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

зусмые удлинением и поперечным сужением, с пониже­ нием температуры уменьшаются в меньшей степени, чем пластичность а+|3-сплавов. Такие сплавы, как АТ2,

АТ2-2, АТ2-3, АТ2-4, ВТ5, ВТ5-1, ОТ4-1, ОТ4, ВТ6 и

ВТ6С, сохраняют высокую пластичность до температуры жидкого азота (—196° С), но при температуре жидкого водорода (—253° С) пластичными остаются лишь сплавы серии АТ и ОТ4-1. Хотя р-сплавы обладают достаточно высокой пластичностью при комнатной температуре, их пластические характеристики резко уменьшаются при понижении температуры и при температуре ниже (—75)-У-(—80° С) наступает хрупкое разрушение.

Ударная вязкость всех титановых сплавов уменьшает­ ся с понижением температуры, но сплавы типа АТ2 со­ храняют довольно-высокие ее значения при криогенных температурах, что следует из приведенных в табл. 19 данных.

Т а б л и ц а 19

Ударная вязкость титановых сплавов при криогенных температурах

При понижении температуры сопротивление устало­ сти титановых сплавов повышается и лишь при темпера­ туре жидкого водорода (—253° С) усталостная прочность некоторых сплавов (например, ВТ6) несколько снижа­ ется.

Чувствительность к надрезу при криогенных темпера­ турах у а-сплавов значительно меньше, чем у сс+Р-спла- вов. Поэтому a-f-p-сплавы применяют лишь до темпера­ туры жидкого азота (—196°С). Для работы при более низких температурах пригодны сплавы типа АТ2 и ВТ5-1.

Аналогичные выводы следуют из работы [178], в ко­ торой приведены результаты испытаний на растяжение образцов с острым краевым надрезом из отожженных листовых сплавов Ti—6AI—4V и Ti—5А1—2,5Sn марки ELI. В настоящее время это предпочтительные компози­ ции для применения в сосудах под давлением, содержа-

155

щих криогенные жидкости. В этих испытаниях отноше­ ние предела прочности в остром надрезе к пределу теку­ чести, равное или большее единицы, соответствует вязкому состоянию металла; это состояние характерно для обоих сплавов при комнатной температуре. По мере того, как температура испытания понижается, у обоих сплавов уменьшается вязкость. Чувствительность спла­ вов к надрезу значительно усиливается в интервале

Содержание0, %

Рис. 79. Влияние кислорода на поперечное сужение и удлинение сплавов ВТ5-1 (а) и ВТб (б) при —196 (/) и 20° С (2)

температур от —196 до —253° С. Подобное поведение в этой температурной области характерно также и для других титановых сплавов в отожженном и термоупроч­ ненном состояниях. Потеря вязкости более резко выра­ жена и имеет место при более высоких температурах для сплава Ti—6А1—4V, чем для сплава Ti—5А1—2,5Sn.

Примеси внедрения (кислород, азот, углерод) сильно повышают склонность всех титановых сплавов к хладно­ ломкости. Поэтому при криогенных температурах нужно стремиться к возможно меньшему содержанию в спла­ вах примесей внедрения. Эффекты охрупчивания, обус­ ловленные примесями внедрения, иллюстрируются при­

156

при криогенных температурах содержание кислорода в них не должно превышать 0,12%- Важное значение име­ ет и характер микроструктуры: она должна быть равно­ осной, мелкозернистой.

В работе [178] были определены механические свой­ ства сплава Ti—5А1—2,5Sn с тремя уровнями содержа­ ния примесей внедрения при температуре —253° С. Было обнаружено, что предел текучести сплава возрастает с увеличением содержания элементов внедрения, а проч­ ность в надрезе при этом уменьшается.

Описанные выше результаты и другие аналогичные данные привели к необходимости разработки модифика­ ций промышленных сплавов Ti—5А1—2,5Sn и Ti—6А1—■ 4V с пониженным содержанием примесей внедрения (ELI). Титановые сплавы марки ELI содержат кислоро­ да до 0,12%. В этих сплавах предусматривается также пониженное содержание железа и других |3-стабилизиру- ющих элементов. Хотя железо не является элементом внедрения, оно охрупчивает титановые сплавы при крио­ генных температурах.

СВЕРХПЛАСТИЧНОСТЬ ТИТАНА И ЕГО СПЛАВОВ

В последнее время все большее внимание уделяется изучению сверхпластичности металлов и сплавов, так качк этот эффект может привести к существенному совер­ шенствованию режимов и методов обработки металлов давлением. Это явление впервые детально исследовали А. А. Бочвар и 3. А. Свидерская [179], которые п ввели термин сверхпластичность в металловедческую литера­ туру. Обзор полученных экспериментальных данных и анализ предложенных гипотез сверхпластичности даны в монографиях [180, 181].

Характерными особенностями сверхпластичности яв­ ляются необычно высокие деформации при действии рас­ тягивающих напряжений (образец из эвтектического сплава системы висмут—олово в состоянии сверхпла­ стичности удлиняется в 20 раз без разрушения) и не­ обычно низкие сопротивления деформации (в 10 и более раз ниже, чем у тех же сплавов в обычном состоянии).

При испытаниях па растяжение образцы металла в еверхпластичном состоянии деформируются равномерно по всей длине без образования шейки. Сопротивление деформации о повышается с увеличением истинной (ло­

157

где т — коэффициент чувствительности напряжения к скорости деформации. Коэффициент т равен единице для идеально вязких материалов. Для сверхпластичных материалов т зависит от скорости деформации и в ин­ тервале скоростей деформации 104—10~2с-1 имеет макси­ мальное значение 0,4—0,8. Полагают, что для развития сверхпластичности необходимо обеспечить такие условия деформации, чтобы значение т превышало 0,3—0,35 [182]. При достаточно большой скорости деформации

тстановится меньше 0,3 и сверхпластичность исчезает. Необходимым условием развития сверхпластичности

является метастабилыюсть структуры [180], приводя­ щая к резкому ускорению диффузионных процессов. Эта метастабильность может быть обусловлена: а) чрезвы­ чайно мелкозернистой структурой (микрозеренная пла­ стичность) или б) фазовыми превращениями (пластич­ ность при превращении).

Микрозеренная пластичность развивается при темпе­ ратурах выше половины абсолютной температуры плав­ ления при величине зерна меньше нескольких микрон. Хотя нет полной ясности в механизме микрозеренной пластичности, наиболее достоверными явлениями, ответ­ ственными за ее развитие, считают следующие [183— 187]:

а) ползучесть по механизму Набарро—Херинга; б) пограничная ползучесть, обусловленная диффузией

вакансий, в модификации Кобла и Джонса; в) скольжение по границам зерен.

Механизм ползучести по Набарро—Херрингу (ее на­ зывают диффузионной пластичностью) заключается в следующем.

Если к зерну размерами I приложены растягивающие напряжения о, то возникает направленный поток атомов.

Кристалл удлиняется в направлении растягивающих напряжений. Скорость диффузионной ползучести опре­

158

где А — коэффициент, учитывающий форму зерна (Л «

л?25 для равноосных зерен);

I)вектор Бюргерса;

D — коэффициент объемной диффузии;

k— постоянная Больцмана;

Т— абсолютная температура.

Таким образом, скорость деформации при диффузион­ ной ползучести должна быть пропорциональна напряже­ нию и обратно пропорциональна квадрату линейных раз­ меров зерна. При чрезвычайно мелких зернах этот вид ползучести становится доминирующим.

Как показали расчеты, приведенные в работе [185], скорости деформации, вычисленные из уравнения (43) для технического титана и сплава ВТ5-1 при температу­ ре развития в них сверхпластичности (940 и 1040°С со­ ответственно), примерно на четыре порядка меньше экс­ периментально наблюдаемых. Отсюда следует, что ко­ эффициент объемной диффузии слишком мал, чтобы объяснить эффект сверхпластичности. Поэтому многие исследователи ответственным за рассматриваемое явле ние считают диффузию по границам зерен, которая про­ текает со скоростями, на несколько порядков большими, чем скорость объемной диффузии.

М. X. Шоршоров, А. С. Тихонов и В. Г. Осипов [186] отмечают, что в определенных условиях сильно развитая межфазная или межзеренная поверхность является ин­ тенсивным источником вакансий при относительно низ­ ких температурах. В итоге при необычно низких темпе­ ратурах в мелкозернистых материалах развивается вакансионная ползучесть, которая концентрируется по границам зерен. Оценочные расчеты, приведенные в рабо­ те [186], показывают, что концентрация вакансий в усло­ виях развития сверхпластичности может в 1000 раз пре­ вышать равновесную. Если коэффициент диффузии в условиях сверхпластичности в 103—104 раз больше рав­ новесного значения, то уравнение (43) будет давать ско­ рости деформации, близкие к экспериментально наблю­ даемым.

Скольжение по границам зерен связывают также с процессами миграции границ зерен, с определенного ти­ па ступенчатой рекристаллизацией, которая контролиру­ ется движением ступенчатых винтовых дислокаций. По­ лагают также, что доминирующий механизм деформации при сверхпластичности обусловлен скольжением по гра-

159

пицам зерен, скорость которого определяется кинетикой переползания дислокаций внутрь и вдоль границ тех зе­ рен, которые оказывают наибольшее сопротивление де­ формации1. Решающая роль пограничных процессов в развитии сверхпластичности подтверждается тем фак­ том, что при сверхпластичном течении зерна не меняют своей формы и размеров, в них не наблюдается линий скольжения.

Второй вид сверхпластичности обусловлен фазовыми превращениями, развивающимися во время деформации. При фазовых превращениях возникает большое число несовершенств кристаллического строения, пропорцио­ нальное объемному эффекту превращения и поверхности межфазных границ. В связи с этим следует отметить се­ рию работ С. Т. Кишкина и С. 3. Бокштейна с сотрудни­ ками [188, 189], которые установили, что коэффициенты диффузии атомов при фазовых превращениях в титане на один-два порядка больше, чем в стабильных услови­ ях. Подвижность примесных атомов в момент превраще­ ния может быть даже на четыре порядка выше, чем в случае обычной диффузии [189].

По представлениям, которые развиваются в работе [190], сверхпластичность во время фазовых превращений обусловлена внутренними напряжениями, возникающими из-за разности удельного объема фаз. Внутренние на­ пряжения накладываются на внешние, и суммарное на­ пряжение, вызывающее течение металла, оказывается значительно больше приложенного. Деформация металла при полиморфном превращении пропорциональна объем­ ному эффекту при фазовых превращениях AV/V.

О величине объемных изменений при фазовом =рьр-превращении в титане опубликованы противоречи­ вые данные. В работе [191] для чистого титана принято ДУ/Уда5%. Это, по-видимому, слишком завышенное значение. В. Д. Садовский с сотрудниками [192] по из­ вестным параметрам решетки а и с и коэффициентам линейного расширения установили, что объемный эффект при a ^ p -превращении в титане должен составлять

0,17%.

Внутренние напряжения а, возникающие при фазо­ вых превращениях из-за разного объема фаз, можно оце­ нить по уравнению

1 Обзор этих гипотез дай в работе Джонсона [187].

160

=3 кгс/мм2.

Вработе [193] объемный эффект при фазовом пре­ вращении в титане был вычислен из разной плотности а- и (5-фаз. Плотность p-титана при 900° С равна 4,32—

при 882° С менее 1 кгс/мм2, так что объемные эффекты в титане при полиморфном превращении должны эффек­ тивно способствовать развитию сверхпластичности.

Авторы работы [194] отмечают, что температуры, от­ вечающие оптимальным условиям сверхпластичности, всегда несколько ниже или температуры плавления ме­ талла, или температуры полиморфного превращения. По­ этому в соответствии с идеями Я- И. Френкеля сверхпла­ стичность можно рассматривать как «предпереходное» состояние системы, для которого характерно присутствие большого числа флуктуационных зародышей новой фазы. Эти зародыши все время возникают и растворяются, но при каждой температуре существует устойчивое распре­ деление зародышей по размерам. При некоторой темпе­ ратуре суммарная площадь всех внутренних поверхнос­ тей раздела зародышей с матрицей максимальна; эта температура Тсв и определяет оптимальные условия раз­ вития сверхпластичности. На основе этой модели авторы работы [194] получили следующую формулу для темпе­ ратуры Гсв:

g0~ минимальное количество атомов, участвую­ щих в образовании флуктуационных заро­ дышей новой фазы.