Файл: Пульцин Н.М. Титан и его применение в авиации.pdf

закалке с 1000° и оказывается стабильной при температурах от

ния [3-раствора, обладает значительной твердостью и прочно­ стью и сообщает изделиям из титановых сплавов необходи­ мые эксплуатационные качества. Мартенситное превращение ти­ тановых сплавов в известной мере подобно превращению аусте­ нита в сталях. Процесс [3—*-а' начинается при некоторой темпе­ ратуре Мн— мартенситной начальной точке и состоит в бездиф-

фузионной перестройке кубической решетки переохлажденной [3-фазы и в превращении ее в гексагональную структуру а-рас- твора. При этом вследствие низкой температуры и быстротеч­ ности процесса явлений диффузии не наблюдается и, следова­ тельно, выделение легирующих элементов, растворенных в [3-фа­ зе, не происходит. Поэтому получаемый твердый раствор на ос­ нове гексагонального титана оказывается перенасыщенным [3-ста­ билизаторами.

Температура мартенситного превращения зависит от степени легирования сплава и понижается с увеличением концентрации легирующих элементов. На фиг. 26 представлены графики зави­ симости Мн от концентрации легирующего элемента в двухком-

32

Понентном титановом сплаве. Эти графики построены по дан­ ным Дювеза, приведенным в монографии [3|, и показывают, что чем выше содержание легирующих компонентов, тем ниже тем­ пература мартенситного превращения. Когда эта температура снижается до комнатной, тогда мартенситное превращение пол­ ностью подавляется и в результате закалки фиксируется метастабильная |3-фаза. Это происходит при высоком содержании в сплаве ^-стабилизаторов.

Железо, марганец, хром и молибден являются элементами, наиболее сильно снижающими точку Мни эффективно подавляю­

щими мартенситное превращение даже при малых концентра­ циях. Вольфрам, ниобий и тантал являются в этом отношении более умеренно действующими добавками.

По сравнению с мартенситом сталей фаза а' титановых спла­

вов является значительно более мягкой и пластичной. Тем не менее отмечается [17], что в сплаве с 6,5% хрома микротвер­ дость а'-фазы равна 446 кг!мм2, в то время как для p-фазы она

составляет 381. Данных по твердости фазы а не приводится. Кроме р и а', при закалке титановых сплавов могут образо­

ваться и другие метастабильные фазы, например а" и ш. Об этих

По виду микроструктуры она почти не отличается от а', но имеет более мелкоигольчатое строение. Эта фаза, как и а', яв­ ляется мартенситной, но обладает не гексагональной, а ромби­ ческой кристаллической решеткой. Она получается при закалке в результате меньшего, чем при образовании фазы а', смещения атомов в процессе бездиффузионной перестройки кубической

-считается [3], что она представляет собой низкотемпературную модификацию твердого раствора р и имеет кубическую или псевдокубическую структуру с искаженной формой объемноцентрированной решетки, когерентно связанной с решеткой ос­ таточной р-фазы.

Эта фаза образуется при закалке и при отпуске, а также при действии сжимающих напряжений во многих сплавах титана с металлами переходных групп. Предполагается, что она является промежуточной, образующейся в процессе мартенситного пре­ вращения переохлажденного твердого раствора р, и представляет собой мартенситную фазу особого типа, не выявляемую под микроскопом. Образование ее в титановых сплавах является не­ желательным, так как вызывает высокую твердость и хрупкость.

Ни форма, ни размеры включений о>-фазы достоверно еще не установлены. Это в известной мере объясняется невозможностью или, скажем осторожнее, большой трудностью обнаружения вы­ делений ее при помощи металлографического исследования. Сме­ щения атомов, имеющие место при перестройке в ш, не накап­ ливаются, а компенсируются в пределах одной элементарной ячейки. Поэтому фазовое превращение не сопровождается обра­

сплава с 2% хрома и 4% алюминия (кривая 1) наибольшая, твер­

дость наблюдалась у конца, закаленного в воде, т. е. при макси­ мальной скорости охлаждения, обеспечившей, очевидно, получение мартенситной структуры. Среднелегированный сплав с 4% хрома и 4% алюминия (кривая 2) имеет максимум твердости на некото­

ром удалении от закаленного в воде конца образца, т. е. при мень­ шей скорости охлаждения. В этом случае твердая метастабильная структура образуется при менее жестких условиях охлаждения. На­ конец, высоколегированный сплав с 6 % хрома и 4% алюминия (кривая 3) имеет в результате закалки с максимальной скоростью'

охлаждения сравнительно мягкую метастабильную фазу р , в то время как твердая метастабильная фаза образуется при еще более низких, чем у среднелегированного сплава, скоростях охлаждения.

Нелегированный титан, а также а-сплавы его с алюминием и оловом, независимо от скорости охлаждения имеют структуру твердого раствора а. Структура сплавов, легированных [3-стаби~ лизаторами, может быть изменена закалкой. В таблице 6, по

34

данным Джаффи [17], приведена классификация промышленных титановых сплавов по микроструктуре, получаемой при медлен­ ном охлаждении и в результате закалки.

При нагреве закаленного титанового сплава может происхо­ дить отпуск или старение его. Получаемая при этом структура зависит от степени легирования сплава, строения его, получен­ ного в результате закалки, а также режима отпуска или старе­ ния. Если после закалки сплав имеет структуру а' или м, то при

нагреве в результате отпуска эти структуры превращаются в a-фазу. При этом твердость сплава падает.

Метастабильная структура [3, полученная при закалке, в ре­ зультате отпуска претерпевает сложные превращения. Первона­ чальный нагрев вызывает образование ш-фазы, сопровождаю­ щееся значительным повышением твердости. Увеличение времени выдержки приводит к превращению этой фазы в а-раствор и не­ которому снижению твердости. Таким образом, конечной струк­ турой при этом отпуске будет p-основа с включением «-фазы.

Процессы старения титановых сплавов можно проиллюстри­ ровать графиками зависимости твердости от времени выдержки (фиг. 28), аналогичными кривым старения дюралюмина.

Можно предположить, что в некоторых титановых сплавах, закаленных на структуру р, в течение первого времени (около 1 часа) старения происходят превращения, аналогичные, по край­

ней мере по эффекту повышения твердости, процессам измене­ ния внутрикристаллической структуры дюралюмина при есте­ ственном старении. Это предположение основано на результатах

сплава приводит к значительному повышению прочности при

температуры a f p-области (в среднем 745°) и последующего старения. Скорость охлаждения при закалке мало влияет на пластичность сплава (таблица 7), однако последующее старение

В ряде случаев превращение твердого раствора р в процессе от­ пуска, особенно при наличии напряжений, может приводить к так

36