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

Детально эти вопросы рассмотрены в монографий М. Л. Бернштейна [89].

СВОЙСТВА р-ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ

В настоящее время все большее внимание уделяется титановым сплавам с p-структурой. Это связано с тем, что р-титановые сплавы обладают комплексом ценных свойств. В первую очередь к ним необходимо отнести следующие:

1. Высокую технологическую пластичность в закален­ ном состоянии. Это связано с тем, что p-фаза, имеющая объемноцентрированную кубическую решетку, по своей природе более пластична, чем гексагональная а-фаза примерно такой же степени легированности. В закален­ ном состоянии р-сплавы имеют невысокую прочность, большое удлинение и поперечное сужение и поэтому хо­ рошо обрабатываются давлением. Листы из этих сплавов хорошо штампуются. Из некоторых закаленных р-спла- вов можно получать изделия холодной высадкой.

2. Большой эффект термического упрочнения, что свя­ зано с большим пересыщением закаленной p-фазы. Рас­ пад пересыщенной p-фазы при старении обеспечивает по­ вышение прочности сплавов в 1,5—1,7 раза.

3.Отличную коррозионную стойкость в агрессивных жидких и газообразных средах (в том числе и в горячих кислотах).

4.Малую склонность р-титановых сплавов к водород­ ной хрупкости при комнатной температуре при практи­ чески встречающихся концентрациях водорода.

Недостатками промышленных р-титановых сплавов являются: 1) невысокая термическая стабильность, в ре­ зультате чего их нельзя применять для длительной рабо­ ты при температурах выше 350° С; 2) большая склон­ ность к росту зерна, что вызывает трудности при сварке;

3)большой разброс механических свойств, вызванный химической неоднородностью сплавов в связи с высокой степенью их легирования и большой чувствительностью процесса старения к содержанию примесей внедрения.

Титановые сплавы с p-структурой можно разделить на сплавы с термодинамически нестабильной p-фазой и сплавы с термодинамически стабильной р-фазой.

Всплавах первого типа p-фаза фиксируется закал­ кой из p-области. Сплавы легируют переходными эле­

140

ментами, причем концентрация легирующих элементов должна быть настолько велика, чтобы фиксировалась ме­ ханически стабильная p-фаза. Титановые сплавы с меха­ нически стабильной p-фазой начали применяться в про­ мышленности с 1958 г. Первый отечественный сплав с механически стабильной p-фазой ВТ15 содержит 3—4%

А1; 7—8% Мо и 10—11,5% Сг [154]. Сплав ВТ15 постав­ ляется в виде листов, поковок и прутков. Сплав ВТ 15 в промышленных условиях закаливают в воде, темпера­ тура нагрева под закалку составляет 780—800° С. В за­ каленном состоянии сплав ВТ 15 обладает невысокой прочностью, большой пластичностью (ов—854-95 кгс/мм2; 6= 20%; ф= 60%) и хорошо штампуется. Затем сплав термически упрочняется за счет старения по режиму: на­ грев при 450° С, выдержка 25 ч плюс нагрев до 560° С, выдержка 15 мин. При старении из пересыщенного р- твердого раствора выделяются дисперсные частицы а-фа- зы, которые и обеспечивают упрочнение. После закалки и старения сплав имеет предел прочности 130—160 кгс/ /мм2 при удлинении около 6% (табл. 15).

141

Титановый сплав с пределом прочности 150 кгс/мм2 по удельной прочности эквивалентен стали с пределом про­ чности 255 кгс/мм2. Таким образом, ^-титановые сплавы с механически стабильной p-фазой обладают чрезвычай­ но высокой удельной прочностью. Однако эти сплавы имеют невысокую термическую стабильность из-за мета­ стабильности p-фазы и могут работать до температур

350° С.

В США первым промышленным р-титановым сплавом

путем дополнительного легирования. Однако увеличение содержания одного легирующего элемента повышает стабильность p-фазы лишь до некоторого предела. При дальнейшем увеличении содержания этого р-стабили- затора стабильность p-фазы остается неизменной. До­ полнительное улучшение стабильности р-сплава можно получить, вводя новые p-стабилизаторы, т. е. увеличивая число легирующих компонентов [155]. Примером подоб­ ных сплавов являются опытные отечественные сплавы ИВТ1 (7% Мо; 5,5% Сг; 3% F; 3% А1) [156, 157] и ТС6 (3% А1; 6% V; 4% Мо; 10% Сг) [158]. Сплав ИВТ1 после закалки и старения имеет высокие свойства: ав=142ч- -4-170 кгс/мм2; 6 = 10-=-7%; ф= 22-М1%.

Особый интерес вызывает американский сплав р—III, легированный молибденом, цирконием и оловом [159— 163]. Этот сплав обладает высокой технологической пла­ стичностью в закаленном состоянии. Он хорошо подда­ ется холодной обработке давлением. Отличительная его особенность — большая разница прочностных свойств в закаленном и состаренном состояниях. После закалки его прочность составляет порядка 65—75 кгс/мм2, а после старения достигает 140—160 кгс/мм2.

Эта особенность сплава обусловлена, во-первых, от­ сутствием в его составе алюминия (алюминий уменьша­ ет технологическую пластичность), во-вторых, легирова­ нием и цирконием, и оловом. Следует обратить внимание на то, что олово оказывает благоприятное влияние на технологические свойства и а-сплавов. Так, например, сплав ВТ5-1 с оловом технологичнее аналогичного спла­

142

ва ВТ5 с тем же содержанием алюминия без олова. Бла­ гоприятное влияние циркония и олова на технологичес­ кие свойства отмечал еще Л. П. Лужников в работе [83, с. 137]. В той же работе указывается, что цирконий и олово мало влияют на прочностные свойства закаленных р-сплавов, но существенно повышают эффект старения.

Вначале полагали, что р-титановые сплавы будут хо­ рошо свариваться и их специально разрабатывали как свариваемые титановые сплавы. К сожалению, промыш­ ленные р-сплавы не отличаются хорошей свариваемостью [164]. Сварные соединения обладают пониженной плас­ тичностью из-за распада p-фазы, который развивается в металле шва при его охлаждении. Распад p-фазы в ме­ талле шва и околошовной зоны происходит неравномер­ но по их объему из-за химической и физической неодно­ родности металла шва и околошовной зоны. В р-сплавах в металле шва развивается интенсивная внутридепдритная ликвация, вредные последствия которой не удается устранить термической обработкой сварных соединений. Свариваемость этих сплавов затрудняет также бурный рост зерна в р-области.

На свойства р-сплавов примеси внедрения оказывают большее влияние, чем на а- и а+р-сплавы. При повы­ шенных их содержаниях, в частности кислорода, в струк­ туре сплавов появляются строго ориентированные иголь­ чатые выделения «-фазы, которые служат концентрато­ рами напряжений. При старении кислород и азот переходят в a -фазу и сильно охрупчивают ее, так что у состаренных р-титановых сплавов с повышенным содер­ жанием примесей внедрения совершенно неудовлетвори­ тельная пластичность.

Кислород сильно ускоряет эвтектоидный распад р-фа- зы и может быть причиной появления интерметаллидов в Р-сплавах. Эти интерметаллиды располагаются по гра­ ницам зерен и отрицательно влияют на пластичность сплавов.

Газовые примеси сильно снижают ударную вязкость р-титановых сплавов. При минимальном содержании этих примесей ударная вязкость р-сплавов достигает зна­ чений 20 кгс-м/см2 и выше, что значительно облегчает операции холодной деформации (штамповка листов, вы­ садка крепежа и т. д.).

Содержание углерода в р-сплавах также должно быть более строго регламентировано, чем в а- и а+р-сплавах.

143

Поскольку углерод вступает с p-фазой в перитектоидную реакцию, растворимость его в fi-фазе меньше, чем в а- фазе. Поэтому карбиды в р-сплавах появляются при меньших концентрациях углерода, чем в а-сплавах. Бовен и Стабингтон [164] обнаружили карбиды в р-сплаве T i—14,5 Мо, который содержал всего 0,022% С. Карби­ ды выделяются на границах зерен, субзерен и дислока­ циях при длительных выдержках при температурах вы­ ше Асг■ Поскольку карбиды ухудшают свариваемость р-титановых сплавов [165, 166], то его содержание в р-сплавах, предназначенных для изготовления сварных конструкций, не должно превышать 0,03% (по массе).

Титановые сплавы с термодинамически устойчивой p-фазой мож­ но получить лишь на основе таких систем, в которых легирующие элементы имеют объемноцентрированную кубическую решетку при комнатной температуре и образуют с (3-титаном непрерывный ряд твердых растворов. К таким элементам принадлежат ванадий, мо­ либден, ниобий и тантал. Однако стабильные P-фазы в этих сплавах образуются при таких высоких концентрациях компонентов, что ти­ тановые сплавы теряют основное их преимущество, а именно срав­ нительно малый удельный вес. Лишь ванадий обладает приемлемым удельным весом, однако он дефицитен и дорог. Поэтому титановые сплавы со стабильной P-фазой не получили промышленного приме­ нения. В Англии запатентованы сплавы со стабильной p-структурой, содержащие 15—35% Мо и 13—35% V. Сплавы имеют достаточно высокую прочность и пластичность при комнатной температуре и от­ личаются хорошей обрабатываемостью. Сплавы сохраняют большое сопротивление ползучести до температур 500—600° С. Для обеспече­ ния высокого сопротивления ползучести необходимо, чтобы суммар­ ное содержание молибдена и ванадия было близко к 45%. Дальней­ шее увеличение содержания молибдена и ванадия нежелательно, так как повышается окисляемость сплавов.

С В О Й С Т В А Л И Т Е Й Н Ы Х Т И Т А Н О В Ы Х С П Л А В О В

Хотя первые фасонные отливки из титана были полу­ чены еще в первые годы его технического применения, промышленное освоение фасонного литья из титана и его сплавов длилось долгие годы. Трудности производства фасонных отливок из титана обусловлены его высокими скоростями взаимодействия со всеми известными сейчас формовочными и огнеупорными материалами, а также с газами. Литейные свойства титана и его сплавов доста­ точно высоки [167]. Вследствие малого интервала крис­ таллизации титановые сплавы имеют высокую жидкотекучесть и дают плотные отливки. Линейная усадка тита­ новых сплавов порядка 1%, а объемная — около 3%.

144

Однако высокие литейные свойства титана и его сплавов удалось реализовать лишь после разрешения ряда техно­ логических трудностей.

Для фасонного литья применяют титан и его сплавы: ВТЛ1, ВТ14Л, ВТ21Л, ВТ5Л, ВТЗ-1Л (табл. 16). По со­ ставу сплавы ВТ5Л, ВТ14Л и ВТЗ-1Л совпадают с дефор­ мируемыми сплавами ВТ5, ВТ14 и ВТЗ-1. Сплав ВТЛ1 относится к системе Ti—А1—Si, а сплав ВТ21Л относит­ ся к системе Ti—А1—Zr—Мо—Сг.

Т а б л и ц а 16

Средний химический состав и гарантированные механические свойства титановых литейных сплавов

Наиболее широко применяется сплав ВТ5Л, что обу­ словлено высокими литейными свойствами, простотой технологии получения из него отливок, распространенно­ стью и недефицитностью единственного в нем легирую­ щего элемента — алюминия, высокой пластичностью и ударной вязкостью отливок. Структура сплава ВТ5Л представлена крупными зернами a -фазы. Предел проч­ ности отливок при 20° С составляет 70—90 кгс/мм2, пре­ дел текучести 63—75 кгс/мм2, удлинение 6—13%, по­ перечное сужение 14—25%, ударная вязкость 3—7 кгсХ Хм/см2. Сплав не склонен к образованию горячих тре­ щин, хорошо сваривается. Сплав предназначен для фасонных отливок, длительно работающих при темпера­

(85 кгс/мм2), но меньшей ударной вязкостью. Структура сплава ВТЛ1 представлена зернами a -фазы и интерметаллидами. Сплав сваривается.

Сплав ВТ21Л, относящийся по структуре к иссвдо- а-сплавам, более прочен, чем описанные выше сплавы, но имеет меньшую пластичность и жидкотекучесть. По прочности при комнатной и повышенных температурах он уступает только сплаву ВТЗ-1Л. Структура отливок из этого сплава представлена крупными макрозернами с пластинчатыми a -зернами внутри них. Сплав сварива­ ется.

Сплав ВТ14Л (табл. 16) по химическому составу от­ личается от сплава ВТ14 большим содержанием алюми­ ния и дополнительным легированием железом и хромом. Отливки из сплава ВТ14Л отжигают при 850° С с после­ дующим охлаждением с печью со скоростью 2—4 град/ /мин, после чего он приобретает структуру, представлен­ ную а- и p-фазами. Упрочняющую термическую обработ­ ку для сплава ВТ14Л не применяют, так как это приво­ дит к резкому снижению пластичности отливок. Литейные свойства сплава ВТ14Л хуже, чем литейные свойства сплава ВТ5Л.

Наиболее прочный промышленный литейный сплав ВТЗ-1Л, но его пластичность и жидкотекучесть ниже, чем у сплавов ВТ1Л и ВТ5Л. Структура отливок из спла­ ва ВТЗ-1Л представлена фазами а, р и а', дисперсность которых зависит от условий охлаждения, в частности от габаритов отливки. Сплав характеризуется высокой тер­ мической стабильностью и жаропрочностью, Фасонные отливки из сплава ВТЗ-1Л могут длительно работать при температуре до 450° С.

А Н И З О Т Р О П И Я М Е Х А Н И Ч Е С К И Х С В О Й С Т В Т И Т А Н О В Ы Х С П Л А В О В

Полуфабрикаты, полученные обработкой давлением, обычно имеют анизотропные свойства. По предложению И. М. Павлова [168] различают кристаллическую ани­ зотропию, обусловленную ориентацией кристаллов, со­ ставляющих металл, в преимущественных направлениях, т. е. текстурой деформации, и механическую анизотро­ пию, связанную с волокнистой структурой деформиро­ ванного металла и строчечным расположением вторых фаз.

В работе [169] изучена анизотропия механических свойств горячекатаных листов двух а-титановых сплавов систем Ti—А1 и Ti—А1—V, легированных с таким расче­

146

том, чтобы получить примерно одинаковые механические свойства. В проведенной работе было обнаружено, что анизотропия предела текучести горячекатаных листов из а-сплавов названных систем невелика при любой техно­ логической схеме их получения. Различие в свойствах листов в разных направлениях составляет 2—4 кге/мм2.

В работе [170] приведены экспериментальные значе­ ния предела текучести по трем главным осям листа: х — в направлении, параллельном длине листа; у — в направ­ лении, параллельном ширине листа; z — в направлении, перпендикулярном плоскости листа. Различие в пределах текучести вдоль главных осей листа не превышает 3 кге/мм2. Какого-либо заметного превышения прочност­ ных свойств в одном направлении по сравнению со свой­ ствами в других направлениях не наблюдается.

Из анализа данных, приведенных в работе [171],сле­ дует, что прочностные свойства горячекатаных листов ти­ тана в поперечном и продольном направлениях также близки. Пластические свойства листов изменяются на 10—25%. Анизотропия свойств после молотовой ковки и отжига больше, чем после прокатки с последующим отжи­ гом при одинаковой суммарной деформации. Увеличение объема прокатки также уменьшает анизотропию меха­ нических свойств листов.

В работах [170, 172] отмечается, что введение в а-ти- тановые сплавы (3-стабилизирующих элементов приводит к уменьшению анизотропии листов. Это заключение под­ тверждается небольшой анизотропией свойств сплавов типа ОТ, относящихся к системе Ti—А1—Мп. Примеси внедрения, наоборот, усиливают различие механических свойств в разных направлениях. Так, в частности, при увеличении содержания кислорода в сплаве Ti—А1 до 0,19% анизотропия предела текучести листов достигала заметной величины (рис. 76). Г. С. Казакевич [172] от­ мечает, что для обеспечения минимальной анизотропии свойств в листах из а-сплавов системы Ti—А1 содержа­ ние кислорода не должно превышать 0,09%.

В ряде работ [170, 172] было показано, что в горя­ чекатаных листах систем Ti—А1 и Ti—А1—V не развива­ ется преимущественной кристаллографической ориенти­ ровки. Поэтому анизотропия свойств в них обусловлена не текстурой деформации, поскольку последней нет. ’ Г. С. Казакевич доказал, что основной вклад в формиро­ вание анизотропии механических свойств таких листов