Файл: Колачев, Б. А. Механические свойства титана и его сплавов.pdf

зо [80]. Элементы можно расположить в следующий ряд в порядке повышения температуры эвтектоидного превращения: Mn->-Fe-»-Cr->- -►Co->-Ni-»-Cu.

Эвтектоидный распад P-фазы в титановых сплавах приводит к рез­ кому ухудшению механических свойств; сплавы становятся настолько хрупкими, что их практическое применение исключается.

Структура большинства промышленных титановых сплавов в отожженном состоянии представлена или ос-фазой, или p-фазой, или той и другой вместе. Лишь несколько зарубежных сплавов имеют структуру, пред­ ставленную a-фазой и интерметаллидами. Поэтому ти­ тановые сплавы подразделяют на три класса:

1) а-сплавы, структура которых представлена а-фа- зой;

2) а+р-сплавы, структура которых представлена а- и р-фазами;

3) (3-сплавы, структура которых представлена меха­ нически стабильной р-фазой.

Помимо этого, С. Г. Глазунов [83, с. 13] предлагает выделить два переходных класса: а) псевдо-а-сплавы, структура которых представлена a-фазой и небольшими количествами p-фазы (не более 5%), и б) псевдо-р-спла- вы, структура которых после нормализации хотя и пред­ ставлена метастабильной p-фазой, но по свойствам они близки к а+р-сплавам с большим количеством р-фазы.

В связи с тем, что в последнее время нашли промыш­ ленное применение фасонные отливки из титана и его сплавов, имеет смысл титановые сплавы (как алюми­ ниевые и магниевые) подразделить на деформируемые

илитейные.

Втабл. 9 приведен химический состав промышлен­ ных титановых сплавов, применяемых в СССР, а в

табл. 10 — состав наиболее известных зарубежных сплавов.

Практически все титановые сплавы, за редким исклю­ чением, легируют алюминием, который обладает доволь­ но большой растворимостью в а-титане (рис. 38). Это обусловлено следующими преимуществами алюминия перед остальными легирующими компонентами: а) алю­ миний широко распространен в природе, доступен и сравнительно дешев; б) удельный вес алюминия значи­ тельно меньше удельного веса титана, и поэтому введе­ ние алюминия уменьшает удельный вес сплавов и повы­ шает их удельную прочность; в) алюминий эффективно упрочняет как а, о&-фр, так и р-сплавы при сохранении

61

удовлетворительной пластичности; г) алюминий сущест­ венно повышает жаропрочность титановых сплавов.

Алюминий уменьшает поперечное сужение, удлине­ ние, ударную вязкость и технологическую пластичность сплавов. Особенно резкое падение пластичности наблю­ дается при концентрациях алюминия более 7,0% из-за образования сверхструктуры а2 (рис. 38). Поэтому со­ став титановых сплавов должен выбираться таким об­ разом, чтобы образование сверхструктуры сс2 было иск­ лючено.

а-титановые сплавы легируют алюминием и нейтраль­ ными упрочнителями (цирконием и оловом), а псевдо-

63

Содержание /(V, % С ол .)

Содержаниеfit, %(помассе)

Рис. 38. Диаграмма состояния системы Ti—А!

64

содержат довольно большие количества р-стабилизато- ров, представленных переходными элементами, так как только они повышают стабильность p-фазы в такой сте­ пени,. что она полностью сохраняется при комнатной температуре. Наиболее распространенные элементы н этих сплавах молибден, хром, ванадий, железо, олово, цирконий, алюминий.

ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА МЕХАНИЗМ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ ТИТАНА

Пластическая деформация и механические свойства титана сильно зависят от микроструктуры, режимов предварительной обработки, незначительных колебаний химического состава, а тем более от содержания и при­ роды легирующих элементов. Естественно, что характер пластической деформации двухфазных титановых спла­ вов зависит также от свойств и количества составляю­ щих их а- и р-фаз.

В связи с обсуждаемой проблемой представляет ин­ терес работа [86], в которой изучен характер пластиче­ ской деформации а-сплава Ti — 3,86 А1 и р-сплава ВТ15 в сравнении с титаном при различных видах нагружения.

на p-фазу. Как и следовало ожидать, пластичность спла­ вов оказалась ниже, чем пластичность титана, но у а- сплава в основном меньше локальная пластичность (по­ перечное сужение а-сплава равно 25—30%, в то время как поперечное сужение титана 55—60%), а у р-сплава меньше равномерное удлинение (у сплава ВТ15 равно­ мерное удлинение составляет 1 —1,5% при поперечном сужении 47—60%). Эта особенность сплавов проявляет­ ся и в кривых растяжения, представленных на рис. 39.

а-сплава — на 37%, а р-сплава — на 52%.

При скорости растяжения 0,05 мм/мин в титане и а- сплаве видимые линии скольжения появляются при сте­

пенях деформации, больших 1,5—2%. Характер и плот­ ность линий скольжения свидетельствуют о равномерном протекании деформации по объему образца. Равномер­ ность деформации связана с большим числом систем скольжения в титане. Большое число систем скольжения в титане обеспечивает в то же время высокий коэффици­ ент деформационного упрочнения (4 кгс/мм2), сравни­ мый с коэффициентом упрочнения для металлов с ку­ бической структурой. Коэффициент упрочнения «-спла­ ва меньше (2 кгс/мм2), что, по-видимому, связано с меньшим числом систем скольжения и двойникования.

Пластическая деформация титана и «-сплава проис­ ходит не только путем сдвигово-дислокационного меха­ низма в объеме зерен, но и в результате смещений по границам зерен, чего не наблюдалось в р-сплаве. Одна­ ко вклад, который вносит в общую деформацию смеще­ ние границ зерен, невелик — около 0,5%.

Следы скольжения в |3-сплаве напоминают разветв­ ленную сеть трещин и распространяются от тела зерна к его границам. В сплаве ВТ15 границы зерен оказыва­ ют сильное сопротивление деформации; ни в одном слу­ чае не было замечено перехода линии скольжения через границу. Следы скольжения очень извилисты, что, воз­ можно, связано с поперечным скольжением.

При динамическом растяжении деформация локали­ зуется в более узком объеме, уменьшается число систем скольжения, одновременно участвующих в деформации каждого зерна, следы скольжения становятся менее из­ вилистыми. При динамическом растяжении титан дефор­ мируется скольжением, двойникованием и смещением зерен. При деформации сосредоточенным ударом про­ исходит только двойникование. Сплав Ti-f-3,8% AI при растяжении, в том числе и динамическом, деформирует­ ся только скольжением; при сосредоточенном ударе в нем наблюдается и двойникование. Сплав ВТ 15 при всех изученных видах нагружения деформируется толь­ ко скольжением.

Деформация сплава ВТ 15 протекает крайне неравно­ мерно [86, 87]; в отдельных зернах линии скольжения появлялись при внешних напряжениях, меньших преде­ ла текучести. Титан деформируется значительно равно­ мернее, чем сплав ВТ15. Видимые линии скольжения, двойники и границы зерен вносят в общую деформацию титана только 5%, остальные 95% деформации равно­

66

тором интервале температур их снижение замедляется,

азатём вновь ускоряется.

Втерминах термически активируемой деформации напряжения течения сплава T i— 15,2% (ат). Мо можно

разложить на две составляющие: термическую о* и

Рис. 41. Зависимость разрушающих напряжений <Тр, пределов прочно­

к температуре абсолютного нуля (т0), в координатах

то— С /г, где С — эквивалент кислорода в атомных до­ лях, хорошо соответствует экспериментальным данным для а-титана (рис. 35). Данные для сплава Ti—15,2% Мо с 0,07% О соответствуют прямой на рис. 35.

При растяжении образцов скорость деформации вре­ мя от времени понижали от 1,5-10—4 до 0,6-10—4 с-1. Из разницы напряжений при двух скоростях растяжения по уравнениям (4) были вычислены энтальпия деформа­ ции Я и активационный объем v*. С повышением темпе­

69