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

ванадий, ниобий, тантал, молибден. Первые, два элемента образуют с и-тнтаном непрерывные твердые растворы, остальные относятся к p-изоморфным стабилизаторам. Ни один из указанных элементов не образует с титаном соединений и не дает эвтектоидной реакции. Характер­ но, что с понижением температуры растворимость вана­ дия, ниобия, тантала и молибдена в титане повышается. Для сохранения высокой пластичности при криогенных температурах содержание легирующих элементов в ти­ тане не должно превышать их предельной растворимости в a-фазе. Таким образом, для применения в криогенной технике наиболее подходят сх-сплавы с гексагональной плотноупакованной структурой, а не <х+|3- и р-сплавы, в которых есть фаза с о. ц. к. решеткой.

ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА СВОЙСТВА т и т а н о в ы х с п л а в о в

ПОСЛЕ ЗАКАЛКИ И СТАРЕНИЯ

Влияние легирующих элементов па свойства титано- . вых сплавов после закалки и старения связано с теми превращениями, которые протекают в них при термиче­ ской обработке. Рассмотрим прежде всего превращения, протекающие в титановых сплавах при закалке [1, 13, 129, 130]. При закалке титановых сплавов с температур, соответствующих p-области, в них происходит мартен­ ситное превращение, если концентрация р-стабилизато- ров не слишком велика. Это превращение происходит в интервале температур от Мн до Мк, которые понижа­ ются с увеличением содержания легирующих компонен­ тов и в сплавах с переходными элементами при концент­ рациях Скр и С’ достигают 20° С (рис. 62). Эти концент­

рации можно назвать первой и второй критической кон­ центрацией соответственно.

В сплавах титана с р-эвтектоидными стабилизатора­ ми при закалке образуется мартенситная фаза с не­ сколько искаженной гексагональной плотноупакованной решеткой. Эту фазу обозначают а'. Из схемы, приведен­ ной на рис. 62, следует, что при закалке из р-области структура сплавов с концентрацией легирующего эле­ мента меньше С должна быть представлена только

мартенситной фазой а', так как фигуративная линия сплава пересекает линии начала и конца мартенситного

102

f. кгс/мм?

Рис. 63. Свойства сплавов титана с хромом (а) и молибденом (б) после за­ калки из (3-области (по В. С. Лясоцкой и С. Г. Федотову)

ЮЗ

превращения. При концентрации легирующих элементов от Скр до Скр' мартенситное превращение не доходит до

конца и поэтому структура сплавов представлена а'- и (3-фазами. И, наконец, если концентрация (3-стабилиза­ тора превышает вторую критическую концентрацию (С” ), то при закалке из (3-области фиксируется только

(3-фаза. Помимо этого, при содержании (3-стабилизато­ ров, близком ко второй критической концентрации, в сплавах внутри |3-твердого раствора образуется особое состояние, которое называют «-фазой. Это состояние не выявляется при металлографическом анализе. Фаза м образуется при закалке в сплавах с концентрацией леги­ рующих элементов меньше третьей критической С'к” .

Изменение свойств титановых сплавов с (3-эвтектоид- ными стабилизаторами в зависимости от состава после закалки из (3-области иллюстрируется рис. 63, а на при­ мере сплавов системы Ti—Сг, закаленных с 950° С. Прочность и твердость сплавов увеличиваются с повы­ шением содержания хрома. Повышение твердости и прочности с увеличением содержания хрома до 3—4% связано с тем, что мартенситная фаза больше пересы­ щается хромом. Дальнейшее повышение твердости обу­ словлено тем, что в структуре сплава появляется м-состо- яние вместе с (3-фазой. Твердость достигает максимума

Эвтектоидообразующие легирующие элементы сна­ чала понижают модули упругости закаленных сплавов, но, как только появляется «-фаза, модули Е и G резко повышаются и достигают максимума при максимальном количестве co-фазы. За максимумом снова следует пони­ жение модулей упругости, которое вызвано уменьшени­ ем количества «-фазы в закаленных (3-твердых раство­ рах [131].

Структура сплавов титана с (3-изоморфными элемен­ тами после закалки из (3-области представлена схемой, приведенной на рис. 62, б. Первое отличие сплавов этого типа от сплавов титана с |3-эвтектоидными элементами состоит в том, что мартенситная фаза до некоторой кон­ центрации имеет гексагональную структуру (ее называ­ ют а'-фазой), а свыше этой концентрации начинается

104

ромбическое ее искажение тем более сильное, чем боль­ ше содержание легирующих элементов (такую фазу называют а"-фазой).

Второе отличие состоит в принципиально иной зави­ симости свойств сплавов, закаленных из p-области, от состава [129]. На рис. 63, б приведено для примера из­ менение свойств сплавов титана с молибденом в зависи­ мости от состава после закалки с 950° С. После закалки из [3-области прочность и твердость сплавов возрастают

8—8,6% Мо значительно меньше предела прочности. По­ перечное сужение и удлинение обнаруживают минимумы при содержании 4,0 и 10,2% Мо.

Модули упругости закаленных из [3-области сплавов

модулей упругости, а появление co-фазы приводит к их повышению. Отличие состоит в том, что минимум моду­ лей упругости в сплавах второго типа доходит до значи­ тельно меньших значений, чем в сплавах первого типа, а их максимумы не достигают тех величин, какие на­ блюдаются в сплавах с р-эвтектоидными стабилизатора­

ми [131].

Стабильность p-фазы, зафиксированной закалкой, существенно зависит от содержания р-стабилизаторов. Если содержание легирующего элемента не превышает концентрации С4 (рис. 62), то зафиксированная закал­ кой p-фаза распадается при длительном приложении напряжений и поэтому ее называют механически неста­ бильной. Эта механически нестабильная p-фаза испыты­ вает мартенситное превращение при деформации, что и приводит к провалу предела текучести (рис. 63, б).

Джаффи [14] объясняет провал предела текучести тем, что в определенном концентрационном интервале для начала мартенситного превращения требуется низ­ кое скалывающее напряжение. При приложении сравни­ тельно низких напряжений в p-фазе начинается мартен­

105

ситное превращение, что и приводит к падению предела текучести. С дальнейшим увеличением содержания мо­ либдена в (3-фазе напряжение, необходимое для начала мартенситного превращения, возрастает до тех пор, пока, наконец, не превысит критического скалывающего напря­ жения сдвига; в итоге провал пропадает (рис. 64).

В. Н. Моисеев [132] оцепил концентрационные обла­ сти существования механически нестабильной (3-фазы

по аномально большой разности между пределами проч­ ности и текучести. В отсутствие механически нестабиль­ ной (3-фазы эта разность составляет 5—7 кгс/мм2, а ког­ да она есть, то разность составляет 10—40 кгс/мм2. По этому эффекту удалось установить, что механически нестабильная |3-фаза образуется при закалке двойных сплавов, содержащих до 4% Fe, 12% Сг, 20%Мо, 20%V, 50% Nb, 50% Та.

Всплавах титана с эвтектоидными (3-стабилизатора­ ми провал предела текучести менее резко выражен, чем

всплавах с изоморфными (3-стабилизаторами, а в ряде систем (например, Ti — Мп) совсем не наблюдается.

Введение алюминия в сплавы увеличивает склонность метастабильной (3-фазы к распаду при деформации, и поэтому провал предела текучести в титановых сплавах, легированных алюминием, больше, чем в сплавах без алюминия.

Вдействительности, в закаленных двойных титано­ вых сплавах с |3-изоморфными стабилизаторами наблю-

106

даются два провала предела текучести. Эти два прова­ ла предела текучести отчетливо видны на рис. 63,6. Один из них наиболее сильно выражен при 8,3% Мо и обусловлен фазой а", а второй ■—при содержаниях бо­ лее 10,2% Мо и связан с механически нестабильной 13фазой.

При содержании легирующих элементов, превышаю­ щих концентрацию С4, полученная закалкой [3-фаза не

механически стабильной. Однако (3-фаза в этих сплавах не является термодинамически стабильной. При нагреве из нее выделяются дисперсные частицы a -фазы, что поз­ воляет упрочнять эти сплавы термической обработкой. И, наконец, при содержании легирующих элементов больше С5 получается термодинамически стабильная 13фаза.

Количество фаз, образующихся при закалке с разных температур, можно найти с помощью диаграммы состоя­ ния [83, с. 39]. Рассмотрим в качестве примера сплавы титана с [3-стабилизатором (рис. 65). Количество а- и 13фаз в сплавах при нагреве под закалку до температур, соответствующих а+[3-области, можно определить с по­ мощью правила рычага. Для примера на рис. 66, а показано изменение количества фаз при нагреве под за­ калку для сплава IV (рис. 65). С повышением темпера­ туры нагрева под закалку количество a -фазы уменьша­ ется и после закалки с температур выше Т' она исчеза­

ет. Температуру Т ’ по аналогии с обозначением крити­

107

ческих точек в сталях можно обозначить как Лс3 при нагреве и Агъ при охлаждении.

Количество p-фазы увеличивается лишь до темпера­ туры 7Кр, а затем уменьшается. Вместе с тем после за­ калки с температур выше Гкр, появляется мартенсит­ ная фаза. На приведенных графиках количество р-фазы указано вместе с ©-фазой, поскольку она когерентна по отношению к p-фазе. Кроме того, ©-состояние принима-

Рис. 67. Зависимость механических свойств сплавов Ti+3,6% Сг (а) и ТН-4,4% Мо (6) от температуры нагрева под закалку

ет участие в упрочнении состаренной p-фазы, если тем­ пература старения не слишком высока.

Рис. 66, б иллюстрирует количество остаточной р-фа- зы в сплавах разного состава. Эти данные показывают, что во всех сплавах с содержанием р-стабилизаторов меньше второй критической концентрации наибольшее количество p-фазы фиксируется при закалке с одной и той же температуры, при которой состав p-фазы отвеча­ ет второй критической концентрации. Эту температуру в дальнейшем будем обозначать Лг, оставив обозначение А\ для температуры эвтектоидного превращения.

Изменение свойств титановых сплавов в зависимости от температуры нагрева под закалку иллюстрируется рис. 67 на примере сплавов T i—3,6% Сг и T i—4,4% Мо. Исходное состояние было отожженным.

108

Прочностные свойства сплава Ti+3,6%Cr начинают резко возрастать после закалки с температур выше 700°С, когда в структуре сплава появляется ©-фаза. С повышением температуры нагрева под закалку твердость и прочность сплава растут, так как увеличивается коли­ чество p-фазы, а содержание хрома в ней уменьшается, в результате чего состав p-фазы приближается ко вто­ рой критической концентрации и упрочнение p-фазы за счет co-фазы возрастает. После закалки с 850° С р-фаза имеет состав, близкий к критическому, и упрочнение, обусловленное ©-фазой, максимально. После закалки с более высоких температур появляется а'-фаза; вместе с тем сильно уменьшается количество p-фазы, а следова­ тельно, и количество ©-фазы. Поэтому происходит неко­ торое уменьшение прочностных характеристик и повы­ шение пластичности.

Для сплава Ti+4,4% Мо после закалки с температу­ ры 750° С наблюдается резкий провал предела текуче­ сти, которому соответствует некоторое повышение пла­ стичности (рис. 67, б). Минимум предела текучести наб­

закалки с определенного интервала температур был об­ наружен для многих опытных и промышленных сплавов.

Джаффи [14] провал предела текучести в титановых сплавах после закалки с определенного интервала тем­ ператур объясняет теми же причинами, что и провал на

Р-стабилизаторами и принимает состав, при котором напряжения, вызывающие мартенситное превращение, оказываются ниже критических скалывающих напряже­ ний. М. И. Ермолова и др. [83, с. 145], исследуя структу­ ру и свойства закаленных промышленных титановых сплавов, пришли к иному заключению. По их мнению, ми­ нимум предела текучести в двухфазных титановых спла­ вах при закалке с температур, отвечающих а+р-обла- сти, обусловлен не p-фазой, а мартенситной фазой а". Однако этот вывод не согласуется с результатами, полу­ ченными другими исследователями.

Е. А. Виноградова и др. [133], В. Н. Моисеев и Л. В. Гераськова [134] при изучении структуры и свойств закаленных титановых сплавов ВТ14, ВТ15, ВТ16, приш­ ли к выводу, что резкое снижение предела текучести мо­

109