-Ti оказывается существенно выше величины его предельной растворимости в α-фазе, о чем также косвенно свидетельствует низкая объемная доля β-фазы.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

В работе проведено сравнение микроструктуры и фазового состава образцов технического титана ВТ1-0 и титановых сплавов ВТ6 и ВТ14, полученных методом электронно-лучевой проволочной аддитивной технологии. Методами оптической, растровой и просвечивающей электронной микроскопии, а также дифракции обратно рассеянных электронов показано, что образцы ВТ1-0, ВТ6 и ВТ14, полученные в одинаковых условиях, характеризуются близкими размерами как столбчатых первичных зерен β-фазы титана, так и пластин мартенситной α-фазы, собранных в пакеты. Поперечные размеры первичных зерен β-фазы достигают 2 мм, а поперечные размеры пластин α-Ti варьируются в пределах от 0.3 до 1.5 мкм. Объемная доля остаточной β-фазы в образцах титановых сплавов ВТ6 и ВТ14 составляет 2.9 и 10.5% соответственно.

Методом рентгеновской дифракции исследованы параметры решетки α-фазы в образцах ВТ1-0, ВТ6 и ВТ14. Показано, что образцы ВТ1-0 характеризуются низким значением параметра с, параметр а остается близким к табличному значению α-фазы. В образцах ВТ6 и ВТ14 параметры a и c решетки α-Ti оказываются существенно ниже их табличных значений. Наиболее низкие параметры a и c имеют образцы ВТ6, характеризующиеся максимальным содержанием Al в пластинах α-фазы.

Наличие алюминия оказывает существенное влияние на величину и знак остаточных напряжений в исследованных титановых сплавах. Остаточные напряжения в образцах ВТ1-0 являются растягивающими, а их величина достигает 1.2 ГПа. Образцы ВТ6 и ВТ14 характеризуются остаточными сжимающими напряжениями величиной 0.6 и 1.4 ГПа соответственно.