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

жет быть объяснено присутствием в структуре сплава метастабильной (3-фазы, которая при деформации образ­ ца, подвергающегося растяжению, претерпевает мартен­ ситное превращение и тем самым способствует сниже­ нию напряжений, вызывающих начальную дефор­ мацию.

А. Д. Лючков и др. [136] также пришли к убежде­ нию, что провал предела текучести в сплавах ВТ14,

ВТ8, Ti—4,5 А1—4 V—1,5 Сг —1,5 Fe после закалки с оп­ ределенного интервала температур обусловлен не а"-фа- зой, а нестабильностью (3-фазы. Они отмечают сущест­ венное различие наклона прямолинейного участка диаг­ раммы растяжения, соответствующего упругой дефор­ мации, для отожженных и закаленных образцов. Умень­ шение наклона кривой растяжения на участке упругой деформации в закаленных образцах они рассматривают как признак присутствия в структуре сплава механиче­ ски нестабильной фазы, испытывающей мартенситное превращение под нагрузкой. Увеличение наклона кривых на линейном участке по мере увеличения степени пред­ варительной деформации указывает на монотонный ха­ рактер уменьшения количества превращающейся (3-фа- зы. Повышение скорости деформации приводит к суже­ нию деформационного интервала распада (3-фазы и сме­ щению его в сторону меньших деформаций.

Ф. С. Мамонова при металлографическом анализе продольных сечений разорванных образцов обнаружила постепенное увеличение количества мартенситной фазы по мере приближения к поверхности разрушения [135].

Недавно была опубликована работа В. Н. Моисеева [131], в которой приведены новые данные в пользу свя­ зи провала предела текучести с механически нестабиль­ ными фазами. Сплавы ВТ14 и ВТ16 были закалены с разных температур, продеформпрованы вхолодную с разными степенями деформации, а затем подвергнуты рентгеноструктурному анализу. Структура сплава ВТ14, закаленного с 860 °С, была представлена примерно 40% (3-фазы и 60% a -фазы. Последующая деформация всего на 5% привела к существенному уменьшению количест­ ва (3-фазы и появлению фазы а'. При увеличении степени деформации до 20% (3-фаза полностью переходит в мар­ тенсит. Вместе с тем увеличивается и предел текучести. После полного превращения |3->-а' разница пределов прочности и текучести составляет обычную для механи­

110

чески стабильных u + p титановых сплавов величину 5—7 кгс/мм2 вместо 35 кгс/мм2 при провале.

В структуре сплава ВТ16 после закалки с 750 °С наб­ людается до 65% метастабилыюй p-фазы. При деформа­ ции на 5% часть метастабилыюй p-фазы переходит в мартенсит а", а при 20% деформации мартенситное превращение p-xz" проходит полностью.

Структура сплава ВТ16 после закалки с 850 °С пред­ ставлена мартенситом а" и небольшим количеством р-фазы. В результате деформации на 5% большая часть мартенсита а" переходит в p-фазу, а при дальнейшем увеличении степени деформации до 20% происходит об­ ратное превращение р-хх".

Последние наши исследования также показали, что провал предела текучести промышленных титановых сплавов может быть обусловлен как механически неста­ бильной p-фазой, так и мартенситом а". При повышении

стабильной p-фазы к структуре с большим количеством фазы а" и соответственно меняются причины провала предела текучести.

Обычно полагают, что большое различие между пре­ делами прочности и текучести свидетельствует о высо­ кой технологической пластичности. В. Н. Моисеев отме­

технологической пластичности, так как уже при неболь­ ших степенях деформации p-фаза превращается в мартен­ сит и предел текучести резко возрастает.

После закалки титановые сплавы подвергаются ста­ рению. Упрочнение при старении происходит в результа­ те распада метастабильных фаз, образовавшихся при за­ калке. Наибольший эффект упрочнения достигается при распаде p-фазы. При старении в ней выделяется доволь­ но много упрочняющей a-фазы. Однако a -фаза сама по себе сравнительно мягка и поэтому упрочнение при ста­ рении p-фазы меньше, чем можно ожидать, исходя из количества упрочняющей фазы. Чтобы избежать хруп­ кости, связанной с и-фазой, титановые сплавы старят по режимам, не приводящим к ее образованию, чаще всего при 500—550°С. При этих температурах упрочнение обеспечивается за счет a-фазы. Если распад p-фазы про­ исходит без образования ш-фазы, то сплавы можно ста-

Ш

рить и при более низких температурах. При низкотемпе­ ратурном старении выделения a-фазы более дисперсны и обеспечивают поэтому большое упрочнение. Зависи­ мость упрочнения при распаде (З-фазы от температуры и длительности старения можно описать хорошо извест­ ными кривыми для стареющих сплавов.

В последнее время было показано, что эффект упроч­ нения от co-фазы можно использовать, если ограничить

Рис. 68. Изменение прочностных характеристик при распаде мартенсита Р -эвтектоидных си­ стем (os'-фазы) и мартенсита Р-изоморфных систем (зС'-фазы)

ного старения можно придать высокую прочность при достаточной вязкости путем ограничения объемной доли co-фазы. В работе [137] было показано, что упрочненные

112

ва Ti — 10 Мо можно повысить вдвое при сохране­ нии удовлетворительной пластичности (6= 5-к6%). Оп­ тимальное сочетание прочностных и пластических

сти состаренных титановых сплавов, легированных изо­ морфными |3-стабилизаторами, от состава можно иллю­ стрировать рис. 69 [138]. Максимальной прочностью и твердостью обладают сплавы со второй критической концентрацией. Однако эффект старения (кривая 3 на рис. 69) наибольший в сплавах с первой и третьей кри­ тической концентрацией. Сплавы второго критического состава уже после закалки сильно упрочнены ю-фазой, их старение проводят только для того, чтобы перевести ш-фазу в a -фазу, если в этом есть необходимость. Разу­ меется, эти закономерности справедливы в том случае, если после закалки образуется м-фаза.

С повышением температуры нагрева под закалку до Лс3 прочность и твердость состаренных сплавов возра­ стают, а пластические свойства уменьшаются, особенно сильно при нагреве до температур, соответствующих (3-области. Оптимальное сочетание механических свойств состаренных а+(3-сплавов наблюдается после закалки с температур, близких к Лег-

Долгое время считалось, что сплавы, однофазные в равновесном состоянии, не меняют своих свойств при закалке и последующем от­ пуске. Позднее было показано, что не только в однофазных сплавах, но и в чистых металлах наблюдаются эффекты, обусловленные струк­ турными изменениями, вызванными закалкой и отпуском. Эти эффек­ ты могут быть связаны с атмосферами Коттрелла, К-состоянием, пе­ рераспределением дислокаций и вакансий, а также более сложным взаимодействием несовершенств между собой и с примесями.

Приведенные на рис. 70 и 71 экспериментальные данные убеди­ тельно показывают, что с помощью закалки из a -области и последу­ ющего отпуска можно существенно менять свойства сплава ВТ5-1 [139]. После стандартного отжига сплав ВТ5-1 имеет предел прочно­ сти 96,9 кгс/мм2, а с помощью закалки и отпуска его прочность мож­ но варьировать в пределах от 89 до 98,3 кгс/мм2.

Для изменения свойств сплава ВТ5-1 при закалке и отпуске ха­ рактерны следующие особенности:

1. Ударная вязкость сплава ВТ5-1 в закаленном состоянии значи­ тельно выше, чем в отожженном '.1

1 Аналогичный эффект был обнаружен также в работе [94].

2.Отпуск закаленного сплава ВТ5-1 при температурах 300—600° С приводит к повышению прочностных свойств и снижению ударной вязкости.

3.Свойства закаленного сплава наиболее интенсивно изменяются

впроцессе отпуска при 500—600° С.

Рис. 70. Влияние температуры отпуска на механические свойства сплава ВТ5-1, закаленного с 750 (сплошная линия) и 925° С (пунктирная линия) при длительности отпуска 6 ч

4.Пределы прочности и текучести изменяются в процессе отпу­

ска в тем меньшей степени, чем выше температура нагрева под за­ калку.

5.Из всех исследованных механических свойств при закалке и от­ пуске наиболее существенно изменяются пределы прочности и теку­ чести и особенно ударная вязкость.

114