яио при базе 500 сут. начинает развиваться уже при 0,005% Н2 и при 0,008% Н2 безопасные напряжения со ставляют 40 вместо 100 кгс/мм2 для вакуумированного металла, т. е. происходит снижение разрушающих на пряжений до уровня 0,4 от прочности надрезанных об разцов. Таким образом, замедленное хрупкое разрушение в сплаве ОТ4-1 опаснее ухудшения малоцикло'вой проч ности при вакуумном отжиге.
Е. Л. Борисова с сотрудниками [419] изучила влия ние вакуумного отжига на структуру и свойства листов толщиной 2 мм из сплавов ВТ6С и ВТ20. Проведенные исследования показали, что отжиг в вакууме увеличива ет глубину микронеровностей поверхности сварного шва. Если в исходном состоянии глубина этих неровностей составляла 0,022 мкм, то после вакуумного отжига при 800° С она возросла в двадцать раз в пределах одного зерна и в семьдесят раз по границам зерен. При метал лографическом исследовании первые признаки вакуумно го растравливания были обнаружены для сплава ВТ6С после отжига при 650° С в течение 2 ч, а для сплава ВТ20 —после отжига при 750—800° С.
В этой же работе было обнаружено, что вакуумный отжиг сплавов ВТ6С и ВТ20 при 650—800° С мало вли яет на стандартные механические свойства гладких об разцов, но несколько ухудшает длительную прочность надрезанных образцов за 500 ч при комнатной темпера туре (на 6—10 кгс/мм2), циклическую прочность (на 10—15%), малоцикловую усталость. Конструктивная прочность при испытаниях пластин сплава ВТ6С в усло виях плоского напряженного состояния при вакуумном отжиге не ухудшается.
Авторы работы [419] связывают ухудшение служеб ных характеристик сплавов ВТ6С и ВТ20 при вакуумном отжиге с вакуумным растравливанием. Однако оно было очень невелико: микронеровности достигали 0,44 — 1,54 мкм. На поверхности листов при технологических операциях (зачистке, пескоструйной обработке и т. д.) создаются большие неровности, но они не оказывают вредного влияния на служебные характеристики. По-ви димому, причины вредного влияния вакуумного отжига на служебные свойства сплавов ВТ6С и ВТ20 более сложны, чем предполагается в работе [419].
В одной из наших работ [6] было обнаружено су щественное снижение ударной вязкости титановых об-
разцов, отожженных в вакууме при 900—1000° С, в про цессе их вылеживания при комнатной температуре. Этот эффект мы объяснили тем, что поверхность вакуумированного металла очень активна и взаимодействует с па рами воды даже при комнатной температуре. Это взаи модействие носит локальный характер и сказывается на свойствах лишь при наличии острого надреза. Механи ческая обработка поверхности или окисление ее при 300—400° С устраняет этот эффект. Американские иссле дователи [417] не столкнулись с указанным явлением
идовольно широко применяют вакуумный отжиг титана
иего сплавов, правда, с низкотемпературным их окисле
нием после отжига. В наших последующих эксперимен тах также было обнаружено, что после вакуумного от жига при неслишком высоких температурах (700— 800° С) при последующем вылеживании не происходит резкого снижения пластичности даже довольно тонких листов.
Таким образом, мы полагаем, что если при техноло гических операциях содержание водорода превышает до пустимые пределы, то единственным рациональным в на стоящее время способом борьбы с водородной хрупко стью является удаление водорода из готовых элементов конструкции путем их вакуумного отжига с последую щим окислением поверхности листов путем напуска воз духа в систему при 300—400° С для предотвращения наводороживания при эксплуатации.
ПРИНЦИПЫ ВЫБОРА ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ,
МАЛО СКЛОННЫХ К ВОДОРОДНОЙ х р у п к о с т и
Вакуумный отжиг применяют в том случае, когда со держание водорода превышает максимально допустимое значение. Следует, однако, отметить, что он не является наиболее целесообразным методом борьбы с водородной хрупкостью прежде всего потому, что вакуумный отжиг—• дорогостоящая операция, требующая применения слож нейшего оборудования и отнимающая значительное время.
Более рациональным является сознательный выбор сплава, не склонного к водородной хрупкости в данных ус ловиях эксплуатации [420]. Принципы выбора химичес кого состава титановых.сплавов, малосклонных к водород
ной хрупкости, зависят от их класса по структуре и условий эксплуатации.
Водородная хрупкость первого рода в титане и а-ти- тановых сплавах начинает развиваться при концентра циях, превышающих пределрастворимости, когда в структуре металла появляются гидриды. Поэтому для уменьшения склонности сплавов этого типа к водород ной хрупкости их нужно легировать элементами, повы шающими растворимость водорода в a -фазе. Алюминий увеличивает растворимость водорода в a -фазе, затруд няет зарождение в ней гидридов, и поэтому увеличение содержания алюминия в а-титановых сплавах — эффек тивный способ уменьшения их склонности к водородной хрупкости.
Титановые сплавы, структура которых представлена только p-фазой, еще менее склонны к водородной хруп кости первого рода, по крайней мере, при комнатной температуре. В них она проявляется при содержаниях водорода более 0,2% из-за искажения решетки атомами водорода еще до появления гидридов. Титановые сплавы с a + p -структурой с достаточно большим количеством p-фазы также мало склонны к водородной хрупкости первого рода. Так, например, в сплавах ВТЗ-1, ВТ8 и ВТ6 водородная хрупкость этого рода имеет место при концентрациях водорода, превышающих 0,20%.
Однако титановые сплавы с небольшим количеством р-фазы очень склонны к водородной хрупкости. Сплав ОТ4-1, содержащий 1,8% А1, 1,4% Мп, склонен к водо родной хрупкости I рода при концентрациях водорода более 0,005%, а сплав, содержащий 3% А1, 2% V, — при концентрациях водорода более 0,008%- И в том, и в другом сплаве содержание p-фазы не превышает 3—
5%.
На рис. 259 приведена ударная вязкость отожженных сплавов системы Ti—А1—V в зависимости от содержания водорода, по данным Л. Н. Журавлева. Склонность сплавов системы Ti—А1—V к водородной хрупкости сна чала увеличивается с повышением концентрации вана дия, а затем уменьшается. Так, например, в сплаве Ti— ЗА1 хрупкость развивается при содержании водорода примерно 0,015%*, в сплаве Ti—ЗА1—0,75V — при 0,01%,
* За предел хрупкости принята та концентрация водорода, при
которой ударная вязкость снижается вдвое. |
|
33—967 |
513 |
а в сплаве |
Ti—ЗА1—1,5V |
— при 0,006% Н2. Типичные |
a - f P-сплавы |
(Ti—3AI—3V, |
Ti—ЗА1—6V и Ti—ЗА1—9V) |
менее склонны к водородной хрупкости 1 рода. С увеличе нием количества (3-фазы в сплаве (с увеличением содер-
Рис. 259. Влияние водорода на ударную вязкость сплава Ti—ЗА1 с разным содержанием ванадия, %:
1 — 0; 2 — 0,75; 3 — 1,5; 4 — 3; 5 — 6; 6 — 9
жания ванадия) склонность типичных a + p -сплавов к водородной хрупкости уменьшается.
Зависимость ударной вязкости сплавов системы Ti— А1—Мп от концентрации водорода приведена на рис. 260. Наиболее склонны к водородной хрупкости первого рода сплавы Ti—ЗА1—0,28Мп и Ti—ЗА1—0,56Мп. Так, в пер вом сплаве хрупкость развивается при содержании водо рода примерно 0,007%, а во втором — при 0,004%- Ти пичные а+р-сплавы менее склонны к водородной хруп кости. Склонность их к хрупкому разрушению уменьша ется с увеличением количества [3-фазы. Так, например, сплав Ti—ЗА1—2,25Мп охрупчивается при содержании
водорода 0,01%, сплав Ti—ЗА1—3,35Mn —при 0,028%, а сплав Ti—ЗА1—4,5Мп — при 0,075% Н2..
Высокую склонность к водородной хрупкости сплавов с небольшим количеством p-фазы можно объяснить еле-
Рис. 260. Влияние водорода на ударную вязкость сплава Ti—ЗА1 с разным содержанием марганца, %:
/ — 0,28; 2 -0,56; |
3 — 2,25; |
4 — 3,35; 5 — 4,5; 5 — 5,5; 7 — 6,8 |
|
дующим образом. Концентрация водорода в |
р-фазе |
а+Р-титановых |
сплавов |
значительно больше, |
чем в |
a -фазе; практически весь водород, растворенный в спла ве, концентрируется в p-фазе. Если количество р-фазы достаточно велико, то содержание водорода в p-фазе не превышает критических значений, необходимых для раз вития водородной хрупкости даже при весьма больших средних содержаниях водорода. Действительно, при со держании p-фазы порядка 50% концентрация водорода в ней будет всего в два раза больше средней концентра ции в сплаве, а в a -фазе остаются тысячные доли про цента даже при среднем содержании водорода порядка 0,10%. Водородной хрупкости первого рода в этом слу
чае не будет, поскольку для ее развития необходимо бо лее 0,2—0,3% Н2 в 3-фазе или 0,01—0,02% Н2 в а-фазе.
При малом содержании 3'Фазы она не может ото брать много водорода из a -фазы. Содержание его будет во много раз больше. Если содержание водорода в З-фа- зе при комнатной температуре в тридцать раз больше
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
0,0/5 |
0,050 0.0П>О,) |
|
|
|
|
СодержаниеНг, % |
|
|
|
Рис. 261. |
Зависимость концентрации |
Рис. 262. Влияние количества |
|
водорода |
в а - |
и 0-фазах |
|
3-фазы |
на склонность а + 3” |
|
от среднего |
содержания |
водорода |
сплавов |
к водородной хруп |
|
кости I |
рода (схема) |
|
в сплаве |
при |
разном |
количестве |
|
3-фазы в долях |
(по массе); |
|
|
|
7 — 0,05; |
2 — 0,2; |
5 — 0,5 |
|
|
|
его содержания в a -фазе, то при среднем содержании водорода в сплаве порядка 0,01 % в |3-фазе будет поряд ка 0,3% Н2. Такая концентрация более чем достаточна для развития водородной хрупкости.
Концентрация водорода в 3-фазе возрастает с увели чением среднего содержания водорода (рис. 261). Водо родная хрупкость начинает развиваться при таких сред них содержаниях водорода, когда его концентрация в 3-фазе достигает критического значения. Как видно из рис. 261, эта критическая концентрация достигается при тем меньших средних значениях, чем меньше З’фазы в сплаве.
Из приведенного выше уравнения (63) можно легко получить следующее выражение для средней концентра ции водорода в а+3-сплаве, при которой 3-фаза стано вится хрупкой;
