/
Tags: цветные металлы в целом
Text
о о у. х СЛ5
УДК 669.295.5.018.29
УДК 669.295.5.018.29
Титановые сплавы. Конструкционные титановые сплавы. Глазу*
нов С. Г., Моисеев В. Н. «Металлургия», 1974, 368 с.
Изложены общие вопросы металловедения, основные принципы
создания титановых сплавов различного назначения, приведены фи-
зико-механические и эксплуатационные характеристики и режимы
термической обработки промышленных конструкционных титановых
сплавов. Описаны технологические процессы сварки, ковки, листовой
штамповки, травления, механической обработки титановых сплавов.
Освещены вопросы применения данных'сплавов в различных отрас-
лях промышленности (машиностроении, химической промышленно-
сти, авиации, ракетостроении и т. д.).
Предназначается для металловедов, технологов, конструкторов,
занимающихся исследованиями структуры титановых сплавов, вопро-
сами технологии, а также конструированием изделий из титановых
сплавов. Может быть полезна студентам машиностроительных и ме-
таллургических вузов. Илл. 197. Табл. 66. Список лит. 157 назв.
Сергей Георгиевич ГЛАЗУНОВ
Валентин Николаевич МОИСЕЕВ
КОНСТРУКЦИОННЫЕ
ТИТАНОВЫЕ
СПЛАВЫ
Редактор издательства К. Д. Мишарина
Художественный редактор Д. В. О р л о в
Технический редактор Е. Е. Вайнштейн
Корректоры В. Е, Л е в и н и Л. И. Т у б и и а
Переплет художника А. Я. Беднарекого
Сдано в набор 9/1 1374 г. Подписано в печать 17/VTI 1974 г. Т-130Й7
Формат бумаги 84Х1081/зг. .Бумага типографская Ав 2 Уел. пей. л. 19.32
Уч.-изд. л.- 20,32. Тираж 7G00 экз. Заказ № 37. Изд. № 219Q, Цепа I р. 23 к.
Издательство е.Четаллургияа. 119034, Москва, Г-34, 2-й Обыденский пер., 14
Владимирская типография Союзполиграфирома при Государственном комитете
Совета Министров СССР по делам издательств, полиграфии и книжной торговли
Гор. Владимир, ул. Победы, д. 18-6.
© Издательство «Металлургия», 1974
„ 31008-164
Г -----------54—74
040(01)—74
ПРИНЯТЫЕ ОБОЗНАЧЕНИЯ
Наименование свойств Обозначение Размерность
Модуль нормальной упругости при растяжении статический Е кге/им2
Модуль нормальной упругости при сжатии статический кге/мм2
Модуль нормальной упругости дина- мический El кге/мм2
Модуль упругости при смятии кге/мм2
Модуль сдвига G кге/мм*
Коэффициент Пуассона Я —
Предел пропорциональности при рас- тяжении °пц кге/мм*
Предел текучести при растяжении (условный) o0,s кге/мм*
Предел прочности при растяжении кге/мм*
То же, с надрезом . °в
Предел упругости кге/мм*
Предел прочности при растяжении при температуре i* °в
Предел пропорциональности при сжатии (hja=3) стлц.сж кге/мм2
Предел текучести при сжатии (ус- ловный) °0раСЖ кге/мм*
Предел прочности при сжатии (ft/d = 1,5) кге/мм2
Предел пропорциональности при кру- чении тлц кге/мм2
Предел текучести при кручении (ус- ловный) то>а кге/мм2
Предел прочности при кручении ^В кге/мм2
Сопротивление срезу тср кге/мм*
Сопротивление разрушению при рас- тяжении SK к ГС/мм2
Сопротивление разрушению при ежа- к. еж кге/мм2
ТИП %:
Относительное удлинение после раз- $s> 610,
рыва на различной расчетной длине ®5,65/F, $11,3/Л,
* Если время выдержки не указано, то подразумевается 30 мин.
П родолжение
Наименование свойств | Обозначение Размерность
Относительное укорочение при сжа- тии д %
ОтносительЕЮе сужение после разры- ва ф %
Твердость по Роквеллу, шкала «С» HRC —
Твердость по Роквеллу, шкала «В» HRB —
Твердость по Бринеллю (шарик 10 мм, нагрузка 3000 кге) НВ кге/мм2
Твердость по Виккерсу HV кге/мм2
Ударная вязкость по Шарли ан кгс-м/см2
Число циклов до разрушения при статической выносливости цикл
Предел выносливости при изгибе 0-1 кге/мм2
Предел ползучести 0,2% за п ч /п кге/мм2
Предел выносливости при кручении Т-1 кге/мм2
Предел длительной прочности за п ч кге/мм2
Теоретический коэффициент концен- трации напряжений ак
Коэффициент линейного расширения а град-1
Плотность d г/см3
Коэффициент теплопроводности }. кал/смХ Хстрад
Удельная теплоемкость С кал/град
Удельное электросопротивление р Ом см
Удельная электропроводность (% от электропроводности меди) к %
Для перевода в систему СИ нужно пользоваться следующими переводны-
ми коэффициентами: F
1 Krc/MMJ-S,8'10s Н/м!.
I кал/град-4,18-103 Дж/град,
1 Ом-мм5/м = Ю~вОм-м2/м.
ПРЕДИСЛОВИЕ
Последние несколько лет характеризуются продолжаю-
щимся ростом значения титана, как важного конструк-
ционного металла современного машиностроения.
Из титановых сплавов стали изготовлять не только
обшивку и набор, но и наиболее крупные и тяжслона-
груженные детали военных и пассажирских самолетов.
Хорошим примером является балка главного шасси са-
молета Боинг 747, имеющая длину около 12 м.
Почти все современные авиационные двигатели, осо-
бенно турбовентиляторные, имеют титановые компрес-
соры и вентиляторы. Быстро возрастает применение ти-
тана и его сплавов для изготовления коррозионностой-
кой арматуры и оборудования в различных отраслях
промышленности, особенно в металлургии.
| Непрерывно выявляются новые перспективные об-
ласти применения этого металла XX века.
У Точные цифры мирового производства металличе-
ского титана неизвестны, но можно предполагать, что
У годовое производство превосходит 50 тыс. т с тенден-
i цией к дальнейшему росту. Широкие инженерпо-технн-
j . ческие круги нашей страны нуждаются в обстоятельной
- и квалифицированной информации о свойствах и опы-
те применения титана и его сплавов. С этой целью и
, предпринято издание серии монографий о титане, охва-
тывающих в комплексе все аспекты этой проблемы,
за исключением вопросов производства исходного ти-
тана, имеющих интерес для более узкого круга специа-
листов. В этих монографиях предполагается осветить
следующие вопросы: конструкционные и жаропрочные
сплавы, заготовительное и фасонное литье, производст-
во полуфабрикатов, металлография.
Предлагаемая монография «Конструкционные тита-
новые сплавы» является первой книгой упомянутой се-
рии и предназначена в основном для потребителей ти-
тана—конструкторов, технологов и работников науч-
ных институтов и заводских лабораторий. Поэтому
в книге уделено значительное место сведениям о физи-
, ко-механических и эксплуатационных характеристиках
различных конструкционных титановых сплавов, а так-
же принципах создания конструкционных титановых
сплавов различного назначения. Изложены основные
вопросы металловедения титана в пределах, необходи-
мых для лучшего понимания особенностей поведения
конструкционных титановых сплавов при термической
обработке, деформировании, сварке и других техноло-
гических процессах.
Конструкционные титановые сплавы для удобства
изложения разделены на три группы по уровню прочно-
сти, поскольку уровнем прочности в значительной мере
определяются технологические схемы получения изде-
лий (возможность холодной листовой штамповки
и т. д.).
Вопросы обработки давлением освещаются лишь
в объеме, осуществляемом на заводах-потребителях.
Поэтому производство катаных и прессованных полу-
фабрикатов не рассматривается. Из других технологи-
ческих вопросов рассматривается термическая обработ-
ка, сварка, химическая н механическая обработка ти-
тановых сплавов.
В конце книги очень кратко приведены примеры эф-
фективного применения титана в авиационной технике
и других отраслях машиностроения.
ВВЕДЕНИЕ
Титан принадлежит к числу новых металлов и является,
вероятно, последним дополнением к сравнительно не-
большой группе крупнотоннажных конструкционных
металлов. Наряду с железом, , алюминием, магнием
и никелем титан становится, одним из важнейших ма-
териалов современного машиностроения, так как его
запасы в земной коре весьма велики.
Достоинства титана как конструкционного металла
общеизвестны. Основной стимул применения титана
в авиации, судостроении и двигателестроении — его вы-
сокая удельная прочность в широком интервале рабо-
чих температур. В химическом машиностроении и неко-
торых других отраслях гражданской промышленности
с большим технико-экономическим эффектом использу-
ется высокая коррозионная стойкость титана.
Легирование титана позволяет в два-три раза повы-
сить его прочность. Поэтому основную роль в современ-
ном машиностроении играют титановые сплавы, а не
чистый титан.
Сравнение титана с другими конструкционными ме-
таллами (см. табл. 1) показывает, что титан наиболее
тугоплавок и имеет наименьшие значения теплопровод-
ности, электропроводности и коэффициента термическо-
го расширения. По плотности титан относится к легким
металлам и занимает промежуточное положение между
алюминием и железом.
Интервал температур паивыгоднейшего применения
титана простирается от глубокого холода (чистый ти-
тан н некоторые его сплавы не хладноломки даже в
жидком гелии) до 500—600° С. На протяжении всего
этого интервала титановые сплавы по удельной прочно-
сти превосходят все другие конструкционные ме-
таллы.
При рассмотрении номенклатуры титановых сплавов
следует иметь в виду, что титан — самый «молодой» из
крупных конструкционных металлов. Поэтому номен-
клатура титановых сплавов по количеству и разнообра-
зию марок пока еще существенно уступает номенклату-
ре железных, алюминиевых и никелевых сплавов
и в значительной степени еще находится в стадии ста-
новления и развития. Тем не менее уже существует
25—30 марок различных титановых сплавов, а также
намечается определенная специализация их по обла-
стям применения, а именно:
1) сплавы свариваемые конструкционные;
2) высокопрочные сплавы;
3) жаропрочные сплавы;
4) сплавы для фасонного литья;
5) сплавы со специальными свойствами (для крио-
генных температур, для особо суровых условий корро-
зии) .
Поскольку жаропрочные сплавы представляют са-
мостоятельный интерес и имеют некоторые специфиче-
ские условия работы, они в данной монографии не рас-
сматриваются.
Ниже последовательно остановимся на перечислен-
ных выше видах титановых сплавов по отечественным
и зарубежным данным.
Сплавы свариваемые
конструкционные
Основные требования к конструкционным титано-
вым сплавам: свариваемость, достаточная технологиче-
ская пластичность для осуществления различных опе-
раций формоизменения, а также повышенные проч-
ность и жаропрочность. Нередко из листов титановых
сплавов п особенно из нелегпрованного титана изготов-
ляют детали, не несущие механических нагрузок. Ти-
пичный пример — внутренняя облицовка титановыми
листами стальных емкостей для агрессивных жидкос-
тей, противопожарные перегородки в самолете и т. п.
У пас основным материалом для изготовления лис-
тов служит технический титан марки ВТ1-0 а также
группа сплавов типа ОТ4 (ОТ4-0, ОТ4-1, ОТ4), на осно-
ве тройной системы Ti—Л1—Мп. Эти сплавы не требу-
ют упрочняющей термической обработки и обеспечива-
ют три гарантированных уровня прочности: 50, 60
н 70 кгс/ммг. Имеются сплавы этого типа с более высо-
кой прочностью, но применение их незначительно из-за
пониженной технологической пластичности и худшей
свариваемости.
Наряду с марганцовистыми сплавами довольно зна-
чительное применение находит сплав марки ВТ5-1 (5%
Л1, 2,5% Sn), имеющий гарантированный уровень прочно-
сти 75 кгс/мм2. Для изготовления деталей типа емкос-
тей, работающих под внутренним давлением, применя-
ется в отожженном состоянии сплав марки ВТ6С
с прочностью 85 кгс/мм2.
Если необходимо иметь гарантированную прочность
выше 95 кгс/мм2 без упрочняющей термической обра-
ботки, в нашей стране применяется сплав марки ВТ20
(6% А1, 2% Zr и по 1%V и Мо). Предел прочности бо-
лее 90 кгс/мм2 обеспечивают также титановые сплавы
марок ВТ6 и ВТ14 в отожженном состоянии, которые
обладают удовлетворительной свариваемостью и не-
сколько более высокой пластичностью по сравнению со
сплавом марки ВТ20,
За рубежом для изготовления сварных конструкций
применяются пять марок технического титана, из кото-
рых две содержат 0,2% палладия для повышения кор-
розионной стойкости в кислотах.
Для сварных изделий, требующих повышенной проч-
ности, применяется сплав, содержащий 5% алюминия
и 2,5% олова (ВТ5-1 по пашей маркировке). Для бал-
лонов высокого давления применяется сплав, содержа-
щий 6% алюминия п 4% ванадия (ВТ6) как в отожжен-
ном состоянии, так и после упрочняющей термообработ-
ки. Сплав марки ВТ6 применяется также в самолето-
строении и двигателестроении как сплав средней
прочности для всех полуфабрикатов. За рубежом он
является основным конструкционным титановым
сплавом.
В последнее время за рубежом стал применяться
сплав (8% А1 и по 1% Мо л V), менее термически ста-
бильный, чем сплав марки ВТ20, из-за высокого содер-
жания алюминия.
Технический титап и листовые титановые сплавы
с пределом прочности менее 70 кгс/мм2 можно дефор-
мировать в холодном состоянии или с подогревом.
Листовую штамповку более прочных сплавов следует
вести вгорячую и на подогретом инструменте.
Высокопрочные сплавы
Под высокопрочными титановыми сплавами обычно
понимают сплавы с пределом прочности при комнатной
температуре выше 100 кгс/мм2. Такая прочность чаще
всего достигается упрочняющей термической обработ-
кой, закалкой и старением и реже одним легированием.
Такие сплавы применяются в основном для изготовяе-
ния тяжелой а груженных детален т
кроп-
iliiih ! балок;
штейнов, в частности лонжеронов, детален шасси и т.п.
Главное требование конструктора в данном случае —
высокая прочность в сочетании с необходимым миниму-
мом пластических свойств для обес "
иадежиой
течения
работы. . I :
Положительное качество термически! упрочняемых
титановых сплавов — широта диапазона механических
и технологических свойств. Будучи достаточно мягкими
в отожженном или закаленном состояниях, такие спла-
вы удовлетворительно поддаются операциям формоиз-
менения, после чего могут быть подвергнуты упрочня-
ющей термической обработке. Благодаря этому терми-
чески упрочняемые титановые сплфвы представляют
большой интерес как листовой материал. Однако при
проведении упрочняющей термической обработки необ-
ности:
элемент нуждаст-
ходимо преодолеть две основные труд:
1. Титан как химически активный
ся в защите поверхности или применении нейтральной
атмосферы при нагревах. Для этого требуются высоко-
качественные защитные покрытия иди применение на-
гревательных печей с нейтральной атмосферой. Защит-
ные покрытия в виде эмалей начинают все шире приме-
авов' при нагреве
, эти эмали -Явли-
пяться для защиты титаповых сил
перед деформированием. Кроме того,
ются технологической смазкой, улучшают заполняе-
мость штампов и снижают потребную мощность.
2. Каждый сплав, способный к упрочняющей термо-
нскому циклу при
особенно пластич-
[ в шве или в зоне
। многих случаях
готового изделия
I тельные трудности
обработке, чувствителен и к термин
сварке, и свойства такого сплава, <
ность, могут значительно ухудшаться
термического влияния. Поэтому во
требуется термическая обработка
после сварки, что вызывает дополни
(окисление и поводка). Хорошим технологическим ре-
шением здесь служит частичный или местный
Для термически упрочняемых спла|вов ; очень
отжиг,
важна
изготовляемые де-
ариГы.
хорошая прокаливаемость, так как J
тали имеют подчас очень большие гаа
Для высокопрочных штамповок,
можно выбирать сплавы двух типов:
как Щ для листов,
упрочняемые тер-
мообработкой и повышением легирования. Но в отли-
чие от листов штамповки не подвергают формоизмене-
нию, а только лишь механической обработке. Если
к тому же учесть затруднения с прокаливаемостыо, то
окажется, что в данном случае получение высокой проч-
ности легированием особенно перспективно для штам-
повок.
В СССР в настоящее время применяются в промыш-
ленном масштабе шесть марок высокопрочных титано-
вых сплавов: ВТ6, ВТ14, ВТЗ-1, ВТ15, ВТ16 и ВТ22,
а в опытном порядке — сплав марки ВТ23.
Высокая степень легированностн сплава марки
ВТ22 позволяет применять его и без упрочняющей тер-
мической обработки. В отожженном или горячекова-
ном состоянии сплав марки ВТ22 может обеспечить
предел прочности более 110 кгс/мм2 при удовлетворитель-
ных значениях относительного удлинения, сужения и
ударной вязкости. Если же применить к этому сплаву
упрочняющую термическую обработку, то можно полу-
чить гарантированный предел прочности 140 кгс/мм2.
Наиболее распространенным высокопрочным тер-
мически упрочняемым листовым титановым сплавом
в нашей стране является сплав марки ВТ14 (4% Л1, 3%
Мо и 1% V). Этот сплав применяется для изготовления
деталей типа корпусов с гарантированным пределом
прочности 115—125 кгс/мм2. Сплавы марок ВТ6
и ВТ6С, упоминавшиеся ранее, можно применять и как
термически упрочняемые с пределом прочности поряд-
ка 110—115 кгс/мм2!
В ближайшие годы следует ожидать применения
в промышленности листовых титановых сплавов, упроч-
няемых термической обработкой до 125—140 кгс/мм2.
Что же касается хорошо свариваемых сплавов па осно-
ве а-тптана, то для них получить прочность выше 100—
110 кгс/мм2 без термической обработки затрудни-
тельно.
Сплав марки ВТ16 разработан специально для де-
талей крепления. Он отличается пониженной чувстви-
тельностью к концентраторам напряжения и хорошо
выдерживает нагрузку с перекосом, а также обладает
достаточно высокой технологической пластичностью
в холодном состоянии.
Сплав марки ВТ15, хотя и обладает высокой проч-
ностью после упрочняющей термообработки и самой
высокой пластичностью в отожженном состоянии, пока
широко не применяется из-^за хрупкости сварного шва
(хотя без упрочняющей термической обработки пла-
стичность сварного шва у этого сплава очень г )
высокая),
Ведутся работы по опробованию его для изготовления
высокопрочных штамповок и крепежных деталей, в ча-
стности болтов с холодной высадкой. ; |
I Сплавы марок ВТ6 и ВТ14 довольно универсальны:
они применяются для изготовления листов, штамповок
й даже иногда для фасонного литья. Сплав марки ВТ23
рекомендуется в основном как высокопрочный листо-
вой сплав.
За рубежом, особенно в США, наиболее распростра-
нен для силовых штамповок опять-таки сплав с 6%
алюминия и 4% ванадия, как и в случае других обла-
стей применения. После упрочняющей термической об-
работки английская фирма «Хай Дьюти Эллойз Лими-
тед» гарантирует для этого сплава предел прочности
102 кгс/мм2 при относительном удлинении 10% и по-
перечном сужении 20%.
При необходимости получить более высокую проч-
ность содержание ванадия повышают до 6% и добав-
ляют 2% олова. Тогда гарантированная прочность со-
ставляет 110 кгс/мм2.
Преимущество вашего сплава марки ВТ22 перед
сплавом марки 6-6-2 заключается в том, что сплав мар-
ки ВТ22 не нужно закаливать и старить для достиже-
ния той же прочности НО кгс/мм2. Правда, - применяя
другой режим термической обработки, как это делает
западногерманская фирма «Коптпмет», можно повы-
сить гарантированную прочность сплава марки 6-6-2 до
125 кгс/мм2, однако надо иметь в виду плохую прокали-
ваемость этого сплава, вследствие чего получить такую
прочность для больших сечений будет затруднительно.
Вместе с тем имеются основания полагать, что для
штамповок можно будет получить прочность выше
НО кгс/мм2 без упрочняющей термической обработки.
Необходимо указать, что в СССР в качестве высоко-
прочного нередко применяется сплав марки ВТЗ-1,
обычно используемый как жаропрочный. Сплав марки
ВТЗ-1 при комнатной температуре имеет предел проч-
ности выше 100 кгс/мм2, а после упрочняющей термиче-
ской обработки или ВТМО (высоко-температурной
термо-механической обработки) — примерно 120 —
130 кгс/мм2.
Из старых зарубежных сплавов наиболее прочен
(130 кгс/мм2) сплав па основе p-структуры В-120, сход-
ный по структуре с нашим сплавом марки ВТ15, но со-
держащий 13% ванадия вместо 8% молибдена. Однако,
как и наш сплав, сплав В-120 применяется ограни-
ченно.
Из новых зарубежных сплавов высокой прочности
наиболее интересны два английских сплава марок
IMI-680 и IMI-700, Оба сплава термически упрочняе-
мы. Сплав марки IM1-680 имеет гарантированный пре-
дел прочности 129 кгс/мм2 при 8% удлинения и 20% су-
жения, что является превосходным сочетанием свойств.
Но самое интересное в этом сплаве то, что в нем решена
проблема глубокой прокаливаемости соответствующим
легированием, а именно введением значительного коли-
чества олова (11 %Sn, 4%Мо, 2,25%A1, 0,25%Si). Этот
сплав применен для изготовления силовых деталей са-
молета «Копкорд», имеющих резкие переходы в сечени-
ях. Другой сплав IMI-700 имеет наиболее высокий га-
рантированный предел прочности из всех зарубежных
сплавов, а именно 139 кгс/мм2 при 8% удлинения п 15%
сужения. Кроме того, этот сплав, по данным фирмы
IMI, имеет хорошую крипост ой кость при температурах
до 450° С. Химический состав сплава IMI-700 следую-
щий: 6%А1, 4%Мо, 5% Zr, 1,25% Си, 0,25% Si.
В ближайшие годь! следует ожидать появления ти-
тановых сплавов с гарантированным пределом прочно-
сти 160—175 кгс/мм2 для деталей небольшого сечения
и 125—140 кгс/мм2 для крупногабаритных деталей.
Сплавы для фасонного литья
Фасонное литье титана из-за ряда технических труд-
ностей начало развиваться лишь в последние годы. По-
этому номенклатура титановых сплавов для фасонного
литья включает в основном те же сплавы, что и для об-
работки давлением.
За рубежом производство титапового литья налаже-
но лишь в США, где для этой цели применяют универ-
сальный сплав марки 6-4 (ВТ6),
В Европе по фасонному литью титана СССР в на-
стоящее время занимает ведущее положение. В качест-
ве основного литейного сплава у нас принят простой
двойной сплав с 5% алюминия (ВТ5Л), сочетающий
достаточно высокую прочность (выше 70 кгс/мм2) с от-
личными л и теины ми свойствами и хорошей сваривае-
мостью. При необходимости иметь прочность 100 кгс/мм2
применяется сплав марки ВТ21 Л, не
ровняющей термической обработки.
требующий угг
В двигателестроенпи начинают применять фасонное
литье из жаропрочных титановых сплагов марок ВТЗ-1Л
и ВТ9Л. В одной конструкции разового применения
штампованные детали из сплава марин ВТ 14 были ус-
пешно заменены литыми из того ж
сплава. Марку
сплава в данном случае пришлось ост шить без измене-
ния, поскольку рассматриваемая деталь должна прива-
риваться к обшивке из сплава марки
ВТ14. В общем
тем коррозионно-
технического ти-
чный металл.
машиностроении применяют для дета>
стойкой арматуры кокильное литье из
тана, широко используя скрап и втори1
Таким образом, наша номенклатура титановых спла-
вов для фасонного литья включает технический титан и
несколько сплавов с гарантированной
100 кгс/мм2.
прочностью 70-
Изучение диаграмм состояния титановых сплавов
показывает, что и в будущем сплавы
литья по химическому составу будут
от деформированных, сплавов. Это оче
для фасонного
мало отличаться
:нь благоприятное
обстоятельство, так как машиностроительные заводы,
имеющие участки фасонного литья, смогут широко и с-
пользовать для этой цели качественные отходы, полу-
чаемые при производстве титановых штамповок (облой,
недомер прутков, бракованные шта
стружку). Трудно ожидать, что будут
мповкп, чистую
разработаны ли-
тейные титановые сплавы, столь же резко отличающие-
ся по составу и структуре от деформируемых, как на-
пример эвтектические силумины отличаются от сплавов
типа дуралюмин. Основанием для такого утверждения
является то обстоятельство, что соответствующие эвтек-
тической точке концентрации в тш анрвых системах
слишком велики, чтобы можно было га их основе соз-
дать практически ценные литейные сплавы. Если, тем
не менее, большинство титановых сплавов имеют хоро-
шие литейные свойства, то это объясняется не эвтекти-
кой, а узостью интервала кристаллизации.
Можно считать, что в недалеком будущем появятся
литейные титановые сплавы с пределом прочности вы-
ше 100 кгс/мм2, в том числе и упрочняемые термической
ажениям, можно
обработкой. По теоретическим сообр
предполагать, что по жаропрочности литые титановые
сплавы будут превосходить деформированные как и у
жаропрочных сплавов на основе никеля.
Сплавы со специальными свойствами
Титан справедливо называют коррозионностойким
металлом. Однако в некоторых средах, например в бес-
кислородных кислотах, его стойкость недостаточна и ее
можно повысить легированием большим количеством
молибдена (~30%), а также добавками десятых долей
процента палладия или платины. Такие сплавы начина-
ют применять в специальных отраслях химической про-
мышленности как у нас, так и за рубежом. Можно так-
же упомянуть запатентованный в Японии двойной сплав
титана с 5% тантала, который в ряде случаев заменяет
платину. Сплавы с молибденом и палладием выпуска-
ются в СССР под марками 4201 и 4200.
Другая группа специальных сплавов титановые
сплавы для криогенных температур. Известно, что все
конструкционные металлы, в том числе и обычные тита-
новые сплавы, под действием очень низких температур
могут переходить в хрупкое состояние. Ио при низком
содержании примесей, прежде всего кислорода, титан и
титановые сплавы на основе a-структуры можно приме-
нять даже при температурах жидкого водорода, ие опа-
саясь охрупчивания. За рубежом для этой цели приме-
няют сплав марки 5-2,5 (ВТ5-1), а для жидкого азота —
сплав марки 6-4 (ВТ6) повышенной степени чистоты,
обозначается ELI перед обычной маркировкой сплава.
В СССР также разработаны модификации этих
сплавов для низких температур. В отличие от обычных
сплавов такие модификации имеют добавочное обозна-
чение «к» (криогенный), например ВТ5-1К. Кроме того,
разработай специальный низколегированный сплав
марки АТ-2 для этих условий работы.
Особенность криогенных сплавов — сравнительно
невысокая прочность при комнатной температуре. При
низких температурах прочность этих сплавов значи-
тельно возрастает, но в некоторых случаях, например
для космической техники, требуется сохранение прочно-
сти и при повышенных температурах. Поэтому актуаль-
ной задачей является разработка хладпостойких спла-
вов с пределом прочности ппч комнатной температуре
порядка 90—'
Г л а в а I
СТРОЕНИЕ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ i
1. ОСНОВНЫЕ СВОЙСТВА титана II ВЛИЯНИЕ ПРИМЕСЕИ
Мы не будем подробно рассматривать физико-химиче-
ские свойства титана, поскольку это сделано в ряде ка-
питальных монографий по титану [1—4ф. Ниже приво-
дятся лишь самые основные сведения о свойствах тита-
на, необходимые для изложения последующего мате-
риала. : ! .
Титан существует в двух аллотропических модифи-
кациях: высокотемпературной $ (с решеткой о. ц. к.) и
низкотемпературной а (с г. п. ц. решеткой), а-титан су-
ществует при температурах п!1же 882° С, а [3-титан —
при более высоких температурах вплоть {цо точки плав-
ления. а-титап имеет следующие периоды решетки: а =
= 2,9504 А; с = 4,683 А; с/л=!1,587. Период решетки
[3-тмтапа при температуре 900°С <7 = 3,3065 А, при 25° С
(получено экстраполяцией) а-
ва титана и основных констру
ведены в табл. 1.
<3,282 А. Другие свойст-
.ионных
металлов при-
Титан относится к группе фбвых металлов;, которые
лишь недавно получили или (скоро пол
учат самостоя-
тельное значение в технике, ка^ конструкционные мате-
риалы, а пе только как легирующие добавки Для сила-
вов на основе других металлов. К числу таких металлов,
кроме титана, относятся цирконий, молибден,
ниобий, вольфрам, ванадий и ди.
хром,
Характерная особенность фих
новых металлов —
необычайно высокая чувствительность к примесям атмо-
сферных газов — кислорода и азота. Км
образуют с этими металлами сплавы тип
творов внедрения или металлидные фазы
т.лород и азот
ta твердых рас-
и, присутствуя
в ничтожных количествах (десятые, а Иногда и сотые
доли процента), губительно действуют на
18 11
свойства, пре-
ТАБЛИЦА 1
ФИЗИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ТИТАНА И ДРУГИХ МЕТАЛЛОВ
Свойства TI Mg Al Fe Си
Температура плавления, °C . . 1665 650 660 1535 1083
Плотность, г/см3 4,51 1,74 2,70 7,86 8,94
Теплопроводность при 20° С, кал/(см-с-град) 0,0407 0,35 0,57 0,17 0,92
Электросопротивление при 20’ С, мкОм ‘см 55,4 4,4 2,68 10 1,72
Теплоемкость (0—100°С), кал/(г-град) 0,126 0,245 0,211 0,109 0,093
Коэффициент линейного рас- ширения (0—100° С) 10е, град-1 8,9 25,7 24 11,9 16,4
Модуль нормальной упругости, Е, кгс/мм2 И 200 4 550 7 250 20 000 12 250
вращая пластичные по природе металлы в хрупкие ве-
щества.
Титан в этом отношении — не исключение. Высокая
чувствительность титана к примесям кислорода и азота
и в настоящее время создает большие технологические
трудности в производстве изделий из титана и его спла-
вов. Только на основе последних достижений вакуумной
металлургии удалось развернуть крупную титановую
промышленность и обеспечить нужное качество метал-
ла. В настоящее время, согласно ГОСТ 5.303—69, на ис-
ходный губчатый титап установлено два сорта металла
марок ТГ-100 и ТГ-105 (обозначения: ТГ — титан губ-
чатый, цифры обозначают твердость по Бринеллю).
В этих сортах титана допускаются следующие примеси, %:
Примесь .... Fe Ni
Содержание, % .
ТГ-100 . . , 0,06 0,05
ТГ-105 . . . 0,07 0,05
Si С Cl N О
0,02 0,03 0,08 0,02 0,04
0,02 0,03 0,08 0,02 0,05
Некоторые данные о вредном действии кислорода,
азота и углерода будут приведены ниже. Здесь же не-
обходимо отметить, что вместе с тем именно примеси,
главным образом кислород, определяют и полезные
свойства титана —его высокую прочность.
Действительно, очень чистый от примесей титан |ле
представляет особого иптерзйа каК конствукциощфй
------------------------------------------ll,!,".
как;
/ рафинированный с щЦ
щью так называемого йодйЯцЬго процесса, рмс.ет / ед
материал. Например, титан
дующие механические свойства [5]:
Предел прочности, кгс/ljlM2 . .
Предел текучести, кгс/Цм8 . .
Относительное удлине! '!
5
е'
Поперечное сужение, f
Твердость по Виккерсу,
не, % .
%! . . •
, кгс/мм3
>6
?2 ;
8i
;2
81/4
В этом металле содержание кислорода было
I ОА тлтя mpuap П ПЛ Я ОД lnhrvLTUP пппкрпи ii
мбнее
0,01%, азота менее 0,008%, |прочие примеси Находились
преимущественно в виде слфдов. По-видимому, если по-
лучить более чистый от примесей титан, прщ jL’
будет еще ниже. Для сравнения следует указать, что тех-
нический титап (в виде листов) имеет предел* прочности
30—45 кгс/мм2 для марки ЙТ1-00 и 40—55 кг/мм2 для
марки ВТ1-0. Прочность технического титаиа|повышаем-
ся в основном за счет примеси кислорода ир меньшей
степени за счет азота, углерода, кремния и железа. |
Таким образом, технический титан в действительно-
сти представляет собой слфкный сплав, содержащий
элементы, по-разному влияющие на температуру пол '
!чность его
морфного превращения титана. Результирующее влй
Д-
Я-
ние этих примесей выражается в том, что у т|$ничесдео о
титана нет определенной точки превращения! а а имеется
некоторый температурный интервал прев раЩен и я; р:1
Как известно, в чистом тит!ане а-мбдификавдА превр
Штерн а л
превращения^ ]
>а-
щается в ^-модификацию прй'-температуре 88$Й°С. р'Те-
хническом титане превращение начинается |лри бс|г
низкой и закапчивается при|более высокой температур
чем у чистого титана. Границами интервала плевра щен: я
технического титапа можно; Усчитать 865—9£0° С '(.при
содержании кислорода и азота в сумме не вьйцё 0,15%
в. между чистым :(1; техщгн'
ким титаном в основном вызывается примж-Що к пел
Разница в микроструктур
рода.
Высокотемпературная ₽-i
нэдификация в щ
ном титане нс может быть зафиксирована заК
;е
:е,
с-
о-
легирбра:
н-
лкой ййже
:лажденйЩ При за-
калке p-модификация переходит в а-модиф даглиио iiy*
тем мгновенного превращения мартенситногр$типа| :О'
разующаяся при этом структура обозначаете^ iиндексом
а' в отличие от первичной равноосной «-структуры,; О
при самых высоких скоро
стях
oxi
а-
б-
тура обозначаете
разующаяся при этом струн,
а' в отличие от первичной равноосной «-структуры;, ПГ
' } I! I н 1
о-
следняя является обычной полиэдрической структурой
чистого металла и примерно одинакова как для чистого,
так и для технического титана. При закалке из р-области
изменения микроструктуры чистого титана незпачитсль-
зазубренных границ зе-
ны и выражаются в появ
рен. В случае техническо-
го титана структура пос-
ле закалки резко меня-
ется, превращаясь из по-
лиэдрической в игольча-
тую. Если закалку про-
изводить с температур,
расположенных внутри
интервала превращения,
т. е. из двухфазной обла-
сти, то можно получить
различные соотношения
между равновесной (пер-
вичной) и мартенситной
(вторичной) «-структу-
рами.
Влияние примесей
кислорода, азота и угле-
рода на механические
свойства титапа было
подробно исследовано в
работе [7], из которой и
взяты графики, приведен-
й, %, '(по массе)
Рис. 1. Влияние прнмссп кислорода на
механические свойства титана по раз-
личным источникам [7]
ные на рис. 1—3. Графической интерполяцией можно ус-
тановить следующие приблизительные коэффициенты
упрочнения, вызываемого этими примесями в пределах
их содержания в техническом титане: 0,05% кислорода
повышает предел прочности титана на 6 кгс/мм2, 0,05%
азота — на 12,5 и 0,05% углерода — на 3,5 кгс/мм2.
Было доказано [8], что при малых концентрациях
действие этих трех элементов па предел прочности тита-
на можно считать аддитивным. Таким образом, можно
вычислить предел прочности четверного сплава титана
с кислородом, азотом и углеродом, если известно содер-
жание в сплаве каждого из этих элементов. Зная предел
прочности сплава, можно по содержанию двух элемен-
тов вычислить содержание третьего. В той же работе
изучалось упрочняющее действие малых добавок железа
и было установлено, что железо действует слабее, чем
Содержание О, % (ат)
Рис. 2, Влияние примеси азота на меха- Рис. 3. Влияние примеси углерода на механические свойства тита-
' ническис свойства титана по различным на по различным источникам [7]
источникам [7]
углерод. Например, для того, чтобы повысить предел
прочности титана на 10,5 кгс/мм2, требуется в атомных
процентах 0,115 азота, или 0,140 кислорода, или 0,57 же-
леза, или 0,81 углерода. Но при переводе в проценты по
массе получим, что 0,6% железа дают такое же упрочне-
ние, что и 0,2% углерода, т. о. железо в рассматриваемом
интервале концентраций упрочняет титан втрое слабее,
чем углерод. Это соотношение получается и при анализе
изменения механических свойств титана в зависимости
рт содержания железа в интервале 0—0,5%. Предел проч-
ности изменяется почти по прямой от 32 до 42 кгс/мм2
соответственно, т. е. для повышения предела прочности
на 10 кгс/мм2 требуется 0,5% железа. Таким образом,
можно дополнить приведенные выше коэффициенты уп-
рочнения цифрой: 0,05% железа повышают предел проч-
ности титана на 1 кгс/мм2.
Необходимо отметить, что железо образует с титаном
твердые растворы замещения, а не внедрения, как кис-
лород, азот и углерод. Тем не менее можно с достаточной
для практики точностью подсчитывать суммарный эф-
фект этих четырех примесей на свойства титана. Так, для
подсчета твердости Браун предложил следующую фор-
мулу:
Нв= 196- %N +158 %О4-45- %С-|-20 %Fe+57,
где 57 — значение твердости чистейшего титана; % N,
% О и т. д. — процентное содержание этих элементов.
Как видно, здесь ле учитывается влияние примеси
кремния, и вообще в технической литературе мало дан-
ных о влиянии кремния на свойства чистого титана.
По данным Гольдхоффа и др., твердость по Виккерсу
сплавов Т1—Si возрастает почти по линейному закону
от 150 до 645 кгс/мм2 при повышении содержания крем-
ния от 0 до 16%. Значит, 1% кремния увеличивает твер-
дость на 31 ед. Если взять коэффициент 0,28 для перехода
от твердости по Виккерсу к пределу прочности техничес-
кого титана [8], то 1% кремния должен повысить пре-
дел прочности примерно на 10 кгс/мм2, а 0,05% — на
0,5 кгс/мм2. Однако было установлено [9] что 0,5% крем-
ния повышают предел прочности титана па 13 кгс/мм2,
и следовательно, прирост прочности при 0,05% кремния
составит 1,2 кгс/мм2.
Следовательно, суммарное действие примесей на ме-
ханические свойства титана весьма значительно даже
при тех сравнительно небольших количествах каждой
примеси, которые допускаются техническими! условиями.
Сравнение упрочняющего действия различных приме-
сей на титан показывает, что кислород больше всего ос-
нований считать не только вредной примесью, но и по-
лезной легирующей добавкой. Действительно, азот, хотя
и более сильный упрочннтель, чем кислород,, но в такой
степени охрупчивает титан, что сплавы с содержанием
более 0,05% азота не имеют практического значения.
Углерод — сравнительно слабый упрочннтель, а повы-
шать его содержание в сплаве более 0,2% нельзя из-за
появления хрупкой и твердой карбидной фазы. При леги-
ровании же кислородом вплоть до 0,5% сохраняется
вполне удовлетворительная пластичность (б.5>-15%) при
весьма существенном приращении прочности (сгв = 30—
80 кгс/мм2) [7].
Несмотря на эти привлекательные цифры, кислород
можно признать полезной легирующей добавкой только
для технического титана, и то с большими ограничения-
ми, Например, при содержании кислорода более 0,15%
заметно ухудшается свариваемость технического титана
и сварной шов приобретает склонность к растрескиванию,
В случае же титановых сплавов кислород, по-видимому,
должен всегда рассматриваться как вредная примесь, со-
держание которой должно быть минимальным. Такое
мнение основывается на результатах ряда отечественных
и зарубежных исследований [10—13].
В работе [10] было изучено влияние примеси кисло-
рода на хладноломкость титана. Технический титан с со-
держанием кислорода 0,13—0,15% (ов= 50 кгс/мм2) ока-
зался практически нехладноломким даже при температу-
ре жидкого азота (—196°С), так как ударная вязкость
снизилась лишь на 15% по сравнению с ее значением при
20° С (с 16,4 до 14 кге • м/см2 соответственно). Титан с со-
держанием кислорода 0,3% (ов = 67 кгс/мм2) показал
в этих же условиях снижение ударной вязкости на 55%
(с 8,3 до 3,7 кгс-м/см2 соответственно) . Образцы, приме-
нявшиеся для этих опытов, были отожжены в вакууме
и содержание водорода.в них нс превышало 0,005%.
При оценке упрочняющего действия принесен водо-
род не принимался во внимание, так как его влияние как
упрочните л я в пределах содержания в техническом ти-
тане ничтожно. Однако, не повышая прочности, водород
во многих случаях вызывает хрупкое разрушение титана
и поэтому считается одной из наиболее вредных примесей
в титане. Наиболее часто водород усиливает вредное
действие других примесей, в частности кислорода. В той
же работе исследовалось и совместное действие примесей
кислорода и водорода на ударную вязкость титана. Так,
при содержании кислорода 0,13; 0,21 и 0,29% и постоян-
ном содержании водорода 0,02—0,025% значения удар-
ной вязкости были 4,6; 1,1 и 1,7 соответственно. После ва-
куумного отжига содержание водорода снизилось в сред-
нем до 0,005%, а значения ударной вязкости возросли до
16,4; 8,7 и 8,3 кгс-м/см2 соответственно1.
Вопрос о полезном использовании примесей как уп-
рочнителей для технического титана и титановых спла-
вов, а следовательно, об актуальности дальнейшего по-
вышения чистоты исходного титана неоднократно об-
суждался в ряде работ отечественных и зарубежных ав-
торов.
В одной из ранних зарубежных работ по титану [И]
было подробно изучено влияние кислорода на структуру
и свойства титана и был сделан вывод, что сплавы с со-
держанием до 1,5% (ат.) кислорода [0,5% (по массе)]
могут представлять практический интерес. В США около
20 лет тому назад предлагались сплавы марок Ti-150
и TI-175 на основе системы Ti—Сг—Fe с примесью до
0,5% кислорода. Однако в более поздних исследованиях
преобладает отрицательная оценка кислорода как леги-
рующей добавки.
Авторы настоящей работы придерживаются мнения,
что чистоту исходного титана необходимо непрерывно по-
вышать, так как в случае необходимости увеличить проч-
ность технического титана гораздо лучше намеренно вве-
сти в титан строго определенное количество кислорода,
чем использовать низкосортный титан, имеющий большой
разброс свойств. Именно так делается, например, в Ан-
глии, где из четырех сортов технического титана три со-
держат намеренно введенную добавку кислорода для
обеспечения заданного уровня прочности.
Одна из тенденций в развитии современных титано-
вых сплавов — повышение степени легирования. Во всех
сплавах с пределом прочности около 100 кгс/мм2 сумма
1 Исследования последних лет показали, что вредное действие
водорода связано с его способностью к миграции в напряженные
Зоны титановых конструкций, что может приводить к локальному
выделению хрупкой гндридпой фазы.
легирующих компонентов составляет 7—10% (сплавы
марок ВТЗ-1, ВТ6, ВТ14 и др.). Разрабатываются спла-
вы, в которых сумма легирующих компонентов достига-
ет 18—40%. Легирование, повышая прочность, снижает
пластичность. Поэтому исходный материал, в данном
случае титан, должен обладать максимальным запасом
пластичности. Чем более легируется сплав, тем пластич-
нее, а следовательно, и чище от примесей должен быть
исходный титан. Казалось бы, что, применяя более про-
чный менее чистый исходный титан, можно учесть зара-
нее его прочность и соответственно снизить первоначаль-
но намеченную степень легированиости. Однако повы-
шать прочность за счет примесей обычно невыгодно, так
как это сопровождается значительной потерей пластич-
ности, поскольку главные примеси—кислород, азот и
углерод — образуют с титаном твердые растворы внед-
рения. Кроме того, эти примеси отрицательно влияют на
другие важные характеристики титановых сплавов, в ча-
стности на термическую стабильность, сопротивление
ползучести, чувствительность к надрезу.
Чувствительность к надрезу характеризуется величи-
ной отношения предела прочности надрезанного образ-
ца к пределу прочности гладкого образца. Для хрупких
материалов величина этого отношения меньше единицы,
а для пластичных — больше единицы, т. е. во втором слу-
чае надрез действует упрочняюще.
В одной из работ авторов было исследовано влияние
примеси кислорода на чувствительность к надрезу спла-
ва марки ВТ6 [14]. Испытания, проведенные на круглых
образцах с радиусом в основании надреза 0,1 мм и с уг-
лом надреза 60 град, дали следующие результаты:
Содержание кислоро-
да, % .......... 0,10 0,22 0,40
Отношение a“/oD . . 1,71 1,63 1,47
Такая зависимость чувствительности к надрезу от со-
держания кислорода создает опасность преждевремен-
ного разрушения конструкций, в частности болтовых сое-
динений.
Повышение чистоты исходного титана позволит не
только улучшить качество существующих сплавов, нои
создать новые сплавы, обладающие наряду с высокой
прочностью хорошими пластическими свойствами.
2. ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ СПЛАВОВ ТИТАНА
Титан как основа для получения сплавов — весьма
благодарный материал. Полиморфизм, хорошая сплав-
ляемость с большинством других металлов, образование
обширных областей твердых растворов и металлидных
фаз с переменной растворимостью —все это делает ме
таллографию титана обширным и интересным объектом
для изучения и обеспечивает большое разнообразие
структур и свойств титановых сплавов. Можно без пре-
увеличения утверждать, что в этом отношении титан не
уступает железу.
В настоящее время по диаграммам состояний титана
накоплен очень большой экспериментальный материал,
построены двойные диаграммы состояний с большинст-
вом элементов Периодической системы и очень много
тройных диаграмм. Было сделано несколько попыток
систематизировать этот материал для облегчения его ус-
воения и возможности проведения полезных аналогий
между сходными системами.
Наиболее естественно рассматривать взаимодействие
титана с другими элементами в той же последовательно-
сти, в какой они расположены в системе Менделеева.
Именно так и делалось в ряде зарубежных и отечествен-
ных работ [15, 16]. Такое рассмотрение очень полезно
и плодотворно, так как позволяет делать некоторые про-
гнозы о характере взаимодействия элементов между со-
бой на основании их расположения в Периодической си-
стеме; это общеизвестно и общепринято. Однако брать
Периодическую систему за основу для классификации
диаграмм состояний неудобно из-за громоздкости тако-
го построения и отсутствия простой связи между поло-
жением рассматриваемых элементов в Периодической
системе и типом диаграммы состояний, которую они ме-
жду собой образуют. Можно лишь говорить о самых об-
щих и очевидных закономерностях, например что к об-
разованию твердых растворов с титаном более склонны
элементы, расположенные в общей с титаном или в бли-
жайших к нему группах Периодической системы (при
условии достаточной близости атомных диаметров и изо-
морфности кристаллической решетки), а к образованию
химических соединений—элементы из более удаленных
от титана групп. Но даже и эти общие закономерности
содержат многочисленные исключения и отступления, На-
пример, бор почти не образует твердых растворов с ти-
таном, а ближайший сосед бора — алюминий, наоборот,
образует обширную область твердых растворов. Сильно
различаются по растворимости в титане кремний п оло-
во, расположенные оба в четвертой дополнительной под-
группе и т. д.
Не случайно поэтому большинство авторов, рассмат-
ривающих диаграммы состояний титана, отказываются
от каких-либо научных принципов при выборе последо-
вательности в изложении материала и располагают эти
диаграммы просто по алфавиту [1]. Одним из немно-
гих исключений являются работы [16, 17], где при опи-
сании диаграмм состояний титана взята за основу пос-
ледовательность расположения элементов в Периодичес-
кой системе Менделеева. Однако в конце работы, пыта-
ясь обобщить обширный материал, авторы классифици-
руют диаграммы на четыре группы, исходя уже из друго-
го принципа — по характеру строения этих диаграмм,
хотя и осуждают этот принцип, как феноменологический,
не учитывающий химической природы второго компонен-
та и его расположения в Периодической системе.
По мнению авторов данной работы, наиболее удоб-
но излагать вопрос о строении сплавов титана с други-
ми элементами, взяв за основу характер строения диа-
граммы состояния и располагая эти диаграммы в по-
рядке их постепенного усложнения. При рассмотрении
диаграммы, конечно, необходимо учитывать взаимное
расположение компонентов в Периодической системе и
их химическую природу. Именно по этому принципу
один из авторов и Е. К. Молчанова построили свой ат-
лас диаграмм состояний титана— первый по времени
отечественный труд такого рода. Такая же последова-
тельность в изложении материала соблюдается и в при-
водимом ниже кратком обзоре строения титановых
сплавов.
Двойные системы
Основные типы двойных диаграмм состояния тита-
новых сплавов приведены на рис. 4.
Простейшим типом диаграммы состояний является
случай образования непрерывного ряда твердых раство-
ров. Титан дает такой тип диаграммы, по крайней мере,
с восемью металлами, кристаллическая решетка кото-
рых изоморфна с высокотемпературной р-модификацией
28
la
Id
V,fib,Ta,Mo,fie
18
Cr, U
H,SlMn,Fe,Co
'Ji, Cu,Aa, Au
П8
Л8
Ша
О, Ж, Sn
Рис. 4, Диаграммы состояния двойных сплавов титеша
Ш8
C, Al
титана. Однако растворимость этих металлов в нивко-
температурной «-модификации титана различна, что и
дает основание разделить эту первую группу диаграмм
состояний на три подгруппы.
Цирконий и гафний — ближайшие аналоги титана —
образуют непрерывный ряд твердых растворов с обоими
аллотропическими модификациями титана, как показано
на рис. 4, группа 1а. Эти металлы, как и титан, имеют
по две аллотропические модификации, кристаллические
решетки которых изоморфны решеткам соответствующих
модификаций титана.
При закалке богатых титаном сплавов из области р
происходит мартенситное превращение p-фазы в «'-фа-
зу, как и в чистом титане. Только при высоких концен-
трациях циркония (более
20%) при закалке можно за-
фиксировать некоторое ко-
личество 0-фазы.
Л&, 7*(ат)
Рис. 6. Диаграмма состояния си-
стемы Ti—Мо
рис. 5. Диаграмма состояния си-
стемы Ti—2г
Цирконий как легирующий элемент (рис. 5) за по-
следнее время начинает применяться для жаропрочных
титановых сплавов, так как он повышает предел ползу-
чести. Кроме того, цирконий несколько повышает тех-
нологическую пластичность сплавов Ti—Ai, подобно эле-
ментам 0-стабилизаторам, но не имеет их недостатков,
а именно пе ухудшает свариваемость и не образует не-
стабильных фаз.
Ванадий, ниобий, тантал и молибден образуют с ти-
таном сходные диаграммы (см. рис. 4,16). Эти металлы
расположены в Периодической системе недалеко от ти-
тана (ванадий, ниобий и тантал в пятой, молибден в
шестой группах), их атомные диаметры отличаются от
диаметра титана не более чем на 10—15%, а кристал-
лическая структура изоморфна структуре р-титана. По-
этому они образуют с 0-титаном непрерывный ряд твер-
дых растворов. Но в отличие от циркония и гафния рас-
творимость этих металлов в а-титане ограничена вслед-
ствие разницы в строении кристаллической решетки
а-титана (г. п. у.) и рассматриваемых металлов (о. ц. к.).
При закалке из области 0 можно зафиксировать
100%-ную 0-структуру в двойных сплавах, содержащих
не менее 10% молибдена, 15% ванадия, 36% ниобия,
60% тантала. Если эти элементы содержатся в меньших
количествах, то при закалке из 0-области 0-фаза не фик-
сируется, а происходит мартенситное превращение ее в
а'-фазу. Последняя представляет собой нестабильную
пересыщенную a-фазу. Если же закалку производить с
более низких температур из двухфазных областей аф-0,
то можно зафиксировать 0-фазу и в сплавах с содержа-
нием элементов меньше указанных критических значе-
ний. Диаграмма состояний системы Ti—Мо приведена
на рис. 6.
Ванадий и молибден начали играть важную роль как
легирующие добавки с самого начала развития произ-
водства титановых сплавов. В настоящее время наряду
с ними используют ниобий и тантал главным образом
как добавки к жаропрочным сплавам с высоким содер-
жанием алюминия.
Как видно из сравнения критических концентраций,
наиболее сильно стабилизирует 0-модификацито титана
молибден, которого достаточно добавить лишь 10%,что-
бы получить 100%-ную 0-структуру после закалки. Наи-
более слабым 0-стабилизатором из этих металлов явля-
ется тантал, которого для получения 100%-ной 0-струк-
туры требуется в шесть раз больше, чем молибдена. По
растворимости в а-титане эти элементы располагаются
в обратном порядке, а именно: наименьшую раствори-
мость имеет молибден 0,8%, затем ванадий 1—3,5%,
ниобий 3—4% и тантал 6—12,5% (значения определены
для температур 550—650 ° С, вследствие расхождения
между результатами различных исследователей приво-
дятся оба значения).
Большим преимуществом этих четырех элементов
(как легирующих добавок к титану) перед другими ме-
таллами является отсутствие интерметаллидных фаз, эв-
тектоидных и перитектоидных реакций, которые служат
причинами опасного охрупчивания сплавов при опреде-
ленных условиях. Значительная растворимость ванадия,
ниобия и тантала в «-титане также может рассматри-
ваться как преимущество, так как позволяет получать
высоколегированные однофазные сплавы на основе
а-титана.
Однако имеются указания [18], что в системе Ti—Мо
существуют три химических соединения, которым припи-
сываются формулы Ti4M.o, Ti3M.o и TiMo4.
Cr, % (ат)
Рис. 7. Диаграмма состояния системы Ti—Сг
Хром и уран (точнее, у-модификация урана) по кри-
сталлической решетке изоморфны р-титану и образуют
с ним непрерывный ряд твердых растворов. Раствори-
мость этих элементов в cs-титане невелика (для хрома
0,5%), а p-твердый раствор претерпевает эвтектоидный
распад на «-твердый раствор и химическое соединение
типа ТШе2 (см. рис. 4,/а). Эвтектоидная реакция в си-
стеме Ti—Сг (рис. 7) протекает очень медленно, что да-
ет основание до некоторой степени уподобить систему
Ti—Сг системам группы 16. Примеси, образующие с
титаном твердые растворы типа внедрения (в частности,
водород), ускоряют эвтектоидный распад в системе
Ti—Сг, как показано в работе [19]. Снижение содер-
жания примесей, а также добавление элементов из груп-
пы 16, наоборот, затормаживают эвтектоидную реак-
цию.
100%-ная 0-структура может быть зафиксирована
закалкой из 0-области сплавов, содержащих не менее
7% хрома. Эвтектоидный распад p-фазы происходит при
длительных нагревах закаленного сплава при темпера-
турах ниже эвтектоидной, но выше 350° С. Воздействие
внешних напряжений при нагреве ускоряет распад.
Хром, особенно в первый период исследования тита-
новых сплавов, считался одной из наиболее перспектив-
ных легирующих добавок к титану наряду с молибде-
ном. Сплавы титана с хромом отличаются превосходным
сочетанием прочности и пластичности. Когда было от-
крыто охрупчивание этих сплавов в результате эвтекто-
идного превращения, значение хрома как легирующей
добавки несколько уменьшилось. Однако в небольших
количествах, а также в совокупности с молибденом и
другими элементами из группы 16 (см. рис. 4) хром и
в настоящее время входит в состав многих новых спла-
вов. В самое последнее время появились данные о вы-
соких механических свойствах двойного сплава с 10%
хрома (марка ЕР—90/10), приготовленного из чистейше-
го электролитического титана с минимальным количест-
вом примесей элементов внедрения.
Этим исчерпывается перечень элементов, образую-
щих непрерывный ряд твердых растворов с 0-титаном и
наиболее ценных с практической точки зрения легирую-
щих добавок к титану, не считая алюминия и марганца,
о которых будет сказано ниже. К сожалению,, все опи-
санные выше элементы, за исключением хрома, дающего
эвтектоидный распад,—довольно дорогие металлы.
Вторая большая группа металлов образует с тита-
ном эвтектические системы с химическими соединения-
ми. В этой группе можно различить две подгруппы: с
эвтектоидным и с перитектоидным распадом твердого
раствора 0.
Медь, серебро, золото из первой группы Периодичес-
кой системы, кремний, олово и свинец из четвертой, мар-
ганец из седьмой, железо, кобальт и никель из восьмой
образуют с титаном диаграммы состояний с эвтектичес-
кой и эвтектоидной реакциями, весьма напоминающие
диаграмму системы Fe—С (см. рис. 4 На). Наиболее
важное значение из этой группы имеет марганец. Так
как марганец — весьма доступный и дешевый металл,
то, подобно хрому, его можно рассматривать как ана-
лог элементов из группы изоморфных [3-стабилизаторов
{16) и заменять их в ряде сплавов. Эвтектоидный рас-
пад в системе Ti—Мп происходит еще медленнее, чем в
случае хрома.
Следующий по важности легирующий элемент после
марганца—железо, которое подобно хрому примсняет-
Cii, %, 'ат)
Си, % (по массе)
Рис, Диаграмма состояния системы Ti—Си
ся в сложных сплавах, содержащих для предотвращения
эвтектоидного распада молибден или другие элементы
группы 16. Некоторое небольшое применение имеют и
сплавы, содержащие одновременно железо, хром и алю-
миний.
В сплавах с медью, а также с расположенными ни-
же ее элементами практически невозможно зафиксиро-
вать (3-фазу закалкой. Такие сплавы при комнатной тем-
пературе состоят из a-фазы и некоторого количества ме-
та ллидной фазы (в зависимости от химического состава
и условий охлаждения). Сплавы титана с медью за по-
следнее время привлекают внимание исследователей
особенностями своей структуры и способностью к упроч-
няющей термической обработке. Диаграмма состояний
Ti—Си приведена на рис. 8.
Особенно следует остановиться на сплавах титана с
оловом. Несмотря на то что влияние олова на свойства
титана хорошо изучено и олово входит в состав несколь-
ких промышленных сплавов, до последнего времени не
было единого мнения о строении диаграммы состояния
Ti—Sn, в частности о влиянии олова на температуру ал-
лотропического превращения титана. Наиболее поздняя
работа по системе
Ti—Sn [20], откуда
заимствована диаграм-
ма состояния (рис. 9),
дает основание отнес-
ти олово к эвтектоидо-
образующим элемен-
там. Обращает на се-
бя внимание незначи-
тельность разницы ме-
жду те м пер а тур а ми
эвтектоидной реакции
и аллотропического
превращения титана
(17° С), а также меж-
ду концентрацией на-
сыщенного твердого
раствора а и эвтекто-
идной концентрацией
[1% (ат.)].
Олово — важная ле-
гирующая добавка к
Sn. % (ns маем)
Рис. 9, Диаграмма состояния системы
Ti—Sn
титановым сплавам с
«-структурой. В больших концентрациях (~13%) оло-
во, подобно меди, образует с титаном сплавы с иптер-
металлйдным типом упрочнения. Механизм эвтектоид-
ного превращения в системе Ti—Sn еще мало изучен,
но, поскольку p-фаза в этих сплавах не фиксируется
при закалке, а температура эвтектоидного превращения
(865° С) высока, можно предполагать, что и скорость
эвтектоидной реакции будет очень велика.
Серебро имеет хорошую растворимость в а-титане
(до 12,6% при 800°С), а образующиеся в системе Ti—
Ag интерметаллидные фазы пластичны. Поэтому сереб-
ро считается одним из лучших припоев для титана и на-
ходит практическое применение в этой области техноло-
гии.
Водород также дает с титаном диаграмму состояния
эвтектического типа и поэтому может быть включен в
эту группу диаграмм (Па). Однако водород существен-
но отличается от других элементов тем, что имеет обра-
тимую растворимость в титане, и поэтому сплавы
Ti—Н при высоких температурах могут существовать
только в среде газообразного водорода. По этой же при-
чине нет данных о линиях ликвидуса и солидуса диа-
граммы состояния Ti—Н. При закалке сплавов Ti—Н
p-фаза не фиксируется, а претерпевает мартенситное
превращение в фазу а'. Почти весь водород при этом
выделяется из твердого раствора, образуя хрупкую гид-
ридную фазу. Водород — чрезвычайно вредная примесь
в титане и его сплавах (даже сотые доли процента),
так как вызывает замедленное растрескивание сварных
швов, снижает термическую стабильность и ударную
вязкость, повышает чувствительность к надрезу. Поэто-
му его содержание в сплавах должно быть минималь-
ным и, во всяком случае, не превышать 0,01%.
Бор, церий, лантан, германий образуют с титаном эв-
тектические системы, но в отличие от ранее описанных
элементов имеют перитектоидное превращение вместо
эвтектоидного (см. рис. 4 Пб). Все эти элементы пока
еще не имеют практического значения как легирующие
добавки к титану, за исключением бора, который пыта-
ются использовать в небольших количествах (сотые до-
ли процента) для измельчения макрозерна.
Из других элементов с быстрым эвтектоидным рас-
падом практическую ценность имеют кремний и сереб-
ро. Добавка кремния (несколько десятых долей процен-
та) эффективно повышает жаропрочность титановых
сплавов типа например системы Л]—Мо—Ti. Это
объясняется выделением дисперсной фазы, содержащей
кремний (вероятно, силицид титана, а возможно, и сили-
цид молибдена).
К третьей группе можно отнести перитектические си-
стемы, которые в свою очередь подразделяются на три
подгруппы по характеру превращений в твердом состо-
янии.
Кислород и азот образуют с титаном перитектические
системы простейшего типа (см. рис. 4, Ша). Эти элемен-
ты резко повышают температуры аллотропического прев-
ращения и плавления титана и относятся к категории
вредных примесей.
Углерод и алюминий образуют с титаном диаграммы
состояния , с перитектоидным превращением (см. рис.
4, Шб). Углерод, подобно кислороду и азоту, образует с
титаном твердые растворы внедрения, а кроме того, при
содержании его свыше 0,2—0,4% выделяется хрупкая и
очень твердая карбидная фаза.
из немногих элемен-
тов, которые повыша-
ют температуру алло-
тропического превра-
щения титана и обра-
зуют обширную об-
ласть твердых раство-
ров с а-титаном. Пер-
воначально считалось,
что эта область про-
стирается до 25% алю-
миния. Однако иссле-
дования, проведенные
за последние годы, по-
казали, что на этом
участке имеются две
новых фазы, а именно
фаза «2 с областью
гомогенности от 12 до
16% и фаза е при
18,5% алюминия. Ока-
залось. что область
Рис* 10. Диаграмма состояния системы
Ti—Al
твердого раствора а простирается только до 6% алю-
миния, а сплавы, содержащие 6—12% алюминия, лежат
в двухфазной области, а именно а % «а. Современный вид
диаграммы состояния Ti—Al показан на рис. 10.
Алюминий является основным легирующим элемен-
том для титана и содержится почти во всех промышлен-
ных сплавах. Значение алюминия для титановых спла-
вов можно сравнить со значением углерода для желез-
ных сплавов.
Вольфрам образует с титаном систему с перитекти-
ческой и эвтектоидной реакциями (см. рис. 4, III в). Его
применение в качестве легирующей добавки к титано-
вым сплавам затрудняется из-за плохой сплавляемости
с титаном, это вызвано большой разницей в температу-
рах плавления этих металлов. Даже очень мелкие час-
тицы металлического вол
ьфрама почти нерастворимы в
жидком титане при обычных условиях плавки. Загрязне-
ние титана частицами во.
льфрама было главной причи-
ной отказа от технологии плавки титановых сплавов в
дуговых печах с нерасхо,
тродом.
Однако именно затру,
цессов в сплавах титана с
дуемым вольфрамовым элек-
дненность диффузионных про-
вольфрамом делает эти сплавы
очень перспективными в качестве жаропрочных. Обеспе-
чить полную растворимое
применяя более совершен
ть вольфрама в титане можно,
ную технологию плавки.
Тройные системы
Работа по систематизации и сравнительному апали-
зу тройных диаграмм
сложнее, чем двойных, и
почти ничего еще не сдел
следователи считают эту
гостояний титановых сплавов
в этом отношении практически
1ано. Более того, некоторые не-
задачу вообще невыполнимой.
Так, авторы одной из наиболее обстоятельных моногра-
фий о титане [1], сами крупные металловеды, в разделе
о тройных системах ограничиваются лишь перечнем ис-
следованных диаграмм и
«пет удобного способа 061
ний диаграмм состояний
[21] была сделана попыт:
библиографией, указывая, что
общить результаты исследова-
сложных сплавов». В работе
ка систематизировать тройные
диаграммы путем разделения их на десять групп в за-
висимости от способности рассматриваемых элементов
образовывать твердые растворы и химические соедине-
ния с титаном и от хара:
твердом состоянии. Хотя
стера фазовых превращений в
такой принцип классификации
и был применен одним гз авторов данной работы для
двойных систем еще в 1Е54 г. [17], его безоговорочное
распространение на тройные системы вряд ли целесооб-
разно ввиду громоздкости и чрезмерной схоластичности.
Последнее вызвано тем, что авторы считают единствен-
ным классификационным
признаком только геометричес-
кий, без достаточного учета особенностей химического
взаимодействия компонен'
При этом, например, ник
щая роль алюминия в по
новых сплавов промышле
тов рассматриваемой системы.
:ак не отражается определяю-
тавляющем большинстве тита-
гного значения.
В работе [22] принят наиболее рациональный на наш
взгляд принцип систематизации тройных диаграмм сос-
Рис. 11. Типы диаграмм состояния тройиых систем на основе титана [22]
^группа S группа / группа
тояния титановых сплавов, в основу которого положены
два фундаментальных признака:
а) все имеющие практическую ценность титановые
сплавы основаны на системах, дающих твердые раство-
ры замещения, в то время как системы, имеющие твер-
дые растворы внедрения, как правило, не представляют
практического интереса, а элементы, образующие их,
обычно относятся к категории вредных примесей;
б) алюминий является основным легирующим эле-
ментом для титана, подобно углероду для железа, и спе-
цифически влияет на все титановые сплавы, являясь
.единственным широко доступным элементом, стабили-
зирующим «-модификацию титана.
Поэтому удобно разделить все тройные диаграммы
па две основные группы: твердые растворы замещения
н твердые растворы внедрения (а также смешанные
твердые растворы замещения — внедрения). Каждая из
этих основных групп подразделяется на две подгруппы:
сплавы, содержащие алюминий, и сплавы без алюминия
(рис. 11).
Не рассматривая подробно тройные диаграммы сос-
тояний титана, отметим лишь некоторые основные зако-
номерности, определяющие способность к упрочняющей
термической обработке и другие важные свойства про-
мышленных титановых сплавов.
Основной тройной системой, на которой базируются
почти все промышленные титановые сплавы, является
система типа титан — алюминий — p-стабилизатор. Дей-
ствие алюминия проявляется одинаковым образом па
всех сплавах этого типа: он ограничивает область су-
ществования твердого раствора р, повышает точку пере-
хода в p-область и будучи заметно растворим в р-фазе,
повышает стабильность последней. Эти сплавы имеют
сходные структуры и характер фазовых превращений при
термической обработке с учетом, конечно, значений кри-
тических концентраций каждого р-стабилизатора.
Кроме того, алюминий увеличивает растворимость
изоморфных и эвтектоидообразующих р-стабилизаторов
в низкотемпературной модификации титана, т. е. в а-ти-
танс, как это можно видеть на рис. 12 и 13, где приведе-
ны изотермические сечения двух тройных систем Ti—
Al—V и Ti—Al—Мп. Сравнение этих систем между собой
показывает, что в области умеренных концентраций
(до 20—25%) они весьма схожи.
Различие в структуре и свойствах сплавов с изомо-
рфными и эвтектоидообразующими р-ст а бил из агорами в
принятых пределах легирования и при существующих
условиях эксплуатации практически не обнаруживается.
Поэтому наряду со сплавами систем Ti— Al—V и TL—
—Al—Мо широкое практическое применение получили
сплавы на основе системы Ti—Al—Мп.
Лишь в условиях очень длительного, нагрева при
Рис. 12. Изотермические се-
чения диаграммы состояния
богатого титаном угла трой-
ной системы Ti—Л1—V [3]:
а — 120О°С; б — 1100° С; а —
НОТУС: г —8WPC; в — 700“ С;
е — ЫЮ’С
Рис. 13. Изотермические се-
чении диаграммы состояния
богатого титаном угла трой-
ной системы Ti—Л1—Мп [3]:
5-7ГС; б — 800° С; в —
900’С; а—1000’С; 3—1100° С;
е — 1200“ С
температурах эвтектоидного распада удается вызвать
выделение мсталлидных фаз.
Одна из важнейших общих закономерностей в трой-
ных системах с титаном — тормозящее действие изомо-
рфных- ^-стабилизаторов на скорость эвтектоидного
распада в сплавах титана с эвтектоидообразующими
элементами. В работе [23] установлено, что степень
торможения эвтектоидного распада связана обратной
t,°C
d i ' 0 i 8 ti 18 № ft
Рис. 14. Вертикальное сечение системы Ti—Mo—Сг [22]:
о —4%Mo; б — 8%Мо
зависимостью с растворимостью изоморфного (3-стаби-
лизатора в а-титане.
Это торможение можно объяснить тем, что при повы-
шении концентрации изоморфного [3-стабилизатора об-
ласть существования металлидной фазы отодвигается
вправо, т. е. в сторону более высокого содержания эвтек-
тоидообразующего [3-стабилизатора, как показано на
примере тройной системы Ti—Мо—Сг (рис. 14).
Можно указать еще на одну закономерность в трой-
ных титановых сплавах, имеющую большой теоретичес-
кий и практический интерес. Как известно, двойные спла-
вы титана (с 7—8% А|), несмотря на высокую жаро-
прочность и ряд других положительных качеств, не
получили широкого применения из-за хрупкости. По сов-
ременным данным, эта хрупкость вызвана тем, что двой-
ные сплавы титана с таким содержанием алюминия
двухфазны и содержат упорядоченную фазу а2. Оказы-
вается, что добавление изоморфных (3-стабилизаторов
придает этим сплавам пластичность и, следовательно,
предотвращает образование упорядоченной фазы а2.
Аналогично действует и добавка циркония. Получаемые
тройные сплавы имеют однофазную a-структуру при до-
бавке циркония, ниобия и тантала и двухфазную (а+
+₽) при добавке молибдена и ванадия, по в обоих слу-
чаях образование фазы а2 подавляется, хотя и не исклю-
чается полностью.
3 ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В ТИТАНОВЫХ СПЛАВАХ
Фазовые превращения в сплавах на основе титана
характеризуются большим разнообразием и сложностью.
Это относится в первую очередь к сплавам с переход-
ными элементами, которые наиболее часто используют
для легирования промышленных титановых сплавов.
Метастабильные состояния в титановых сплавах, несо-
ответствующие равновесному состоянию при данных
температурах и концентрациях, можно получить в усло-
виях кратковременных нагревов при термических обра-
ботках или относительно быстром охлаждении с тех или
иных температур. В некоторых случаях такое мстаста-
бильное состояние отражает фазовый состав или концен-
трацию фаз в сплаве, типичную для более высоких темпе-
ратур, в других случаях можно получить метастабиль-
ные фазы, никогда ( не существующие в равновесном
состоянии.
Учитывая большое разнообразие фазовых превраще-
ний, наблюдающихся в различных титановых сплавах,
мы рассмотрим наиболее часто встречающиеся в практи-
ке метастабильные фазовые составляющие и их превра-
щение под воздействием температур, времени и напря-
жений.
При резком охлаждении титановых сплавов с a-J-fJ-
структурой из p-области в зависимости от концентрации
легирующего элемента могут образовываться следующие
метастабильные фазы.
В сплавах с a-стабплизиругощими элементами, а так-
же с p-стабилизаторами при относительно небольшой
концентрации легирующих элементов .при закалке про-
исходит мартенситное превращение р-э-a'. Для элементов
с небольшой растворимостью в a-титане эта фаза может
быть значительно пересыщена легирующими элемен-
тами.
a'-фаза имеет гексагональную кристаллическую
структуру такую же, как и a-титан. Рентгенографически
она выражается размытием характерных для гексаго-
нального титана интерференционных линий, что связано
с возникновением внутренних напряжений в кристалли-
ческой решетке. Под оптическим или электронным мик-
роскопом а'-фаза имеет типичную игольчатую микро-
структуру.
Мартенситная а'-фаза, образующаяся в титановых
сплавах с p-стабилизирующими элементами, не облада-
ет высокой твердостью и прочностью, в противополож-
ность мартенситу стали, однако образование а'-фазы в
сплавах определенного состава заметно повышает твер-
дость и прочность тем больше, чем выше степень пере-
сыщения «'-твердого раствора легирующим элементом.
С увеличением содержания p-стабилизирующего эле-
мента в ряде сплавов титана при закалке возможно об-
разование а"-фазы, представляющей собой также пере-
сыщенный твердый раствор на основе а-титапа.
Рентгенограммы сплавов со структурой «"-фазы так-
же характеризуются «расщеплением» некоторых интер-
ференционных линий, свойственных гексагональной
«-фазе, которое увеличивается с возрастанием концен-
трации легирующего элемента. Имеется сходство меж-
ду а"- и а'-фаз ой, но «"-фаза отличается более низкой
симметрией, т. е. опа скорее ромбическая, чем гекса-
гональная.
Утверждают [24], что при изменении концентрации
легирующего элемента существует непрерывный переход
от структуры «'-фазы к структуре а"-фазы, поскольку, пи
для одного из титановых сплавов не удалось в результа-
те закалки из p-области получить двухфазную а'-|-а"-
структуру, а параметры решетки при переходе от а'- к
«"-структуре изменяются постепенно. Кроме того, ром-
бическую а"-фазу можно рассматривать как промежу-
точную ступень между объемноцентрированной и гекса-
гональной структурами.
Под оптическим или электронным микроскопом а"-
фаза, как и а'-фаза, имеет типично мартенситную иголь-
чатую структуру. Высказываются предложения вообще
не проводить резкого разграничений между а'- и «"-фа-
зами п говорить об одной мартенситной фазе, образую-
щейся в титановых сплавах на основе а-твердого раст-
вора. Однако существенное изменение механических
свойств при образовании «"-фазы («"-фаза обладает
умеренной прочностью и повышенной пластичностью,
близкими к p-фазе) дает основание отличать ее от а'-фа-
зы. С дальнейшим увеличением концентрации легирую-
щих элементов при закалке из p-области относительное
количество а'-фазы или а"-фазы постепенно уменьшает-
ся— частично в сплаве фиксируется высокотемператур-
ная p-фаза, не являющаяся стабильной при данной кон-
центрации при низких температурах. При еще большем
легировании в сплаве при закалке сохраняется исклю-
чительно метастабильная р-фаза.
Ранее преимущественно на основании металлографи-
ческих исследований считали, что закаленные сплавы, в
которых не образуются а' (а")-фаза, однофазны, т. е. в
них полностью фиксируется высокотемпературный р-
твердый раствор. Однородный p-твердый раствор харак-
теризуется обычно хорошей пластичностью и невысокой
твердостью. Однако экспериментальные исследования
для некоторых систем сплавов показали, что однофаз-
ный, ио металлографическим данным, закаленный твер-
дый раствор при концентрациях, немного превышающих
критическую, имеет аномально высокую твердость и со-
ответственно очень хрупок.
Позднее в результате рентгенографических исследо-
ваний было найдено, что повышение твердости и хруп-
кости таких сплавов объясняется образованием неизве-
стной ранее фазы, которая была названа «-фазой. Она
может образовываться при закалке и старении в опреде-
ленных условиях метастабильного p-твердого раствора
только в сплавах титана с переходными элементами.
Долгое время структурная формула ш-фазы была спор-
ной. В последнее время большинство исследователей
сходятся, на том, что «-фаза имеет гексагональную кри-
сталлическую структуру. Отличительная черта титано-
вых сплавов с «-фазой — высокая твердость и хрупкость.
Мета стабильные твердые растворы, образовавшиеся
при ускоренном охлаждении, под воздействием темпера-
тур и напряжений могут претерпевать превращения, су-
щественно влияющие на физико-механические и техноло-
гические свойства титановых сплавов. К этой категории
превращений, имеющих существенное практическое зна-
чение, следует отнести следующее:
1) распад метастабильной fl-фазы с образованием
«-фазы по схеме р-*-р+«; в результате этого процесса
сплав охрупчивается и процесс с практической точки
зрения нежелателен;
2) распад метастаби^ьных фаз а', а", <» и р при нагре-
ве в интервале определенных температур с образованием
диспсрсньгх выделений относительно стабильных фаз а
и р. В этом случае удастся существенно повысить проч-
ностные характеристики сплавов при умеренной пластич-
ности. Этот прием нашел широкое промышленное приме-
нение и является основой упрочняющей термической об-
работки дисиерсиопнотвсрдеющих титановых сплавов.
Более полное превращение перечисленных метаста-
бильных фаз Приводит к образованию коагулированных
частиц стабильных твердых растворов аир, снижению
прочности и повышению пластичности. Такое состояние
в титановых сплавах достигается обычно отжигом, ко-
торый преследует цели не только рекристаллизации ме-
талла, но и стабилизации структуры. Такой отжиг наи-
более эффективен на металле, имеющем в структуре а'-
или ю-фазы.
У титановых сплавов с эвтектоидообразующими эле-
ментами (Fe, Ст, Мп и др.) увеличение продолжитель-
ности нагрева при определенных температурах может
сопровождаться образованием интермсталлидных сосди-.
нений по реакции a+p^a-|-TFAfe!;. Эвтектоидные выде-
ления в титановых сплавах в зависимости от их количест-
ва снижают пластичность или даже охрупчивают спла-
вы. С этим явлением приходится сталкиваться, напри-
мер, при длительной эксплуатации титановых сплавов с
эвтектоидообразующими элементами при повышенных
температурах.
Практическое значение имеет также превращение пе-
ресыщенного твердого раствора а в системе Ti—-Al при
изотермическом нагреве, которое проходит по реакции
a^-a-j-as. Образование «а-фазы, имеющей упорядочен-
ную структуру типа TisAI* [26, 27], сопровождается за-
метным охрупчиванием титановых сплавов. Поскольку
некоторые промышленные титановые сплавы содержат
алюминий в концентрациях, близких к области сущест-
вования а^-фазы, угроза их охрупчивания при длитель-
ном нагреве — весьма реальна.
Имеются многочисленные данные о влиянии напряже-
ний, возникающих при пластической деформации и вы-
зывающих или инициирующих фазовые превращения в
титановых сплавах. Установлено, что метастабильная
По другим источникам Ti2AI [25].
p-фаза претерпевает мартенситное превращение при
пластической деформации. Высказываются предположе-
ния и о возможности превращений под воздействием на-
пряжений «"-фазы. Делались попытки использовать
превращение метастабильной fJ-фазы для повышения
пластичности металла при холодной деформации.
Пластическая деформация, как правило, ускоряет
процессы распада метастабильного твердого раствора
при старении. Так, например, пластическая деформация
перед старением используется на титановом сплаве мар-
ки ВТ15, благодаря чему цикл старения сокращается с
75—100 до 15—25 ч.
Имеются сведения, что пластическая деформация
при комнатной температуре приводит к увеличению ко-
личества со-фазы в ряде закаленных сплавов со струк-
турой p-j-w или образованию ее вновь [28,29,30].
На кинетику фазовых превращений в титановых спла-
вах значительно влияют примеси элементов внедрения:
кислорода, азота, углерода и водорода.
Ниже подробнее рассмотрим превращения в титано-
вых сплавах при резком охлаждении, старении или изо
термическом нагреве и пластической деформации.
Превращения при закалке
В нелегированном титане рфаза при комнатной тем-
пературе настолько нестабильна, что превращается в
«'-фазу по мартенситной схеме путем мгновенного сдви-
га кристаллической решетки даже при самых высоких
скоростях охлаждения при закалке. Мартенситное пре-
вращение будет наблюдаться также и во всех сплавах
титана с элементами, повышающими температуру алло-
тропического превращения (а-стабилизаторами). Эле-
менты, понижающие температуру аллотропического пре-
вращения титана, могут задерживать или не задерживать
мартенситное превращение р->ct в зависимости от хими-
ческой природы этих элементов и их концентрации в
сплаве. Те из них, которые не образуют с титаном эв-
тектоидных' систем (V, Мо) или образуют системы, в ко-
торых эвтектоидная реакция протекает очень медленно
(Мп, Сг), способны задерживать или полностью подав-
лять мартенситное превращение. Однако при недоста-
точной концентрации этих элементов в сплаве мартен-
ситное превращение все же происходит. Элементы, об-
разующие с титаном эвтектоидные системы с высокой
скоростью эвтектоидной реакции (Си, Si), не задержи-
вают мартенситное превращение, и поэтому после за-
калки сплавы будут иметь структуру аг, а избыток вто-
рого компонента выделится в форме металлидной фазы.
Во всех приведенных выше случаях речь идет, конечно,
о закалке из р-области.
Следует отметить, что зависимость между концентра-
цией и стабильностью для фаз а' и р различна и носит
как бы взаимно обратный характер.
В соответствии с обычными представлениями, ста-
бильность металлического твердого раствора тем меньше,
чем больше концентрация, т. е. чем больше насы-
щенность раствора. Классический пример в данном слу-
чае— алюминиевые сплавы с медью. Эта обычная зави-
симость справедлива для твердого раствора а', стабиль-
ность которого тем меньше, чем больше его концентра-
ция по содержанию jJ-стабилизатора, зафиксированная
при закалке. При старении из твердого раствора а' вы-
деляются частицы твердого раствора р или химического
соединения, а. концентрация твердого раствора а сни-
жается, приближаясь к равновесной. Твердый раствор
р, наоборот, тем стабильнее, чем выше концентрация
Р-стабилизатора. Это происходит потому, что кубичес-
кая решетка, твердого раствора р не стабильна при ком-
натной температуре, если она нс содержит достаточно
большого количества атомов элемента с устойчивой ку-
бической решеткой, изоморфной p-модификации титана.
При понижении концентрации p-стабилизатора устойчи-
вость p-фазы будет прогрессивно снижаться. Сначала
p-фаза делается термически нестабильной, т. е. приоб-
ретает способность к распаду при повышенных темпера-
турах (старении). Затем она приобретает способность к
мартенситному превращению в а'-фазу при комнатной
температуре иод действием внешних напряжений, други-
ми словами, становится механически нестабильной. На-
конец, при дальнейшем снижении концентрации твердый
раствор а будет превращаться в мартенситную
фазу уже в момент закалки. Существует сравнительно
узкая концентрационная область (несколько превышаю-
щая критическую), когда |3-фаза частично превращается
в «-фазу. Оба типа кривых растворимости, иллюстриру-
ющих сказанное выше, приведены, на рис. 15.
Структурные превращения, происходящие при рез-
ком охлаждении титановых сплавов с различным содер-
жанием ^-стабилизирующих элементов, можно просле-
дить на обобщенной диаграмме состояния титан —
p-стабилизатор, приведенной на рис. 16. Эта диаграмма
справедлива для так называемый изоморфных [3-стаби-
лизаторов, т. с. для элементов, не образующих химичсс-
Рис, 15. Два типа кривых изменения растворимости легирующих
элементов в зависимости от температуры на примере систем А1—Си
и Ti—Мо:
а — Д1—Си; б — Ti—Мо
Рис. 16. Схема изменения фазового состава сплавов титан —
0 стабилизирующий элемент в зависимости от температуры за-
калки
ких соединений с титаном, такими как ванадий, ниобий,
тантал и молибден (по некоторым данным, в системе
Ti—Мо образуются химические соединения, но в облас-
ти высоких концентраций, что в данном случае не имеет
значения). С некоторым приближением можно пользо-
ваться этой же диаграммой и для (^стабилизирующих
элементов, образующих с титаном эвтектические систе-
мы (Сг, Fe, Мп). Эвтектоидный распад твердого раство-
ра р-титана в этих дистемах происходит настолько мед-
ленно, что им можно в данном случае пренебречь.
Обобщенная диаграмма состоит из двух кривых ли-
ний, исходящих из общей точки, соответствующей тем-
пературе аллотропического превращения титана. Первая
кривая (нижняя) ограничивает область существования
твердого раствора, а, а пересечение этой кривой с осью
абсцисс в точке Са соответствует предельной концентра-
ции твердого раствора при комнатной температуре. Вто-
рая кривая (верхняя) определяет границу между облас-
тями а+р и р, а точка пересечения ее с осью абсцисс
Cg соответствует минимально необходимой концентра-
ции второго компонента для образования твердого раст-
вора р, устойчивого на всем интервале температур вплоть
до температуры плавления.
В условиях равновесия приведенная выше диаграмма
состоит из трех областей твердых растворов: а, а+р и
р. Если взять серию сплавов системы титан—р-стаби-
лизатор, концентрация которого постепенно возрастает,
то при закалке из области р сплавы, сначала будут пре-
терпевать мартенситное превращение, т. с. p-фаза не бу-
дет фиксироваться при закалке. При дальнейшем уве-
личении концентрации наступает момент, когда мартен-
ситное превращение нс будет происходить и будет фик-
сироваться 100%-пая p-структура. Соответствующую
этому моменту концентрацию будем называть критичес-
кой и обозначим символом СкР. Если провести через точ-
ку Скр вертикаль, то она пересечет границу p-области в
точке, соответствующей температуре Т1ф, которую будем
называть критической температурой.
Поскольку мартенситное превращение идет в интер-
вале температур, па диаграмме пунктиром нанесены
границы начала (М1Т) и конца (Мк) мартенситного прев-
ращения. При концентрации легирующего элемента в ин-
тервале от Скр до С2 при резком охлаждении из р-облас-
ти образуется метастабильная и-фаза. Поскольку это
превращение никогда нс доходит до конца, то сплавы в
этом случае имеют состав р+«. При концентрации, пре-
вышающей величину С2, в результате закалки фиксиру-
ется только высокотемпературная p-фаза. С изменением
температуры закалки может меняться фазовый состав
сплава данной концентрации.
По характеру изменения фазового состава при рез-
ком охлаждении с различных температур следует разли-
чать четыре группы сплавов.
В первую группу входят сплавы с концентрацией р-
стабилизирующих элементов до Сь т. е. сплавы, кото-
рые при закалке из p-области имеют исключительно а'
(а")-структуру. После закалки этих сплавов с темпера-
тур а+р-области в интервале от полиморфного превра-
щения до Т1г их структура представляет собой смесь фаз
af (а") и а, после закалки с температур от Т< до Тщ> —
смесь фаз а' (а"),а и р, а после закалки с температур
ниже Ткр они имеют а+р-структуру.
Вторую группу составляют сплавы с концентрацией
легирующих элементов от С\ до С1(р, у которых при
закалке из p-области мартенситное превращение не
проходит до конца и они имеют структуру а'(а") и р.
Сплавы этой группы после закалки с температур от по-
лиморфного превращения до Лф имеют структуру
а'(а"), а и р, а с температур ниже Ткр—структуру
а+р.
Закалка сплавов третьей группы с концентрацией
Р-стабилизирующих элементов от С1ф до С2 с темпера-
тур p-области или с температур от полиморфного пре-
вращения до Г2 сопровождается превращением части
р-фазы в го-фазу, и сплавы этого типа после закалки
имеют структуру р+«. Следует предполагать, что и у
титановых сплавов докритического состава, содержа-
щих при температурах закалки p-фазу, с концентрацией
легирующих элементов от Скр до С2 при закалке может
образовываться «-фаза, однако в весьма незначитель-
ном количестве. Сплавы третьей группы после закалки
с температур ниже Т2 имеют структуру р+сс.
Сплавы четвертой группы после закалки с темпера-
тур выше полиморфного превращения имеют исключи-
тельно p-структуру, а с температур ниже полиморфного
превращения — р4-а.
Следует отметить, что если а'рз")-фаза при терми-
ческой обработке образуется только в результате за-
калки, то превращение р-»-р+(В может происходить как
в результате закалки из ^-области сплавов с концентра-
цией легирующих элементов, соответствующих интер-
валу СцР— С2, так и при изотермическом нагреве спла-
вов со структурой р+со и метастабильной p-фазой с
концентрацией легирующих элементов более С2.
Приведенная выше схема дает лишь общее пред-
ставление о превращениях, происходящих в титановых
сплавах при закалке. Конкретные данные по фазовым
превращениям в сплавах титана с различными легирую-
щими элементами мы рассмотрим ниже.
Имеется обширный материал по изучению измене-
ния фазового состава закаленных из p-области титано-
вых сплавов с различными легирующими элементами.
Полученные результаты, по данным работы [24], приведе-
ны в табл. 2. Сопоставляя закономерности образования
тех или иных метастабильных фаз в сплавах титана с
различными элементами, можно сделать ряд общих
выводов.
Мартенситная о/-фаза обнаружена во всех исследо-
вавшихся сплавах титана с относительно малым содер-
жанием легирующих элементов (как переходных, так и
непереходных).
Фаза а" образуется при закалке в двойных сплавах
только с теми переходными металлами, атомные радиу-
сы которых близки к атомным радиусам титана: объем-
ный фактор этих элементов относительно титана не пре-
вышает 7—7,5%. Сведений об образовании «"-фазы в
сплавах титана только с переходными элементами в на-
стоящее время не имеется. Фаза а" обнаруживается и в
некоторых тройных и более сложных титановых спла-
вах, содержащих такие элементы, как вольфрам, вана-
дий, молибден, ниобий и тантал.
Другая метастабильная си-фаза обнаруживается в
двойных титановых сплавах только с переходными эле-
ментами. В многокомпонентных сплавах она образуется
в определенной области концентраций только в тех слу-
чаях, когда хотя бы одна из легирующих добавок —
переходный элемент. Наблюдается вполне определен-
ная закономерность в образовании co-фазы в двойных
сплавах с переходными элементами различных групп
Периодической системы: атомная концентрация леги-
рующего элемента, необходимая для образования
ТАБЛИЦА 2
ИЗМЕНЕНИЕ ФАЗОВОГО СОСТАВА ДВОЙНЫХ
ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ С Р-СТАВИЛИЗИРУЮЩИМИ ЭЛЕМЕНТАМИ
ПОСЛЕ ЗАКАЛКИ ИЗ В-ОБЛАСТИ
В ЗАВИСИМОСТИ ОТ СОСТАВА [24]
Химический состав Фазовый состав Химический состав Фазовый состав Химический состав Фазовый состав
эле- мент % (ПО массе} эле- мент % (по массе) эле- мент % (ПО массе)
Fc 1,5 2,5 4,0 4,5 5,5 6,0 а' р-ра' р+и р р Мп 1,0 4,0 6,0 10,0 а.' Р+<в+ +(а') р+ы Р V 3,0 9,0 10,0 14,0 16,0 18,0 22,0 Ct' Ct' а" PH-со Р+(«)
W 7,0 12,0 15,0 18,0 20,0 25,0 35,0 ct' ct" а" а" а"+а р+м Р
Сг 1,0 2,0 5,0 5,5 6,0 8,0 10,0 12,0 15,0 20,0 а' а'+Р а'+Р+ +Й») Р+(а>)+ +(«') Р+« р-нм р р р
Nb 14,0 25,0 28,0 30,0 35,0 а" а" Р+и
Мо 4,0 5,5 7,0 8,0 8,5 9,0 10,0 11,0 12,0 ct' а" а" а" р+<а p-j-w Р+(<о) i!
Та 25,0 30,0 35,0 40,0 50,0 й _ й Я о ] q q к.
Примечание.
Скобки указывают на
малое количество фазы.
co-фазы при закалке, уменьшается при возрастании но-
мера группы, оставаясь примерно постоянной для элемен-
тов одной группы. Этот факт дал основание предпола-
гать, что образование ш-фазы связано с закономерно-
стями электронного строения атомов переходных
металлов, взаимодействующих с титаном. Считается,
что ю-фаза образуется в различных сплавах при значе-
ниях электронной концентрации, равных 4,14—
4,16 эл/ат. Разброс значений относят за счет различной
чистоты сплавов. Считается также установленным, что
для большинства сплавов образованию ю-фазы при за-
калке соответствует постоянное значение числа иеском-
пенсированпых в а-оболочке атомов. Поскольку образо-
вание щ-фазы связано с электронным строением спла-
а (по массе). S
Рпс. 17. Свойства сплавов титана с хромом (а) и молибден ом (б) пос-
ле закалки из 0-области [3J]
вов, ее относят к сплавам электронного типа. Это
подтверждает также то обстоятельство, что резко изме-
няются электрические свойства сплавов при переходе
[24].
Изменение фазового состава закаленных из 0-обла-
стн титановых сплавов в зависимости от содержания
легирующего элемента сопровождается и существенным
изменением физико-механических свойств. Данные ра-
боты [31] хорошо иллюстрируют такую зависимость
(рис. 17), Можно проследить закономерности изменения
свойств титановых сплавов с эвтектоидообразующим
элементом — хромом и изоморфным [5-титану элемен-
том — молибденом после закалки из [3-области в зави-
симости от содержания легирующего элемента, т. с. фа-
зового состава.
Сплавы системы Ti— Сг закаливали с температуры
950° С. По мере увеличения содержания хрома в зака-
ленных сплавах предел прочности и твердость возра-
стают. Рост твердости и прочности с увеличением содер-
жания хрома до 3—4% связан с тем, что мартенситная
а' фаза больше пересыщена этим элементом. Дальнейшее
повышение твердости обусловлено тем, что в структуре
сплава наряду с [3-фазой появляется и-фаза. Твердость
достигает максимума у сплава, содержащего около 6%
хрома, когда количество ы-фазы максимально, а затем
уменьшается. Сплавы с 4—8% хрома из-за большого
содержания w-фазы разрушаются хрупко. Увеличение
содержания хрома сопровождается сначала снижением
модуля упругости у закаленных сплавов, по как только
в структуре появляется w-фаза модули £ и G резко во-
зрастают и достигают максимума при максимальном
количестве ы-фазы. За максимумом снова следует по-
нижение модулей упругости, которое вызвано умень-
шением количества ы-фазы в закаленном твердом раст-
воре ₽.
Структура сплавов титана с изоморфным ему [3-элс-
ментом — молибденом в закаленном из p-области со-
стоянии значительно отличается от структуры сплавов
титана с хромом. Это отражается на их физико-механи-
ческих свойствах. На рис. 17 показано изменение
свойств закаленных с 1000° С сплавов титана с молиб-
деном в зависимости от содержания молибдена. С уве-
личением содержания молибдена примерно до 3,5%
прочность и твердость закаленных сплавов возрастают,
затем с дальнейшим увеличением твердость, предел
прочности и особенно предел текучести резко падают и
достигают минимума при 6% Мо. Это снижение проч-
ностных характеристик связывают с появлением «"-фа-
зы. При дальнейшем увеличении содержания молибде-
на прочность и твердость повышаются, проходя через
небольшой максимум у сплавов, содержащих около
10,5% Мо. Пластические характеристики сплава 10,5%
Мо необычайно низки, что связано с большим количе-
ством <в-фазы.
Модули упругости закаленных из ^-области спла-
вов с p-изоморфным стабилизатором — молибденом в
зависимости от состава изменяются качественно так
же, как и в сплавах с р-эвтектоидиым стабилизато-
Температура зама ахи,
Рис, 18, Метастабильная диаграмма фа-
зового состава сплавов титана с-мо-
либденом [32]
t 2 У й 5 S Т 3 9
Те. °4массе)
рис, 19. Метастабильная диа-
грамма фазового состава спла-
вов титана с железом [33];
п— сплавы на основе ыагние-
термкческого титана; б —спла-
вы на основе иодидного титана
ром — хромом. Увеличение легированности мартенсит-
ной фазы снижает модуль упругости, а появление и-фа-
зы сопровождается его повышением. Отличие состоит
лишь в том, что минимум, соответствующий мартенсит-
ной фазе, доходит до значительно меньших значений,
чем в сплавах первого типа, а максимум не достигает
величин, наблюдаемых в сплавах с р-эвтектоидным ста-
билизатором — хромом.
Закономерности изменения физико-механических
свойств закаленных сплавов титана с хромом и титана
с молибденом типичны и для других титановых сплавов,
легированных элементами этих типов.
Наиболее полное представление о превращениях в
титановых сплавах при резком охлаждении с различ-
ных температур дают ме-
тастабильные диаграммы
состояний. Наибольшее 560
количество работ в этом
направлении „выполнено
Агеевым Н. В. и Петро- у
вой Л. А. Мы рассмот-
рим две диаграммы со- .да?
стояния такого типа: ти-
тан — р-стабилизирую-
щий элемент [32, 33].
В рассматриваемых ра-
ботах сплавы приготов- Ж
ляли методом вакуумно-
го плавления с использо-
ванием магниетермичес-
кого или иодидиого тита-
на.
Сплавы исследовали
методом изучения мик-
роструктур, рентгено-
структурного анализа и
Рис. 20, Твердость сплавов титана с
различным содержанием хрома после
отжига при температуре 600° С (/) и
охлаждения из Р-области с различны-
ми скоростями: резкая закалка в рас-
творе щелочи (2), закалка в воде (3),
охмтаждеиие па воздухе (<) (24]
измерения , твердости,
Образцы с температур 500—1200°С закаливали в воде.
На рис. 18 приведена метастабильная диаграмма фазо-
вого состава сплавов Ti—Мо, а на рис. 19—диаграм-
ма состояния сплавов Т1—Fe.
На положение концентрационных областей образо-
вания тех или иных метастабильных фаз сильно влияют
примеси, а также скорость охлаждения при закалке.
Если говорить о скоростях закалки, то особенно замет-
но сказывается их влияние на концентрационные обла-
сти существования и-фазы. Так, например, на рис. 20
представлена зависимость твердости закаленных с раз-
личной скоростью из p-области сплавов титана с р-эв-
тектоидным элементом — хромом. Там же приведена
твердость отожженных сплавов. Образование «'-фазы в
сплавах Ti — Сг повышает их твердость, однако макси-
мальных ее значений достигают сплавы со структурой
содержащие наибольшее количество ю-фазы.
Уменьшение скорости охлаждения сопровождается сме-
щением максимума по твердости в сторону больших
концентраций.
ТАБЛИЦА 3
ИЗМЕНЕНИЕ ФАЗОВОГО СОСТАВА НЕКОТОРЫХ СПЛАВОВ
титана с хромом в зависимости
ОТ СКОРОСТИ ОХЛАЖДЕНИЯ ИЗ р -ОБЛАСТИ
(С ТЕМПЕРАТУРЫ 1000° С)
Скорость охлаждения, град/с Состав сплава при содержании Сг, %
5 6 8
И 000 Р + <а
8 000 а'+Р Р + <й р
5 000 р + й р
2 500 — р
1 500 —. — р + w
700 —. Р -1- (О р 4- о)
500 —- .—-
10 — а + Р р -J- оз
В табл. 3 приведены данные изменения фазового со-
става двойных сплавов титана, изготовленных металло-
керамическим способом на основе гидридпо-кальциево-
го металла, после закалки с различными скоростями из
р-области [24]. Таким образом, при уменьшении скоро-
сти охлаждения, как это видно из рис. 20 и табл. 3,
ы-фаза образуется в тех сплавах титана с хромом, где при
резкой закалке фиксируется только p-фаза. В работе
подчеркивается, что в сплаве с 6% хрома при охлажде-
нии из однофазной области даже с очень большими ско-
ростями (~8000—11000 град/с) происходит превраще-
ние причем, как показывают рентгенограммы, ко-
личество образующейся «-фазы довольно велико.
С уменьшением скорости закалки от 8000 до 500 град/с
также происходит превращение р-^ы, причем не заме-
чается никакого изменения значений периодов р- и ы-
фаз и характера интерференционных линий на рентге-
нограммах по сравнению с образцами, закаленными с
большими скоростями.
При скоростях охлаждения ~ 100—10 град/с в
сплаве с 6% хрома происходит превращение р->-а+Р;
эта структура также нестабильна. В сплаве с 8% хрома
при охлаждении с температуры 1000° С со скоростями
8000—2500 град/с р^ш-превращения не происходит:
полностью фиксируется p-фаза. Фаза ш в этом сплаве
обнаруживается после охлаждения с еще меньшими
скоростями (1500 град/с). С уменьшением скорости
охлаждения относительное количество а-фазы в сплаве
возрастает. Это согласуется с имеющимися данными о
влиянии охлаждения в различных средах на фазовый
состав массивных образцов.
Изменение периодов кристаллической решетки оста-
точной p-фазы в сплаве с 8% Сг показывает, что с пони-
жением скорости охлаждения период а уменьшается по
сравнению с периодом а p-фазы, фиксированной резкой
закалкой, что является следствием обогащения остаточ-
ной p-фазы хромом, причем эффект этот тем больше,
чем медленнее охлаждение.
Положение линий со-фазы на рентгенограммах спла-
вов, охлажденных с различными скоростями, остается
неизменным, т. е. период кристаллической решетки со-
фазы, а следовательно, и ее состав не меняются при из-
менении скорости охлаждения.
Невозможность подавления образования оо-фазы в
сплаве концентрации, близкой к критической, даже при
очень резкой закалке со скоростью 10000—11000 град/с
указывает на бездиффузиозность превращения.
В сплавах, состав которых отличается от критическо-
го, образование «-фазы только при замедленном ох-
лаждении сопровождается перераспределением леги-
рующих элементов [24].
Аналогичен характер изменения концентрационных
областей существования co-фазы в зависимости от ско-
рости охлаждения из p-области и у сплавов титана с
р-изоморфпыми элементами, например молибденом.
В табл. 4 представлен фазовый состав сплавов Ti — Мо
после, закалки из p-области в щелочи, масле и на возду-
хе [24]. Если при резком охлаждении в щелочи уже при
11% Мо фиксируется метастабильная p-фаза, при за-
калке в масло еще при 10% Мо в структуре металла ко-
личество co-фазы значительно. После закалки на возду-
хе co-фаза, хотя и в меньших количествах,' сохраняется в
сплавах с повышенным содержанием молибдена.
ТАБЛИЦА 4
ФАЗОВЫЙ СОСТАВ СПЛАВОВ ТИТАНА С МОЛИБДЕНОМ
(НА ОСНОВЕ ГИДРИДНО-КАЛЬЦИЕВОГО ТИТАНА)
ПОСЛЕ ОХЛАЖДЕНИЯ ИЗ ₽ -ОБЛАСТИ С РАЗЛИЧНЫМИ
СКОРОСТЯМИ (ДИАМЕТР ОБРАЗЦА— 10 ММ)
Содержание молибдена, % Фазовый состав после охлаждения из 0 = области (1WC)
и щелочи в масле на воздухе
4,0 5,5 7,0 8,0 8,5 9,0 10,0 п,о 12,0 а' а" а" а" Р + <0 0 + м р-Н«) Р Р Й -ГЯХВТЮТЮ-СО 12 ++4-+-I-CO8 8 Я sees е + Т *по-со Я Я R Я ++। । । ++ ++ s S
Примечание, Скобки означают малое количество.
Таким образом, у различных титановых сплавов с
0-ста билизирующими элементами с уменьшением ско-
рости закалки наблюдается общая тенденция к расшире-
нию области образования ю-фазы в сторону сплавов с
большой концентрацией легирующего элемента и смеще-
нию в том же направлении области существования одно-
фазного твердого раствора р.
Что касается влияния скорости охлаждения на мар-
тенситное превращение в титановых сплавах, то отме-
чается [34], что рельеф на поверхности образца, харак-
терный для мартенситного превращения, появляется
при охлаждении со скоростями более 200 град/с. При
меньших скоростях охлаждения протекает диффузион-
ное р—>-сс-превращение и мартенситная а'-фаза отсутст-
вует. Посторонние примеси в сплавах заметно сказыва-
ются на положении концентрационных областей обра-
зования тех или иных мета стабильных фаз при закалке.
С увеличением содержания газовых примесей (в пер-
вую очередь кислорода) границы этих областей смеща-
ются в сторону меньших концентраций легирующего
элемента, особенно граница р4-«/р. Так, например, при
увеличении содержания кислорода в сплавах Ti—Сг
р-фаза при закалке полностью стабилизируется при
меньшем содержании хрома, чем в более чистом метал-
ле. Например, по данным работы [24], при содержании
0,2% кислорода в сплавах Ti — Сг ю-фаза образуется
при концентрации хрома 6%, а p-фаза полностью фик-
сируется при 12% хрома, в то время как в сплавах, со-
держащих 0,5% кислорода и 0,5% кальция, появлению
«-фазы соответствует содержание хрома 4,5—5,0%, а
полной стабилизации р-фазы—8—9%. Соответственно
смещаются кривые зависимости твердости закаленных
сплавов от состава.
У сплавов титана с изоморфными р-титану элемен-
тами наблюдается аналогичная картина. Так, в работе
[24] указывается, что если фазовые границы при закал-
ке титановых сплавов с молибденом, приготовленных
на титане, полученном гидридно-кальциевым методом,
и содержащих 0,2% кислорода и 0,08% азота, отвечают
данным табл. 2, то в сплавах с меньшим содержанием
кислорода и азота значения критических концентраций,
при которых образуется оо-фаза, несколько выше.
Сообщаются также данные о фазовом составе за-
каленных ^плавов на основе гидридно-кальциевого и
магние-термического титана, содержащих 0,4—0,9%
кислорода и значительное количество азота и углерода.
В этих сплавах в интервале концентраций 6—11% мо-
либдена была получена трехфазная структура р+а/'+
+<о. В работе [24] указывается также, что повышение
содержания в сплавах Ti — W газовых примесей сме-
щает межфазовые границы a'/a" и a"/P+w в области
меньших концентраций вольфрама. Вследствие этого
«сужаются» области существования а7/-фазы.
Иллюстрирует изложенное выше рис. 19, где показа-
но смещение фазовых границ на мстастабильных диаг-
раммах состояния сплавов Ti — Fe, приготовленных на
магпие-термпческом и подидпом титане и отличающих-
ся различным содержанием примесей.
Превращения в титановых сплавах при старении
(отпуске) и изотермическом нагреве
Как уже отмечалось выше, при старении или отпус-
ке могут происходить фазовые превращения диффузи-
онного характера, связанные с превращением метаста-
бильных фаз: а', а", ш, р и даже а. Конечный продукт
превращения — стабильная a-f-p-структура или интер-
металлидиое соединение. .
Превращение в а'-фазе. Распад мартенситной
а'-фазы в результате изотермического нагрева интен-
сивно протекает при температурах выше 350—400° С и
может быть представлен реакцией а'-»-а-ЬР для титано-
вых сплавов с изоморфными р-титану элементами или
a'->a+₽-*"a-|-TiA' для титановых сплавов с эвтектоидо-
образующими элементами. Следует отмстить, что про-
цесс образования интерметаллидного соединения при
незначительных количествах p-легирующего элемента
протекает чрезвычайно вяло.
В части кинетики превращения а'->«+р существуют
две точки зрения. По мнению авторов [35, с. 774], изу-
чавших кинетику распада a'-фазы в сплавах с ванади-
ем, при изотермическом нагреве сначала выделяется
р-фаза, в результате чего состав а'-фазы приближается
к равновесному. Другие исследователи [35, с. 762; 36
с. 298], изучавшие процесс распада а'-фазы в двойных
системах титана с молибденом, хромом, а также в неко-
торых сложных сплавах, делают вывод, что инициирую-
щим является процесс выделения обедненной а-фазы;
остающаяся а'-фаза, обогащенная легирующими эле-
ментами, становится термодинамически неустойчивой и
превращается в p-фазу. Считается, что эта схема пре-
вращения более вероятна. Таким образом, схема пре-
вращения. а'-фазы при изотермическом нагреве пред-
ставляется следующим образом: а'-^а+а^^щ-*а +
Тфнеравпов ^-Ct T Рравиов ИЛИ TLY.
Превращение а'-нхЧ-рСтаб сопровождается некото-
рым снижением характеристик прочности и ростом пла-
стичности сплава. На стадии образования дисперсных-
выделений а и p-фаз после нагрева при 400—550° С про-
исходит заметное упрочнение сплава, носящее название
дисперсионного твердения, которое широко применяет-
ся в практике как упрочняющая термическая обра-
ботка.
Существуют противоречивые мнения относительно
того, сопровождается ли распад а'-фазы при нагреве на
стадии образования дисперсных выделений а- и р-фаз
упрочнением сплава (старением) или происходит разу-
прочнение сплава (отпуск).
Авторы на основе многочисленных наблюдений при-
шли к заключению, что дисперсионное упрочнение через
а'-фазу может сопровождаться значительным увеличе-
нием прочности при старении. Так, например, на мар-
тенситпом сплаве марки ВТ 14 после закалки с темпера-
тур а-Ьр-области вблизи точки полиморфного превра-
щения прочность сплава может достигать 125—
130 кгс/мм2 (пруток диаметром 12 мм), а после закалки
и старения 140—150 кгс/мм2.
Превращение в «"-фазе. Процесс превращения
«"-фазы при изотермическом нагреве был исследован в
работе [36, с. 200, 311] на двойных сплавах титана с
молибденом, вольфрамом н ниобием рентгенографиче-
ским методом.
При повышении температуры выше 300° С у зака-
лённого сплава заметно изменялись параметры решет-
ки а"-фазы. Так, было обнаружено, что у сплавов с 7%
молибдена периоды b и с «"-фазы заметно уменьшают-
ся, а период а меняется незначительно. Это свидетель-
ствовало об обогащении «"-фазы молибденом. Анало-
гичные данные получены и для сплавов титана с нио-
бием.
Такие процессы изменения концентрации, естествен-
но, возможны только при условии выделения в сплаве
фазы с меньшим содержанием легирующего элемента,
т. е. a-фазы. Фаза а на рентгенограммах сплавов, обра-
ботанных при температурах 300—450° С, незаметна, ве-
роятно, из-за ее малого количества или дисперсности и
только при повышении температуры нагрева до 470° С
на рентгенограммах наряду с 1 линиями «"-фазы уже
видны линии, соответствующие a-фазе. Линии |3-фазы
хороню видны только после старения при температуре
550° С. При этом твердость сплавов, достигавшая мак-
симума после отпуска при 470° С, заметно снижается.
Распад «"-фазы сопровождается постепенным умень-
шением объема. В дальнейшем выделившаяся р-фаза
постепенно обогащается легирующим элементом, что
после весьма продолжительных выдержек приводит к
достижению равновесного состава. Аналогично проте-
кает процесс распада и в сплавах с вольфрамом. На
поздних стадиях превращения в результате постепенно-
го обогащения [1-фазы вольфрамом в этих сплавах об-
разуется равновесная 0-фаза.
Таким образом, общая схема превращения «"-фазы
в различных титановых сплавах при нагреве может
быть представлена следующим образом: а"-э-а+
+ ^обогаЦ[ ~ ® ^неравной ^а+₽раЕ1юв иЛи T'-Y- Это озна-
чает, что в результате отпуска происходит диффузион-
ное перераспределение легирующих элементов в а"-фа-
зе и в обедненных микрообъемах выделяется равновес-
ная a-фаза; в обогащенных объемах образуется 0-фаза,
состав которой постепенно приближается к равновес-
ному.
Взаимная ориентировка а и 0-фаз, образующихся
при отпуске, та же, что и при аллотропическом превра-
щении, а именно (001)а" (110)0 [24].
Превращения в метастабильпых 0-и ы-
фазах. В общем виде схема превращения метастабиль-
ных 0- и m-фаз в различных сплавах титана с переход-
ными элементами при старении (отпуске) или изотер-
мической обработке может быть представлена схемой:
0-^0+(о->а+0-»-а-{-Т1У. Первая стадия превращения
(0->0+<й) происходит при сравнительно невысоких тем-
пературах обработки. Распад метастабилыюго 0-твер-
дого раствора в некоторых сплавах начинается уже при
температурах 100—200° С, а в сплавах титана с ванади-
ем даже при комнатной температуре. Однако в большин-
стве многокомпонентных промышленных титановых
сплавов этот процесс начинается при более высоких
температурах (250—300° С). В сплавах, где а-фаза об-
разуется уже при закалке, количество ее может увели-
чиваться в результате старения при этих температурах.
При температурах старения выше 450—550° С превра-
щения 0-твердого раствора происходят минуя ступень
0->0+®. При относительно высоких температурах со-
фаза существовать не может.
Стадия превращения, связанная с образованием ин- -
терметаллидного соединения, имеет место в сплавах эв-
тектоидного типа, как правило, после длительного на-
грева при температурах несколько пиже эвтектоидной.
Результаты многочисленных исследований показы-
вают, что представленная выше схема превращения
справедлива для всех двойных и более сложных титано-
вых сплавов как при отпуске, так и изотермической об-
работке. Различие заключается только в том, что при
одних и тех же температурах процесс распада при от-
пуске закаленных сплавов происходит несколько медлен-
нее, чем при изотермической обработке.
Ниже для примера будут рассмотрены некоторые
конкретные данные изменений, происходящих при ста-
рении и изотермическом нагреве метастабилыюго 0-
твердого раствора в сплавах титана с эвтектоидообра-
зующим элементом—хромом и изоморфным ^-титану
элементом — ванадием.
В сплавах титана с хромом после закалки из [3-обла-
сти на р+©-структуру (при содержании примерно 6—
10% Сг) отпуск при температурах ниже 400° С (до 15ч
при 400° С и соответственно более длительное время
при более низких температурах) существенно не изме-
няет фазового состава^ но количество и-фазы в сплаве,
судя по изменению относительной интенсивности линий
па рентгенограммах, при этом значительно увеличива-
ется [24]. Длительные выдержки при температурах
300—400 или более высокий отпуск при 450—480°С
приводят к исчезновению w-фазы и выделению «-фазы:
В сплавах с 10—15% хрома, имеющих после закал-
ки структуру метастабилъной [3-фазы, в результате
кратковременного (менее 1 ч) отпуска при температу-
рах ниже 350—450° С выделяется значительное количе-
ство w-фазы, а затем превращение идет так же, как в
сплавах с несколько меньшим содержанием хрома, т. е.
схема распада метастабильного ^-твердого раствора
представляется в общем виде следующим образом: ₽->
^P+«-*a-|-p^a4-TiCr2. Во всех случаях в сплаве на-
ряду с ю-фазой сохраняется какое-то количество оста-
точной (3-фазы. Ни при каких условиях нельзя получить
однофазную структуру со, хотя относительное количест-
во этой фазы в сплаве может быть довольно велико.
Устойчивость метастабильной p-фазы при отпуске
повышается с увеличением концентрации хрома. Отно-
сительное количество ы-фазы, выделяющейся при от-
пуске, уменьшается. В сплаве с высоким содержанием
хрома (более 17—18%) р»фаза распадается очень мед-
ленно и без выделения он фазы.
Образование <в-фазы при отпуске во всех случаях
значительно повышает твердость, прочность й хруп-
кость _ сплавов. После выделения а-фазы твердость и
прочность постепенно снижаются. С увеличением кон-
, центрации хрома максимальная твердость сплавов ста-
новится меньше и вследствие большой стабильности р-
фазы достигается после более длительного отпуска [24}.
Изотермическое превращение p-твердого раствора
имеет много общего с превращением при отпуске. Вы-
сокотемпературная [3-фаза в сплавах с относительно не-
большим содержанием хрома может быть зафиксирована
не только закалкой до комнатной температуры,
но и охлаждением до температур, лежащих ни-
же границы стабильности однофазного твердого раст-
вора. При этих температурах p-твердый раствор в тече-
ние некоторого времени устойчив, а затем распадается,
в результате чего фазовый состав приближается к рав-
новесному. Изотермический распад метастабильной
p-фазы проходит через те же стадии, что и при отпуске;
сек мин ч
Продолжительность обработки (логарифмическая
шкала}
Рис. 21. Диаграммы изотермического превращения P-фазы и спла-
вах с 5,5 (У), 5,0 (Д и 10% Сг (,?) [241
можно отметить только, что он протекает несколько бы-
стрее [24]. На рис. 21 представлена диаграмма изотер-
мического превращения p-твердого раствора для спла-
вов с 5,5; 8 и 10% Сг. В сплаве с 5,5% Сг не удалось
отметить начала превращения p-фазы. На диаграммах
сплавов с 8 до 10% Сг четко разграничиваются две об-
ласти распада p-фазы: одна — при температурах ниже
450D С, соответствует превращению с образованием
ы-фазы (p-^p-j-ш), другая — при более высоких темпе-
ратурах — область превращения р-^а-фр. При более
длительных выдержках при низких температурах раз-
вивается распад р+ы-4-а+р->а+Т1Сг2, а при высоких
a-hp-^a+TiCiy 'Максимальная скорость превращения
соответствует температурам 550—600 и 300—350° С.
С увеличением содержания хрома в сплаве инкубацион-
ный период превращений 0->-04-m и Р-возра-
стает.
Как показывают микроструктурные исследования,
сначала a-фаза выделяется на границах зерен исходно-
го 0-твердого раствора, далее распространяется на весь
объем зерна. При температурах 600—650° С выделения
a-фазы имеют четко видимую пластинчатую форму, при
более низких температурах частицы a-фазы значитель-
но мельче.
Изменение твердости сплавов в результате изотер-
мического превращения аналогично наблюдаемому
после отпуска закаленных сплавов: начальные стадии
распада, особенно выделение си-фазы, повышают твер-
дость.
Процесс превращения метастабильных 0- и ©-фаз
при старении и изотермическом нагреве в сплавах с ва-
надием происходит примерно таким же образом, как
и в сплавах с хромом. Систематическому исследованию
стабильности 0-фазы в сплавах титана с ванадием по-
священо большое количество работ. Влияние кратко-
временного нагрева при 300—500° С на фазовый состав
закаленных титановых сплавов с ванадием приведено в
табл. 5 [24, с. 58]. При температурах 450—500° С пре-
вращения а'(а")-мх4-₽ и 04-сй-нх4-0 происходят ин-
тенсивно. При более низких температурах отпуска зна-
чительных изменений фазового состава после непродол-
жительной обработки ни рентгенографически, ни
микроструктурно не наблюдается. Однако упрочнение,
ТАБЛИЦА 5
ИЗМЕНЕНИЕ ФАЗОВОГО СОСТАВА ЗАКАЛЕННЫХ СПЛАВОВ
ТИТАНА С ВАНАДИЕМ В РЕЗУЛЬТАТЕ ОТПУСКА
ПРИ ТЕМПЕРАТУРАХ 300—500’ С В ТЕЧЕНИЕ 1 ч
Содержание ванадия б сплаве» % Фазовый со став после закалки Фазовый состав после отпуска при температуре» °C
300 400 500
3 а' а' а/ а
9 af а' а' «+(₽)
10 сс а" а" а 6
14 R Ц- со <п 0+ со а -- В
16 р + (to) 0-- со В -Н со а р
18 g р — (0 р -|- ш в
20 ₽ р со р+ to «4* Р
происходящее при этих температурах, свидетельствует
о начале распада а'- и а"-фаз. Количество «фазы
в сплавах с 14—16% V в результате отпуска-при 200—
400° С значительно увеличивается, а в закаленных спла-
вах с однофазной 0-структурой, содержащих более
18% V, опа образуется вновь. И в том и другом случае
наблюдается значительное упрочнение. В сплавах, со-
держащих более 28% V, 0-фаза распадается, минуя ста-
дию 0+ш, т. е. 0->а+
+0 [24].
Рис. 22. Диаграммы изотермического
превращения fl -фазы в сплавах тита-
на с 13,Б (1), 15 (3), 20 (3) и 24% V (4) Щ7]
Диаграммы изотер-
мического превраще-
ния в некоторых спла-
вах с ванадием, харак-
теризующие распад
метастабильного твер-
дого раствора, по дан-
ным работ [37, с. 418;
28], приведены на рис.
22.
Выделение ш-фазы
сопровождается обога-
щением остаточного
0-твердого раствора
ванадием, что прояв-
ляется в изменении па-
раметра кристалличес-
кой решетки 0-фазы в процессе старения или изотерми-
ческого нагрева.
Детали превращения мета стабильных фаз в сплавах
Ti—V при отпуске или изотермической обработке были
исследованы в ряде работ [28, 38, с. 774; 39—41].
В работах [39, 42] сообщается, что в сплаве с 20% V
и в тройном сплаве Ti—16% V—2,5% Ai после низко-
температурной изотермической' обработки ниже 270° С
перед появлением ы-фазы рентгенографически наблю-
далась стадия существования 0-твердого раствора двух
различных концентраций, т. е. выделению «-фазы пред-
шествовало расслоение 0-твердого раствора па области
с различным содержанием легирующего элемента. На
основании рентгенографических данных авторы счита-
ют, что в двойном сплаве области 0-фазы с малой кон-
центрацией содержание ванадия было около 11%, в то
время как содержание его в матрице возрастало до
22%. При увеличении продолжительности отпуска вы-
деляется со-фаза. Аналогичное явление наблюдали
и авторы работы [43].
Для сплавов Ti—V в метастабилыюм состоянии,
имеющих структуру р+ю, при быстром нагреве до тем-
ператур 525—550° t наблюдалось обратное превраще-
ние р+<в-^р, сопровождающееся полным восстановле-
нием свойств, характерных для метастабильной р-фазы
[28, 40, 44].
Превращения в метастабильной а-ф а-
зе. Сначала рассмотрим превращения в a-фазе в спла-
вах титана с алюминием, поскольку алюминий в качест-
ве легирующей добавки входит в состав практически
всех промышленных титановых сплавов. В настоящее
время наибольшее практическое значение имеют пре-
вращения в сплавах титана с алюминием в пределах,
близких к растворимости алюминия в а-титане. По:
последним наиболее достоверным данным [45, с. 529;'
46, 47], a-твердый раствор образуется по перитектоид-
ной реакции при температуре 1020—1100°С (по разным
источникам). При этом растворимость алюминия в
а-титане с понижением температуры уменьшается,
составляя при комнатной-температуре около 6,5%. По
другим данным [48], растворимость алюминия в а-ти-
тапе еще меньше. Пересыщенный алюминием а-твер-
дый раствор при медленном охлаждении или старении
склонен к распаду с образованием упорядоченной «-фа-
зы, получившей название сд-фазы, имеющей стехиомет-
рический состав типа Т13А1 или Ti2AL Образование при
старении второй фазы сопровождается значительной
потерей пластичности без заметного увеличения твердо-
сти сплава.
Поскольку в ряде титановых сплавов содержание
алюминия достигает 7% и более, с явлением распада
«-твердого раствора в сплавах Ti—AI часто приходится
считаться.
В нашей работе [49], было изучено изменение
свойств и структуры двойных титановых сплавов (от 5
до 13% А1) в зависимости от режимов термической об-
работки. Было также изучено влияние третьего легиру-
ющего элемента на эти характеристики. Сплавы в виде
прутка диаметром 12 мм отжигали, закаливали в воде,
закаливали и старили при различных температурах.
Полученные результаты приведены на рис. 23.
Сплавы, отожженные при 800° С в течение 1 ч и ох-
лажденные с печыо со скоростью 2—3 град/мин до
300° С, затем на воздухе, при содержании алюминия до
7% имеют удовлетворительную пластичность. По мере
дальнейшего повышения содержания алюминия интен-
сивно снижаются характеристики пластичности вслед-
ствие увеличения количества eta-фазы. Например, сплав,
Рис. 23. Механические
свойства сплавов ти-
тана с алюминием,
закаленных в воду с
900= С и состаренных
при 400, 450 и 500’ С
в течение 100 ч в срав-
нении с отожженным
и закаленным состо-
янием;
/ — 400?С; 2 — 450° С;
3 — 500е С
содержащий 9% А1, имеет весьма низкую пластичность
(йз — 2,5%; ф= Ю%), В то же время сплавы, закален-
ные с 900° С в воде, имеют хорошую пластичность при
содержании алюминия вплоть до 10%, В этом случае
закалкой удается подавить превращение ct->K2, снижа-
ющее пластичность сплава.
Старение закаленных сплавов в течение 100 ч при
температурах от 400 до 500° С показало, что сплавы,
содержащие до 7% А1, не изменяют .своих механических
свойств. В результате старения при 450 и 500° С сплавы,
содержащие свыше 7% А1, охрупчиваются и их пластич-
ность оказывается такой же, как и после отжига и мед-
ленного охлаждения. Температура 400° С недостаточна
для интенсивного распада a-фазы, и сплавы сохраняют
свойства, близкие закаленному состоянию. Следует от-
метить, что в сплаве с 10.% А1 после старения при
400° С заметно снизилась пластичность. Очевидно, чем
больше пересыщена a-фаза алюминием, тем она более
склонна к распаду. Старение бплавов в течение 1 ч по-
казало, что пластичность резко снижалась после нагре-
ва при температурах выше 480—500° С.
Было исследовано влияние добавки третьего легиру-
ющего элемента (3% Sn, Zr, 6% Мо или Сг) па свойст-
ва и структуру сплава титана с 9% А1. В отожженном
состоянии все тройные сплавы имели низкие характе-
ристики пластичности, еще более низкие, чем двойной
сплав Ti-[-9% Al. В результате закалки, например
с 900° С, пластичность всех сплавов можно было резко
повысить. Однако тройные сплавы охрупчивались уже
после старения в течение 100 ч при 400° С, в то время
как двойной сплав титана с 9% А1, состаренный по та-
кому же режиму, сохранял свойства, характерные для
закаленного состояния. Таким образом, добавление
указанных легирующих элементов снижало термичес-
кую стабильность сплава.
В работе [50] также исследовалось влияние третьей
добавки (О, Sn, Zr, Nb, Мо) на границу а-»-а-|-а2, Двой-
ного сплава Ti—Al. Автор утверждает, что олово рас-
ширяет, а другие добавки сужают область а-твердого
раствора.
В статье [51] указывается, что такие р-стабилизи-
рующие элементы, как молибден, ванадий, ниобий, имею-
щие небольшую растворимость в а-титаие в сплавах тита-
на с алюминием блокируют процесс упорядочения, тем
самым способствуют уменьшению охрупчивания сплавов.
Кроме описанного выше превращения a-фазы в спла-
вах титана с алюминием, определенное практическое зна-
чение может иметь превращение в пересыщенной а-фазе
сплавов титана с медью. Аналогичен характер превра-
щения и в сплавах титана с кремнием, германием, свин-
цом. Возможность получения пересыщенной a-фазы в
сплавах титана, с медью связана с повышенной раство-
римостью меди в а-титане при высоких температурах
(см. рис. 8). Изменение растворимости легирующего эле-
мента в а-титане с температурой делает возможным вы-
деление соединения из пересыщенного a-твердого раст-
вора. Например, в сплавах Ti — Си в процессе старения
Пересыщенного раствора значительно повышается твёр-
дость.
В работе [52] сообщается что для обычных литых
сплавов титана с медью для существенного упрочнения
требуется очень продолжительное старение закаленного
металла. В то же время в порошковом металле реакция
происходит очень быстро, и для достижения максималь-
ной твердости требуется всего 1 мин при 500, 10 мин при
450 и 100 мин при 400° С. Авторы работы считают, что в
порошковых образцах когерентность между a-фазой и
соединегшем существует очень короткое время.
Исследования процесса дисперсионного твердения в
сплавах титана с медью позволили предложить для про-
мышленности термически упрочняемый титановый сплав,
содержащий 2,5% Си. Этот сплав применяется в виде
свариваемых листовых полуфабрикатов в английской
промышленности под маркой IMIT1230. В отожженном
состоянии он имеет предел прочности 60—66 кгс/мм2,
предел текучести 38—42 кгс/мм2, относительное удлине-
ние 18% и сужение шейки 40%. После закалки в воде с
805° С и старения при 400° С в течение 24 ч, повторного
старения при 475° С в течение 8 ч предел прочности спла-
ва становится равным 76—85 кгс/мм2, предел текучести
48—54 кгс/мм2 при относительном удлинении 16% и су-
жении 30%. Это пока единственный промышленный
сплав такого типа.
Эвтектоидное превращение в титано-
вых сплавах. В двойных сплавах титана с такими
элементами, как хром, марганец, железо, кобальт, ни-
кель, медь, серебро, кремний, бериллий, висмут, свинец
и некоторыми другими, p-фаза претерпевает эвтектоид-
ный распад. Известно что в одних системах эвтектоид-
ный процесс протекает весьма интенсивно, а в других,
наоборот, идет очень вяло. К первому типу принадлежат
сплавы титана с медью, серебром и золотом; ко вто- .
рому — с хромом, марганцем, железом и кобальтом. Ни-
кель занимает промежуточное положение. Другие эле-
менты изучены недостаточно полно и их пока нельзя при- ;
числить к той или иной группе. Имеются, однако, неко- :
торые сведения, что в системах с кремнием, бериллием,
висмутом и свинцом эвтектоидный распад протекает до-
вольно быстро.
Образование эвтектоида изучали обычно на закален-
ных из ^-области сплавах в процессе повторного нагрева.
Поскольку эвтектоидообразующими элементами являют-
ся как слабые, так и сильные p-стабилизаторы, эвтектои-
дное превращение может протекать как по реакции р->
->-(а-|-химическое соединение), так и — а1-*(алхими-
ческое соединение).
Если в системах с быстрым эвтектоидным превраще-
нием p-фаза легко распадается при прохождении через
эвтектоидную температуру, образуя выделения типа пер-
литных, то в системах с медленным эвтектоидным распа-
дом p-фаза при охлаждении и даже при очень продолжи-
тельном повторном нагреве ниже эвтектоидной темпера-
туры распадается на a-J-химическое соединение весьма
вяло.
Если расположить эвтектоидообразующие элементы
в порядке возрастания скорости эвтектоидного превра-
щения, то окажется, что будет последовательно возрас-
тать и температура эвтектоидного превращения, как это
видно из табл. 6.
ТАБЛИЦА 6
СРАВНИТЕЛЬНАЯ СКОРОСТЬ ЭВТЕКТОИДНОЙ РЕАКЦИИ
Элемент Критическая кон- центрация, % Содержание ле- гирующего эле- мента б эвтекто- иде, % Температура эвтектоида, °C
Марганец . . . 6,5 20 550
Железо .... 4,0 15 600
Хром 8,0 15 675
Кобальт .... 7,0 9 685
Никель .... 8,0 7 770
Медь 13,0 7 790
Золото .... P-фаза не фикси- 16 830
ровапа
Серебро .... То же 22,8 855
Кремний .... 0,9 860
Этого и следовало ожидать, так как чем выше темпе-
ратура эвтектоидного превращения, тем больше будет и
подвижность атомов компонентов сплава, а следователь-
но, и скорость превращения. В системах же с низкой
температурой превращения подвижность атомов невели-
ка и эвтектоидная реакция весьма замедляется, а при
более высоких температурах (З-твердый раствор стано-
вится стабильным,
Таким образом, на механизм эвтектоидного превра-
щения влияют характер легирующих элементов, состав
сплава и температура, при которой происходит превра-
щение. Очевидно, и некоторые другие факторы влияют
на процесс эвтектоидного превращения, чем и объясня-
ются несоответствия между наблюдениями различных
авторов.
Рассмотрим некоторые конкретные данные по эвтек-
тоидному превращению в различных титановых сплавах.
Наибольшее количество исследований по этому вопросу
посвящено сплавам Ti — Сг. В работах [53, 54] исследо-
вали эвтектоидный распад в сплавах Ti — Сг, в, том
числе содержащих 7,5% Сг в интервале температур
450—650° С. На основании металлографического и рент-
геноструктурного анализов авторы заключили, что рас-
пад 0-фазы происходит по реакции ро^-(а+₽е) и даль-
нейшего превращения 0e-^(a+TiCr2). Было установлено,
что при 550° С a-фаза образуется через 10 с, асоедине-
ние TiCr2 при металлографических исследованиях появ-
ляется через 1ч.
В другой работе [55], где исследовали сплав с
7,26% Сг, наоборот, указывается на значительную вя-
лость процесса эвтектоидного распада. Например, при
температуре 420° С при реитгеноструктурном анализе
первые рефлексы TiCr2 появляются лишь через несколько
часов и даже после 672 ч остаются весьма слабыми. При
500° С дифракционные линии Т1Сг2 появляются через
10 ч, а металлографически существование TiCr2 подтвер-
ждается только через 168 ч.
В работе [56] сообщается, что в сплаве с 8% Сг, за-
каленном из 0-области, эвтектоид не был обнаружен ни
при одной температуре старения в течение 167 ч.
В работе [57] исследовали изотермическое превраще- “
иие с помощью рентгеноструктурного анализа в сплавах
Ti — Fe, приготовленных порошковым методом из иоди-
дного титана. Сплавы, содержащие 11,97; 14,23 и 15,31 %
(ат.) Fe, после закалки с 1000°С и выдержки при 570°С
во всех случаях показали присутствие соединения Ti —
— Fe. После 1000-4 выдержки распалось уже 80—90%
0-фазы.
В плавленых сплавах высокой чистоты [58] после
старения не удалось получить эвтектоида,
время
в то
как в предыдущей работе в аналогичных условиях он
образовывался после 100-ч выдержки,
Основные закономерности распада 0-фазы в сплавах
системы Ti — Мп были установлены в работе [53]. Пос-
ле нагрева при 450—650° С в течение трех недель спла-
вов, содержащих 2,91; 7,72 и 12,3% марганца, соедине-
ний не образовывалось. В работе [59] указывается, что
в сплавах титана с марганцем эвтектоидное превраще-
ние протекает чрезвычайно вяло; даже несмотря па пред-
варительную холодную деформацию и прохождение че-
рез температуру эвтектоидного распада, распад происхо-
дил в начальный период нагрева, а затем прекращался.
Максимальное содержание образующегося соединения
составляло 10%.
Распад 0-фазы в сплавах системы Ti — Со наиболее
полно изучен в работе [60], где исследовали сплавы
(с 7, 10, 12 и 14% Со) после изотермического превра-
щения посредством рентгеновского анализа и измерения
твердости. Было обнаружено, что в сплаве с 10% ко-
бальта при низкотемпературном нагреве в течение 3—•
6 ч 0-фаза в сплаве совершенно исчезает и присутствует
только a-фаза. После 10-ч выдержки рентгеновским ме-
тодом также обнаружена только a-фаза. Следовательно,
соединение Ti2Co, присутствие которого выявлено в спла-
ве через 418 ч, образуется из а~фазы. В сплаве с 14% Со
соединение Ti2Co обнаруживается уже через 10 мин
после начала превращения, но так как в этом случае
a-фаза отсутствует, можно предположить, что Ti2Co яв-
ляется первичным соединением, образующимся в эвтек-
тоидном сплаве. В сплаве указанного состава а-фазу
впервые наблюдали через 40 мин, причем она существо-
вала совместно с фазами 0 и Ti2Co.
В работе [61] исследовали процесс превращения в
сплавах Ti — Ni. Отмечается, что эвтектоидное превра-
щение здесь несколько усложнено: перед появлением
Ti2Ni 0-фаза изотермически переходит в промежуточную
a-фазу. Соединение Ti2Ni образуется из этой фазы, таким
же образом, как и при отпуске а''-фазы, только реакция
идет быстрее. Во всех случаях эвтектоидное превращение
в титановых сплавах исследовали на. закаленном метал-
ле. Поэтому трудно было оценить влияние образования
эвтектоида па механические свойства сплавов, посколь-
ку в этом случае на первых стадиях старения подавляю-
ще влияло образование промежуточных метастабильных
фаз (co-фазы, дисперсных выделений а- и 0-фаз).
Нами была выполнена работа по оценке влияния эв-
тектообразующпх элементов на механические свойства
сплавов ряда систем. С этой целью образцы перед ста-
рением проходили стабилизирующий отжиг, включаю-
щий медленное охлаждение с температуры отжига
(~3 град/мин).
В табл. 7 и 8 показано изменение механических
свойств некоторых сплавов системы Ti — Fe и Ti — Сг,
отожженных при 800° С в течение 1 ч и охлажденных
со скоростью 3 град/мин, после нагрева при 500° С в те-
чение 100, 1000 и 10000 ч. Там же приведены для срав-
нения механические свойства закаленных на метаста-
бильную р-фазу (800° С, 1 ч в воду) сплавов.
ТАБЛИЦА 7
ИЗМЕНЕНИЕ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ СПЛАВОВ Ti—Ес
В ЗАВИСИМОСТИ ОТ ПРОДОЛЖИТЕЛЬНОСТИ НАГРЕВА
ПРИ 5(ХГ С (ПРУТОК ДИАМЕТРОМ 12 мм)
2% Fe 4% Fe е% Fe
Состояние образца °В’ К ГС/ММ! 6, % Ф. % V кгс/мм2 в. % ф.% V Krc/hJM3 в, % Ф. %
Исходное , . . 60 20 56 73 20 45 81 17 30
После старения при 500° С в тече- ние, ч: 100 .... 60 20 55 70 19 42 80 16 26
J000 .... 59 20 55 66 19 40 76 15 24
10000 . . . 52 21 53 52 23 42 58 19 33
После закалки с '800°С 88 11 18 125 5 8 105 0 0
Интересно отметить, что по мере перехода «+Р- \
структуры в a+TiFe значительно уменьшается предел
прочности, в то же время пластичность у сплавов Ti—Fe
изменяется незначительно, а у сплавов Ti—Сг снижает-
ся весьма интенсивно.
У сплава Ti-f-ll % Сг уже при медленном охлажде-
нии с температуры отжига протекает эвтектоидное прев-
ращение, резко охрупчивающее сплав.
Влияние примесей при старении и изо-
термическом нагреве. Примеси, особенно эле-
менты внедрения, существенно влияют на изотермические
превращения в титановых сплавах. Например, в сплавах
ТАБЛИЦА 8 • t
ИЗМЕНЕНИЕ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ СПЛАВОВ Т1—Сг
В ЗАВИСИМОСТИ ОТ ПРОДОЛЖИТЕЛЬНОСТИ НАГРЕВА
ПРИ 500“ С (ПРУТОК ДИАМЕТРОМ 12 мн)
- 3% Сг 7% Сг 11% Сг
Состояние образца °в- кгс/мм1 в. % if. % кгс/мм® й, % Ф. % кгс/ммг 0, % Ф. %
Исходное .... 63 20 64 72 20 44 114 2 6
После старения при 500° С в те- чение, ч: 100 63 15 37 72 8 8 84 3 8
1000 .... 59 15 40 63 12 17 82 5 7
10000 .... 57 14 34 58 И 18 78 2 4
После закалки с 800° С 85 22 65 90 20 56 93 14 63
Ti—Мо присутствие кислорода значительно ускоряет
процесс изотермического распада p-фазы, что хорошо
видно из показанных на рис. 24 кривых для сплавов с
различным содержанием кислорода [62].
В работе [63] указывается, что в сплаве Ti+ (7,7—
7,9) % Мп увеличение содержания углерода сопровожда-
Рне. 24. Диаграм-
мы изотермическо-
го превращения
Р-фязы в сплавах
титана с 11% Мо,
содержащих
<0,02 (J); 0,15(2);
".35 (3); 0,55% кис-
лорода {4)
ется ускорением протекания распада 0-фазы при изотер-
мическом нагреве.
Можно считать установленным, что введение в спла-
вы кислорода, азота и углерода, т. е. элементов, обра-
77
зующих с а-титаном твердые растворы внедрения, су-
щественно ускоряет процесс распада 0- и образования
to-фазы, а также превращения 0-)-ow-a+0 [64—66].
Алюминий, образующий с a-модификацией титана
твердый раствор замещения, по заключению авторов
а
Продолжительность отпуска, ч
[66, 67], замедляет реакцию 0-^-0+ю. Водород, образу-
ющий твердый раствор внедрения с 0-титаном и стаби-
лизующий [3-фазу, как другие 0-стабилизаторы, тормо-
зит образование «-фазы и распад 0+ю-э-а+р [64, 68].
Это иллюстрируется данными, приведенными на рис. 25
для сплавов Ti-]-7% Мп; Ti-J-5% Сг-}-3% А! и Ti-ф
+3% Мп+1% Cr+1% Fe.
При отсутствии водорода в этих сплавах в результа-
те закалки образуется о-фаза. Твердость в этом случае
составляет 370—380 кгс/мм2 и значительно повышается
при отпуске. Введение в сплавы 0,1% водорода несколь-
ко снижает твердость сплавов как после закалки, так и
после отпуска, что свидетельствует об уменьшении коли-
чества ш-фазы. Увеличение концентрации водорода до
1% приведет, очевидно, к полному подавлению 0-э-и-
превращения в сплаве.
Работами И, С. Полькина и О. В. Каспаровой было
установлено, что кислород и азот весьма существенно
влияют на процессы старения, протекающие в титановом
Рис. 26. Зависимость твердости сплава марки ВТ15 от температуры
и времени выдержки (по И. С. Полькину н О. В. Каспаровой):
а — содержание азота 0,01%; б — содержание азота 0,1%: * — тем-
пература отжига 200е С; Л — то же, 300° С; О — то же, 400е С; х —
то же, 450° С; □ — то же, ООО3 С; 4 — то же, 550s С; О — то же, 650° С
сплаве марки ВТ15. Указывается, что даже небольшое
увеличение концентрации кислорода (на 0,08—0,1 %)
может значительно уменьшить стабильность (3-твердого
раствора сплава марки ВТ15. Так, при температуре
550° С, соответствующей максимальной скорости прев-
ращения (3-^-а, период стабильности (3-фазы умень-
шается с 8 ч для сплава с 0,08% Ог до 3 ч для сплава с
' 0,16% О2.
Аналогичным образом влияет и азот. На рис. 26
приведена зависимость твердости сплава марки ВТ15
с содержанием 0,01 и 0,1% азота от температуры и про-
должительности изотермического нагрева. Образцы от-
жигали в ф-области, а затем переносили в селитровую
или свинцовую ванну, где их подвергали изотермической
обработке в интервале 200—650° С. Продолжительность
обработки изменялась от 1 до 100 мин. Полученные дан-
ные свидетельствуют, что азот значительно понижает
стабильность р-фазы.
Влияние пластической деформации на превращения
в титановых сплавах
Пластическая деформация титановых сплавов, как
и сплавов других металлов, может существенно влиять
на протекание различных фазовых превращений. Пла-
стическая деформация, как правило, ускоряет процессы
распада метастабильных твердых растворов при старе-
нии, а в некоторых случаях сама вызывает превращения
в метастабильных фазах. Имеются многочисленные дан-
ные о том, что у некоторых закаленных титановых спла-
вов при пластической деформации может происходить
мартенситное превращение метастабильной p-фазы. Мар-
тенситное превращение наблюдалось при растяжении,
сжатии, изгибе и других видах пластической деформации.
Мартенситное превращение при деформации закален-
ных из р-областщ сплавов наблюдается при содержании
р-стабилизирующих элементов вблизи критического со-
става. Характерно, что это явление отмечалось преиму-
щественно в системах, где одним из компонентов был
элемент, образующий непрерывный ряд твердых раство-
ров с р-титаном. В сплавах только с эвтектоидообразу-
ющими элементами процесса мартенситного превраще-
ния при деформации не отмечался. Предполагалось, что
в этом случае преобладает процесс образования мета-
стабильной ш-фазы. Мартенситное превращение при де-
формации обнаруживали в двойных сплавах Ti—Мо
[69—72], Ti—V [71, 73], Ti—Nb [74], а также тройных
сплавах Ti—5,2Мо—6,1Сг [71], Ti—16V—ЗА! [75], Ti—
—6Mn—2,5А1 [76], Ti—7,5Мо—2А1 [77], Ti—6А1—4V
[78] и др.
Мартенситное превращение начинается по достиже-
нии определенной пластической деформации, обычно
0,1—0,2%, и возникшие мартенситные пластины продол-
жают развиваться, распространяясь на недеформиро-
ванную площадь.
Протекание мартенситного превращения при дефор-
мации существенно сказывается на характеристиках
прочности и пластичности сплавов и особенно отража-
ется на величине разницы между пределами прочности
и текучести. Например, в работе [79] приведены кривые
деформации закаленных сплавов титана с различным
содержанием молибдена (рис. 27). Нелегированный
титан и а-сплав с 0,53 % Мо обладают низкими предела-
ми прочности и текучести при большом общем удлине-
Рис. 27, Кривые растяжения
сплавов титана с различным
содержанием молибдена, за-
каленных из 0-области для
предельного случая равно’
мерного удлинения:
/ — Мо; 2 —Т1 +
+24,5% Мо; 3 —Т1 + 15л5% Мо;
4 —Т1+13,1% Мо; 5 —Т1+
+ 11,7% Мо; б — Ti+7,9% Мо;
7 — Ti +0,53% Мо; 8 — Т1 не-
легированный
нии. Сплав с 4,7% Мо с мартенситной а'-структурой в за-
каленном состоянии имеет высокие пределы прочности и
текучести при малом удлинении. Для сплавов с 7,9; 11,7;
13,1; 15,6% Мо, где в процессе деформации происходит
мартенситное превращение метастабильной p-фазы в а'-
фазу, характерен низкий предел текучести при сравни-
тельно высоком пределе прочности и большое общее уд-
линение, типичное для превращения при деформации.
Наиболее интенсивное превращение метастабильной р-
фазы при концентрации молибдена 11,7%. По кривым ра-
стяжения для этого сплава можно заключить, что прев-
ращение происходит до деформации, примерно равной
0,1%, и сопровождается скольжением до деформации по-
рядка 0,3%.
Аналогично изменяются механические свойства зака-
ленных сплавов (в которых под напряжением происходит
р->а'-превращение) у сплавов с 35% Nb [74], а также у
сплавов титана с ванадием [73], в которых превращение
при деформации было обнаружено при концентрации ва-
надия 16—20%,
В нашей работе [80] были проведены исследования
с целью определить области существования механически
нестабильной p-фазы, т. е. p-фазы, претерпевающей прев-
ращения при деформации, в двойных и более сложных
титановых сплавах с различными элементами, а также
были изучены некоторые факторы, влияющие на мартен-
ситное превращение при деформации метастабильной
р-фазы. Исследования проводили на двух титановых
сплавах: П-)-4%А1+4%Мо (типа ВТ14) и Ti+2,5%AI+
+7% Мо (типа ВТ16), а также двойных сплавах титана
с железом, хромом, марганцем, молибденом, ванадием,
ниобием, танталом и некоторых тройных сплавах, легиро-
ванных еще и алюминием.
Фазовый состав сплавов определяли рентгенострук-
турным методом порошков с использованием медного Да-
излучения. Рентгеноструктурный анализ монолитных об-
разцов не всегда позволяет достаточно четко идентифи-
цировать фазовые составляющие титановых сплавов,
особенно если количество определяемой фазы мало, по-
этому в некоторых случаях применяли метод электроли-
тического разделения фаз. Полученный анодный осадок
подвергали химическому анализу и рентгеноструктурно-
му исследованию в «дебаевских» камерах по методу по-
рошков в медном излучении.
Для выявления существования механически неста-
бильной p-фазы (p-фазы, нестабильной при пластической
деформации) широко использовали критерий, оценивае-
мый разностью между пределом прочности и пределом
текучести сплавов. У сплавов со стабильной аЦ-р-струк-
турой разность между оЕ и сго.а составляет обычно 5—
7 кгс/мм2. Увеличение этой разницы более чем до
10 кгс/мм2 указывает на превращение, протекающее в
сплаве при деформации, в данном случае при растяже-
нии. При этом чем больше разница между пределами
прочности и текучести, тем больший объем метастабиль-
ной p-фазы претерпевает превращение при деформации
(рис. 28).
В настоящей работе деформацию проводили растя-
жением образца на растяжной машине или прокаткой в
валках листовых заготовок. В сплавеТ1+4% А1+4% Мо
p-фаза при закалке от температур выше критической
(Ti) превращается в а'-фазу. Сплав Ti+2,5% А1+7% Мо
более легирован p-стабйлизирующими элементами и у
него p-фаза при закалке от температур выше Л превра-
82
щается в а/г-фазу (см. рис. 28). Оба сплава в листовых
образцах закаливали по различным режимам в воде из
tz+р-области с тем, чтобы получить максимально воз-
Температура, °C
Рис» 28» Зависимость фазового состава и механических свойств сплавов
Ti+4% Al+4-% Мо и Ti+2(5% Al+7% Мо от температуры закалки (пруток
дидм. 12 мм): Tj и Га*—температура начала и конца мартенситного пре-
вращения соответственно:
4i —Т1+4% А1+4% Мо; б —Ti+2,5% А1+7% Мо
вергали в холодном состоянии прокатке с различной сте-
пенью деформации. Таким образом, исследовали устой-
чивость метастабильных фаз р, а! и а" при пластической
деформации.
Результаты рентгёноструктурного анализа образцов
сплавов в исходном состоянии и после различной дефор-
мации приведены в табл. 9.
ТАБЛИЦА 9
Сплав Закалка в воде Деформа- ция, % Фазовый состав
Ti—4AI—4М.0 На метастабильную 0-фазу от 860° С, 1 ч 0 5 20 а « 0 а(а') > 0 а(а')»0
На «'-фазу от 940° С, I ч 0 5 20 8 8 8
Ti—2.5А1—7Мо На метастабильную 0-фазу от 750° С, 1 ч 0 5 20 0 > а 0 » а" а"
На «"-фазу от 850° С, 1 ч 0 5 20 а" » 0 Р » а" а" » 0
Такие же результаты были получены и при холодной де-
формации методом растяжения образца на разрывной
машине. Структура сплава Ti-j-4% А1+4% Мо, закален-
ного в воде от 860° С, состоит на 40% из метастабилыюй
р-фазы. Последующая 5%-ная деформация значительно
снижает содержание p-фазы и сопровождается образова-
нием мартенситной а'-фазы, а при увеличении деформа-
ции до 20% метастабильная p-фаза полностью превра-
щается в «'-фазу. Структура этого сплава, закаленного
от 940° С, более чем на 90% состоит из «"-фазы. После-
дующая деформация не изменяет фазового состава
сплава.
Структура сплава Ti+2,5% Al%-7% Мо, закаленного
в воде от 750° С, на 65% состоит из метастабильной р-фа-
зы. При деформации 5% часть p-фазы превращается в
«"-фазу, а при деформации 20% происходит полное прев-
ращение p-фазы в «"-фазу. Структура этого сплава, за-
каленного в воде от 850° С, состоит в основном из «"-фа-
зы и небольшого количества p-фазы. В результате 5%-
ной деформации большая часть «"-фазы превращается в
метастабильную p-фазу. Увеличение деформации до 20%
84
сопровождается превращением метастабильной p-фазы а
а"-фазу. В этом случае, вероятно, следует различать а”-
фазу, образующуюся при закалке (аффазу), и а"-фазу,
образующуюся в результате превращения p-фазы в а"-
фазу при деформации (а^-фазу). Переход «"-фазы в ад -
фазу через метастабильную p-фазу при значительных
Рис, 29* Иамоненис механических свойств закаленного (л) и отожженно-
го (б) сплава Ti+4% А1+4% Мо в зависимости от степени деформации
степенях деформации объясняет большое различие меж-
ду пределом прочности и пределом текучести, обнаружи-
ваемое на образцах сплавов закаленных на а"-фазу (см.
рис. 28).
Одновременно с исследованием изменения фазового
состава сплава Т14-4%А1-|-4%Мо в зависимости от сте-
пени пластической деформации Определяли механичес-
кие свойства. Изменение механических свойств закален-
ного с 860° С и для сравнения отожженного сплава в за-
висимости от степени деформации представлено на
рис. 29.
Листовые заготовки в закаленном и отожженном со-
стоянии прокатывали с различной степенью деформа-
ции. У закаленного сплава по мере увеличения степени
деформации от 0 до 10% интенсивно возрастает предел
текучести, который достигает своего обычного значения
при деформации выше 10%. Это показывает, что при-
близительно при деформации 10% в этом сплаве закан-
чивается р-~> «'-превращение.
С целью определения концентрационных областей
существования механически нестабильной р-фазы был
исследован ряд двойных титановых сплавов. В этом
случае стабильность р-фазы при деформации оценивали
по разности между пределами прочности и текучести
закаленного образца при испытании на растяжение по
сравнению с результатами, полученными на отожжен-
ном образце, не содержащем метастабильной р-фазы.
Образцы закаливали в воде от температур вблизи кри-
тических (800—850° С). При этом в сплавах фиксируется
максимальное количество метастабильной p-фазы и на-
блюдается наибольшая разница между сгв и щ,з.
Механически нестабильная p-фаза существует .в
двойных титановых сплавах, содержащих до 4% желе-
за; 12% хрома; 20% молибдена; 20% ванадия; 50% нио-
бия и 50% тантала (рис. 30).
У сплавов с небольшим количеством метастабильной
р-фазы распад ее при деформации незначительно сни-
жает предел текучести. У сплавов, по составу близких
к критическому, закаливаемых па максимальное коли-
чество метастабильной р-фазы, распад выражен наибо-
лее четко, т. е, различие между ств и <то,2 максимальное.
По мере увеличения содержания в сплаве р-стабилизи-
рующего элемента повышается стабильность р-фазы,
и она в меньшей степени претерпевает мартенситное
превращение при Деформации. Это уменьшает разность
между On и оо,2. Дальнейшее увеличение содержания
p-стабилизирующего элемента приводит к тому, что
P-фаза становится настолько стабильной, что не претер-
певает мартенситного превращения при деформации,
и это выражается обычным соотношением между <тв и
о0,2, характерным для отожженных сплавов со стабиль-
ной р-фазой.
Следует отметить, что у сплавов с эвтектоидообразу-
ющими элементами мартенситный распад при деформа-
ции выражен слабее, чем у сплавов с изоморфными
р-титану элементами. При этом мартенситное превра-
щение при деформации выявляется более четко на за-
каленных листовых (1,2 мм) образцах, чем на образцах
из прутка (диаметром 12 мм). Вероятно, при закалке
тонкого листа обеспечивались большие скорости охлаж-
дения и более полная фиксация метастабильных фаз.
Существенно влияет па мартенситное превращение в
двойных сплавах при деформации введение третьего
элемента. Добавление алюминия к различным сплавам
с p-стабилизирующими элементами увеличивает склон-
ность p-фазы к превращению при деформации, что обу-
словлено снижением ее стабильности и выражалось в
данном случае уменьшением предела текучести.
В двойных сплавах титана с марганцем вообще не
Рис, 31. Изменение механических свойств сплавов Ti—Мп (а) и Ti—
Mti—ЗА1 (6), закаленных от 800—*350° С, в зависимости от содержания
марганца (лист толщиной 1,2 мм)
было, обнаружено превращения метастабильной р-фазы
при деформации. В то же время в сплавах Ti—-Мп с до-
бавками алюминия такое превращение обнаруживается
четко (рис. 31). Вероятно, в двойных сплавах титана
с марганцем при закалке происходит частичное превра-
щение p-фазы, и это препятствует ее мартенситному
превращению при деформации. Алюминий подавляет
превращение p-фазы при закалке, а при деформации
закаленного сплава происходит мартенситное превра-
щение p-фазы. Было исследовано также влияние тем-
пературы деформации на склонность метастабильной
р-фазы к мартенситному превращению. С этой целью
листы из сплава Ti—2,5 AI—7,0 Мо закаливали в воде
от 750° С, а затем испытывали на кратковременный раз-
рыв в интервале температур от —196 до 500°С (рис.32).
Максимальное различие между 6Н и о0п2 составило
30 кгс/мм2 на образцах, испытанных при ф-20° С. Сни-
жение температуры испытания до —70 и —196° С со-
Тёмператцра испытанияfC
Рис. 32. Зависимость механических свойств
закаленного с 760° С сплава Ti — 2,5% Al—
7% Мо от температуры испытания (лист
толщиной Э,5 ин)
ов и оо,2 — соответственно до 26 и 23 кгс/мм2. Получен-
ные результаты позволяют утверждать, что со снижени-
ем температуры деформации мартенситное превращение
метастабильной p-фазы подавляется незначительно. При
повышении температуры испытания (деформации) от 20
до 300° С уменьшается разность между cfd и сг0>3 (от 30 до
10 кгс/мм2), что обусловлено дисперсионным распадом
P-фазы в закаленном сплаве при повышенных темпера-
турах и пластической деформации.
Как уже отмечалось, деформация может стимулиро-
вать процесс распада метастабильной p-фазы в титано-
вых сплавах. Имеется несколько работ, посвященных
влиянию деформации на кинетику превращения р~>
-> р+со —> <хф- р.
Имеются данные о том, что пластическая деформа-
ЦиЯ- при комнатной температуре приводит к увеличению
количества co-фазы в ряде закаленных сплавов
со структурой или к образованию ш-фазы в спла-
вах, закаленных на p-тверДый раствор. Так, например,
в работе [28] указывается, что в закаленном сплаве с
15% V, 25%-ная деформация вызывает появление зна-
чительных количеств m-фазы. В закаленных двойных
сплавах с 15% Мо [29] или 12% Сг и 5% Fe [79] пос-
ле деформации сжатием на 20—25% также появлялись
значительные количества ш-фазы. В последней работе
образование ш-фазы после деформации обнаруживалось
не только рентгенографически, но и на электронномикро-
скопических снимках, которые показывают так же, что
р-хо-превращение сопровождается появлением большо-
го количества микротрещип. При выделении ш-фазы в
результате пластической деформации сплавы резко ох-
рупчиваются. Увеличение количества ш-фазы в результа-
те пластической деформации наблюдали и у более слож-
ных титановых сплавов в частности Ti—5Сг—ЗА1
[45, с. 535].
В ряде работ установлено, что примеси в сплаве су-
щественно сказываются на процессах превращения,
происходящих при пластической деформации. Так, ис-
следования, выполненные в работах [81, 82], позволяют
утверждать, что примеси кислорода, азота и углерода
облегчают образование ш-фазы при деформации зака-
ленных сплавов.
Значительно влияет пластическая деформация и на
процессы, проходящие в метастабильных системах при
старении или изотермическом нагреве. Отмечается сти-
мулирующее влияние предварительной деформации за-
каленных сплавов на процесс р->р+ш->а+р-превра-
щения при последующем старении. В работе [83] уста-
новлено, что предварительная деформация закаленного
сплава Ti—HCr— 13V—4А1 ускоряет выделение ш-фа-
зы в процессе нагрева, а также образование a-фазы на
более поздних стадиях отпуска'.
Ускорение образования «-фазы при отпуске дефор
Мированных образцов отмечается на основании рент-
генографических исследований и в работе [84]. В соот-
ветствии с этим смещаются кривые изменения твердости
при изотермическом отпуске предварительно деформи-
рованного металла в сравнении с педеформированным
металлом.
Пластическая деформация титанового сплава марки
ВТ15, аналога сплава, исследованного в работе [31],
широко используется для ускорения процесса старения
в промышленных условиях. Благодаря использованию
нагартовки время старения сплавов типа ВТ15 удается
сократить с 75—100 до 15—25 ч при достижении задан-
ного уровня прочности.
Нами также было установлено, что пластическая де-
формация, вызываемая длительным приложением опре-
деленного уровня напряжений, заметно влияет на свой-
ства некоторых титановых сплавов в относительно
стабильном состоянии. Например, при изучении «терми-
ческой стабильности» некоторых промышленных титано-
вых сплавов было установлено, что приложение опреде-
ленного напряжения сопровождается более интенсив-
ным охрупчиванием титановых сплавов, не обладающих
абсолютной термической стабильностью. В табл. 10
приведено изменение механических свойств при растя-
жении двух титановых сплавов марок ВТ15 и ОТ4-2 в
зависимости от продолжительности нагрева и прикла-
дываемого при этом напряжения.
ТАБЛИЦА 10
ИЗМЕНЕНИЕ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ СПЛАВОВ
МАРОК ОТ4-2 И ВТ15 В ЗАВИСИМОСТИ
ОТ УСЛОВИЙ НАГРЕВА (ЛИСТ 3 мм)
Марка сплава и состояние Химический состав Температура и время наг’ рева Напряжение, кгс/мм2 Остаточная деформация, % Свойства
кгс/ымг в. %
ВТ15 термичес- Ti+10,8% Сг+ — — 150 5,5
ки упрочнен- +7,2% Мо+ 350° С, 125 ч 95 0,2 155 0
ный +3,0% А1 400° С. 150 ч — -— 149 5,0
400° С, 125 ч 60 0,2 125 0
ОТ4-2 отож- Ti+7.0% А1+ __ , 102 18
женный +2,2% Мп 450° С, 100 ч — — 103 16
150° С, 100 ч 20 0,05 105 14
450° С, 100 и 35 0,2 105 9
Как следует из приведенных данных, напряжение,
вызывающее остаточную деформацию в 0,2%. сопро-
вождается полным охрупчиванием термически упроч-
ненного сплава марки ВТ15 как при 350, так и при
400° С. Хотя в данном случае и не было обнаружено
эвтектоидного превращения, столь резкое охрупчивание
можно приписать этому процессу.
У сплава марки ОТ4-2 содержание алюминия не-
сколько превышает его растворимость в «-твердом ра-
створе. Снижение пластичности по мере увеличения
напряжения при термоэкспозиции обусловлено, вероят-
но, выделением а2-фазы из a-твердого раствора. Наибо-
лее четко снижение пластичности сплава марки ОТ4-2
проявляется при остаточной деформации около 0,2%.
4. ПУТИ ПОВЫШЕНИЯ ПРОЧНОСТИ
ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ
Получить высокую прочность на титане можно та-
ким же путем, что и на других металлах, а именно на-
гартовкой, легированием, термической обработкой или
комбинацией этих процессов.
Применяя достаточную степень нагартовки, можно
достичь значительного повышения прочности, например
при нагартовке на 50% предел прочности технического
титана повышается почти в два раза — с 45 до
80 кгс/мм2.
Если вместо нелегированного титана взять титано-
вый сплав, то можно получить еще более высокую проч-
ность. Например, листы из сплава марки ВТ15 холод-
ной деформацией на 50—70% могут быть упрочнены с
85—90 до 150 кгс/мм2. У двухфазных а+р титановых
сплавов эффект нагартовки проявляется в несколько
меньшей степени, чем у однофазных. Однако следует
иметь в виду, что нагартовка резко снижает технологи-
ческую пластичность, что делает невозможным формо-
изменение нагартованных листов. Такие листы можно
применять лишь в виде плоских панелей или для ци-
линдрических поверхностей с большим радиусом кри-
визны. Кроме того, температура применения не должна
быть слишком высокой во избежание рекристаллизации
и разупрочнения. Более перспективным методом повы-
шения прочности является легирование, так как сниже-
ние пластичности при этом меньше, чем при наклепе (ес-
ли сравнивать равнопрочные материалы).
Примером применения легирования для достижения
различных уровней прочности является группа титано-
вых сплавов системы Ti—Al—Мп; Все эти сплавы со-
держат около 1,5% марганца, а содержание алюминия
меняется от 1 до 6%. Благодаря этому можно получить
любые вариации предела прочности от 50 до 100 кге/
/мма, как видно из табл. 11.
ТАБЛИЦА 1.]
СОСТАВ И СВОЙСТВА СПЛАВОВ СИСТЕМЫ Ti—At—Мп
Марка сплава Содержание, % Механические свойства
А1 Мп с/вЬ кгс/мм3 4е. %
ОТ4-0 1 1,5 50—65 20—40
ОТ4-1 2 1,5 60—75 20—40
ОТ4 3 1,5 70—90 15—40
ВТ4 4 1,5 85—105 15—25
ОТ4-2 6 1,5 100—120 10—15
Аналогично построены некоторые сплавы группы АТ
(АТЗ, АТ4, АТ6, АТ8). Здесь постоянной составляющей
является комплекс (Fe, Ст, Si, В) в количестве 1,5%,
а содержание алюминия переменно, что и обеспечивает
различный уровень механических свойств (табл. 12)
[85—88].
ТАБЛИЦА 12
СВОЙСТВА И СОСТАВ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ СИСТЕМЫ . TI—AI—S
(Те, Сг, Si, В)
Марка сплава Содержание, % Механические свойства
AI 2 (Fe, Сг, Si, В) ав, кгс/мм3— 6С. %
АТЗ 3,0 1,5 70—85 16—24
АТ4 4,0 1,5 85—105 10—20
АТ6 6,0 1,5 100—110 10—15
АТ8 7,5 1,5 110—120 10—15
Такой способ получения конструкционных титановых
сплавов с различным пределом прочности широко рас-
пространён й на нем ниже мы остановимся подробнее.
Сплавы с небольшим содержанием р-стабилизирующего
элемента широко используются в промышленности как
у нас, так и за рубежом.
Эффект повышения прочности может быть значи-
тельнее при легировании титановых сплавов большим
количеством p-ста билизи р у юших элементов. Так, напри-
мер, если сплав марки ВТ22 (5% А1, 4,5% Мо, 4,5% V,
1% Сг, 1% Fe) рассматривать как дальнейшее разви-
тие сплава марки ВТ16 (2,5% А1, 4,5% Мо, 4,5% V), то в
этом случае за счет добавления 2,5% А1, 1% Fe и 1% Сг
гарантируемый предел прочности сплавов в отожжен-
ном состоянии повышается с 75 до НО кгс/мм2. При
этом характеристики пластичности с повышением пре-
дела прочности снижаются в меньшей мере, чем при по-
вышении прочности путем легирования «-стабилизирую-
щими элементами (алюминием на примере сплавов ти-
па ОТ4).
Значительное распространение за последние годы
получил метод упрочнения титановых сплавов термиче-
ской обработкой. Эффект упрочнения в этом случае мо-
жет достигать 25—50% в зависимости от состава спла-
ва. Его положительной особенностью является то, что
в отожженном или закаленном состоянии титановые
сплавы имеют умеренную прочность при хорошей плас-
тичности, а после упрочняющей термической обработки
(закалки и старения) приобретают высокую прочность.
Таким образом, в значительной степени решается про-
тиворечие между требованием технолога, желающего
иметь сплав с хорошей пластичностью, и конструктора,
заинтересованного в высокой прочности.
Упрочняющая термическая обработка состоит из
фиксации метастабильных фаз путем ускоренного ох-
лаждения с повышенной температуры и последующего
распада метастабильных фаз при старении (отпуске) с
образованием дисперсных выделений новой фазы. На-
иболее широко упрочняющая термическая обработка
применяется на титановых сплавах с а+р-структурой,
где используют эффект изменения растворимости леги-
рующих элементов в р-титане в соответствии с диаг-
раммой, приведенной на рис. 15,6. В этом случае уп-
рочнение происходит за счет образования при распаде
в процессе старения метастабильной р илй й'(а")-фаз
(зафиксированных закалкой), дисперсных частиц а- н
р-твердых растворов. Реже используют упрочняющую
термическую обработку по схеме, приведенной на
рис. 15,41. Например, у английского двойного титаново-
го сплава (2,5% Си) закалкой с 800° С в воде и старе-
нием по режиму 400° С, 24 ч, 475° С, 8 ч повышают пре-
дел прочности с 63 до 81 кгс/мм2. Однако это пока
единственный случай термической обработки промыш-
ленного титанового сплава, когда закалкой фиксируется
пересыщенный а-твердый раствор, а последующее старе-
ние сопровождается выделением дисперсных частиц
иптерметаллидной фазы Ti2Cu.
Примеры 'упрочнения титановых сплавов с а+
структурой в зависимости от химического состава
(количества p-фазы в структуре сплава) приведены
в табл. 13.
ТАБЛИЦА 13
МАКСИМАЛЬНЫЙ ЭФФЕКТ УПРОЧНЕНИЯ
РАЗЛИЧНЫХ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ В РЕЗУЛЬТАТЕ ЗАКАЛКИ
И СТАРЕНИЯ (ПРУТОК ДИАМЕТРОМ 12 мм)
Марка сплава Содержание р-фаэы в отожженном СОСТОЯНИИ, % Св, кгс/м№ Эффект упрочне- дов НИЯ , % Чв (отож)
отожженный термически упрочненный
ВТ6 7 97 120 24
ВТ14 10 97 135 40
ВТЗ-1 17 105 150 45
ВТ22 30 115 175 50
Ниже нами будут рассмотрены подробнее наиболее
распространенные методы повышения прочности титано-
вых сплавов: легирование и термическая обработка.
Общие закономерности изменения прочности
титановых сплавов
в зависимости от состава и термической обработки
Рассмотрим изменение физико-механических свойств
и структуры титановых сплавов в отожженном и терми-
чески упрочненном (закаленном и состаренном) состоя-
нии в зависимости от содержания легирующих элементов
в широком диапазоне составов и режимов термической
обработки.
Различные легирующие элементы сообщают титану
разную степень упрочнения при одинаковом процентном
содержании. Если взйть наиболее употребительные ле-
гирующие добавки из группы p-стабилизаторов, то наи-
более сильными упрочнителями оказываются железо и
марганец, затем идет хром, молибден и ванадий и т. д.
(рис. 33).
К настоящему времени хорошо изучено упрочняю-
щее действие на титан всех имеющих практическое при-
Рис. 33. Влияние содержания легирующих элементов на механические свой-
ства двойных титановых сплавов (пруток диаметром 12 мм, отожженный по
режиму 600° С, 1 ч}
менение легирующих элементов. Если говорить о проч-
ности, получаемой только за счет легирования, т. е. о
прочности отожженных титановых сплавов, то можно
руководствоваться следующими цифрами, принятыми
при шихтовке на наших металлургических заводах на
1% (по массе) вводимой легирующей добавки;
Элемент ... Al Зп 2г Мо V Мп Сг Fe Si Nb
Повышение щ,
кгс/мм2 . . . 5,0 2,5 2,0 5,0 3,5 7,5 6,5 7,5 12,0 1,5
Об эффективности упрочнения термической обработ-
кой уже было сказано выше. Для получения высокой
прочности сплавов на основе алюминия -и железа этот
путь основной. Кроме того, применение упрочняющей
термической обработки удобно и в технологическом от-
потении. Повышенная технологическая пластичность
сплавов типа дуралюмин в закаленном состоянии ис-
пользуется для проведения различных операций фор-
моизменения листового материала, после чего готовая
деталь подвергается искусственному или естественному
старению и приобретает нужный уровень прочности.
В случае же титановых сплавов можно говорить
о двух конкурирующих между собой методах упрочне-
ния, а именно легировании с последующей упрочняю-
щей термической обработкой или только легировании
без применения таковой. Это положение объясняется
некоторыми специфическими особенностями титановых
сплавов, в частности ограниченной прокаливаемостью и
окислением при нагреве под закалку. Ограниченная
прокаливаемость большинства титановых сплавов (ис-
ключением являются сравнительно немногие высоколе-
гированные сплавы, например, псевдо-₽-сплавы марок
ВТ 15, ТС6) создает определенные трудности в достиже-
нии высокого уровня прочности в крупных штамповках.
При нагреве под закалку листовых титановых сплавов
в обычных промышленных печах образуется твердый и
хрупкий окисленный слой, для удаления которого при-
ходится применять кислотное или щелочное травление.
Это — трудоемкая и неприятная добавочная операция,
связанная к тому же с опасностью иаводораживания.
При закалке в воде детали из листов испытывают зна-
чительное коробление, которое довольно трудно устра-
нить. Кроме того, в отличие от алюминиевых сплавов
титановые сплавы в закаленном состоянии имеют не
столь высокую технологическую пластичность. Поэтому
в большинстве случаев листовая штамповка титановых
сплавов должна производиться в горячем состоянии и
с применением подогреваемого инструмента.
Титановые сплавы, упрочненные только за счет леги-
рования, имеют следующие преимущества перед терми-
чески упрочняемыми сплавами: отпадает вопрос прока-
ливаемости в больших сечениях и коробления при
закалке; в случае листовых полуфабрикатов отпадает не-
обходимость высокотемпературных нагревов под закал-
ку, остается лишь нагрев для проведения операций фор-
моизменения, поэтому окисление поверхности гораздо
меньше и окисленный слой удаляется легче.
Имеется довольно большая группа титановых спла-
вов на основе «-модификации титана (группы ОТ4,
Лтз, ВТ20 и др.), Для которых упрочняющая термичес-
кая обработка вообще мало эффективна. Благодаря не-
которым ценным свойствам (отличная свариваемость,
высокое сопротивление ползучести) сплавы с «-структу-
рой широко применяются, особенно в виде листовых
полуфабрикатов.
Из сказанного выше становится ясно, почему тита-
новые сплавы, упрочняемые только легированием, ус-
пешно конкурируют с термически упрочняемыми спла-
вами. Однако в случае применения упрочняющей тер-
мической обработки можно достичь более высоких
уровней прочности, чем без таковой. При легировании
а-сплавов предельная прочность составляет пока около
100 кгс/мм2, а для двухфазных НО—120 кгс/мм2. Даль-
нейшее повышение легирования элементами из группы
p-стабилизаторов может снизить предел прочности, а из
группы а-стабилизаторов — привести к потере необходи-
мого минимума пластичности. Термическая обработка
дает возможность достигнуть предела прочности до 180—
200 кгс/мм2 при вполне приемлемых характеристиках
пластичности.
Вместе с тем, освоение титановых сплавов с преде-
лом прочности выше 130 кгс/мм2 находится в началь-
ной стадии и потребуется еще много времени для прео-
доления тех же трудностей, что и в случае высокопроч-
ных сталей. Во многих случаях прочности 100 кгс/мм2
совершенно достаточно, чтобы оправдать применение
титановых сплавов. Поэтому следует признать, что оба
пути достижения высокой прочности титановых сплавов
имеют перспективы на существование и дальнейшее
развитие.
Рассмотрим более подробно проблемы достижения
высокой прочности легированием и термической обра-
боткой.
Влиянию легирования и термической обработки па
физико-механические и технологические свойства тита-
новых сплавов посвящено много работ [89—95 и др.].
Мы рассмотрим подробно одну из них [95, с. 177—
183]. Она в некотором смысле обобщает предыдущие
исследования и позволяет судить об общих закономер-
ностях изменения физико-механических свойств и струк-
туры титановых сплавов в отожженном и термически
упрочненном состоянии в зависимости от легирования.
Целью исследования являлась разработка основных
предпосылок создания высокопрочных конструкцион-
ных титановых сплавов с а+₽-стр.уктурой. Были приго-
товлены и исследованы двойные титановые сплавы с ос-
новными элементами, стабилизирующими p-фазу, и
тройные сплавы с этими элементами и алюминием. Ис-
следовались титановые сплавы, содержащие до 30% Мо,
20% V, 50% Nb, 50% Та, 15% Fe, 15% Сг и 20% Мп.
Кроме двойных сплавов, исследовали тройные сплавы,
содержащие до 6% А1.
Сплавы готовили методом двойного переплава рас-
ходуемого электрода в электродуговой вакуумной печи
на титановой губке с пределом прочности около 43 кге/
/мм2 (0,05% Fe, 0,03% С, 0,02% Si, 0,01% N и 0,06% О)
Слитки проковывали на прутки диаметром 12 мм и про-
катывали в листы толщиной 1,2 мм, из которых готови-
ли образцы для исследований.
Изучали механические свойства и структуру сплавов
после отжига, обеспечивающего относительно равновес-
ное состояние структуры (охлаждение с температуры
отжига со скоростью около 3 град/мин), после резкого
охлаждения (закалка в воде) и после закалки и старе-
ния на максимальную прочность (рис. 34). Определяли
кратковременную прочность при повышенных темпера-
турах отожженных и термически упрочненных (зака-
ленных и состаренных) сплавов. Результаты исследова-
ния позволили установить, что при легировании упроч-
няющее действие элементов, стабилизирующих р-фазу,
и алюминия в двухфазных титановых сплавах со струк-
турой а+р складывается из упрочнения ими фаз « и Р
и соотношения этих фаз в структуре сплава.
Титановые сплавы с эвтектоидообразующим и эле-
ментами (Fe, Сг, Мп) в широком интервале составов
при обычных условиях могут рассматриваться как спла-
вы со структурой а+р, поскольку эвтектоидный распад
при термической обработке, имеющей практическое
значение, как правило, не протекает. О степени упроч-
нения а- и p-фаз в двойных титановых сплавах элемен-
тами, стабилизирующими p-фазу, можно судить по дан-
ным табл.14.
Механические свойства a-фазы определены на отож-
женных сплавах, содержащих легирующие элементы в
пределах, близких к растворимости в а-титане. Механи-
ческие свойства р-фазы получены на закаленных из
P-области сплавах, имеющих «механически» стабильную
термически упрочненное состояние; ? у Я?
отожженное состояние
ТАБЛИЦА Н
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА а- и [З-ФАЗ
У ДВОЙНЫХ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ С ЖЕЛЕЗОМ, ХРОМОМ,
МАРГАНЦЕМ, МОЛИБДЕНОМ, ВАНАДИЕМ, НИОБИЕМ
И ТАНТАЛОМ
Легирую- щие элементы Содер- жанис, % Механические свойства а-сплавов Содержа- ние, % Механические свойства сплавов
%- кге/ым2 ч 2 й 15 S? «о 1 □ S $ % "9
Ti 100 43 35 40
Fe 0,5 52 45 33 9 119 117 13
Сг 0,5 53 48 27 12 107 100 18
Мп 0,7 59 43 30 13 112 108 15
Мо 0,5 53 42 40 16 87 77 24
V 2,0 64 56 38 20 95 91 18
Nb 4,0 47 42 45 50 54 45 19
Та 9,0 50 46 44 ' 50 72 65 20
р-фазу (p-фазу, стабильную при пластической дефор-
мации) .
Разница в прочности нелегированного титана и
сс-сплавов с р-ст а билизирующими элементам и составляет
3—21 кгс/мм2 в зависимости от легирующего элемента.
Разница в прочности исследованных р-сплавов значи-
тельно больше и составляет в крайнем случае (р-сплав
титана с железом и титана с ниобием) 65 кгс/мм2.
Прочность а+ р-титановых сплавов не просто среднее
арифметическое прочностей а- и p-фаз, а зависит
и от степени гетерогенности сплава, т, е, от соотно-
шения ci- и p-фаз. По мере увеличения количества р-фа-
зы в a-матрице повышается прочность сплавов, дости-
гая максимума у сплавов с. наиболее гетерогенной
структурой с примерно одинаковым количеством а- и
р-фаз. Такой характер изменения предела прочности
сплавов со структурой «+р связан главным образом с
измельчением микрозерна, формируемого деформацией
в a-j-p-области и высокой гетерогенностью внутризерен-
ной структуры у сплавов с равным содержанием а- и fl-
фаз. С дальнейшим увеличением содержания p-легирую-
щего элемента уменьшается количество a-фазы в р-матри-
це и снижается прочность сплавов от максимума до проч-
ности сплавов на основе p-фазы (рис. 35).
fl-emsSujwuptjwwue элементы, %
Ри с- 35- Схема изменения пре-
дела прочности отожженных
титановых сплавов в зависимо-
сти от содержания Р -стабили-
зирующих элементов
На рис. 36 показано изменение микроструктуры
отожженных титановых сплавов с молибденом в зави-
симости от содержания молибдена. По мере повышения
содержания молибдена микроструктура сплава измель-
чается и наиболее мелкое микрозерно наблюдается у
сплавов, содержащих около 50% а- и 50% p-фазы, на-
пример у сплава с 16% молибдена. Дальнейшее повы-
шение содержания в сплавах молибдена сопровождает-
ся увеличением микрозер-
на, которое у р-сплава
(Ti Д-30 % Мо) становится
весьма крупным.
На рис. 37 показана
впутризереп'ная структура
сплавов с 1,5 и с 16% Мо.
Твердые а- и p-растворы у
сплава с 16% Мо . более
дисперсны, чем у сплава на
основе «-структуры (1,5%
Мо).
На диаграмме (рис. 35)
в зависимости от прочности
взаимодействующих а- и
p-фаз максимум по проч-
ности может быть смещен в
сторону сплавов либо с
большим содержанием
«-фазы, либо с большим со-
держанием p-фазы. У двой-
ных сплавов титана с эле-
ментами, стабилизирующими p-фазу, следует ожидать
максимума по прочности у сплавов с большим содер-
жанием p-фазы, поскольку у этих сплавов p-фаза более
прочна. Так, максимальный предел прочности наблюда-
ется у отожженных титановых сплавов (около 9% Fe,
12% Сг, 11% Мп, 13% Мо, 15% V, 20% Nb, 50% Та)
(см. рис. 35).
В случае добавления алюминия в сплавы со струк-
турой а+р упрочняются как а-, так и р-фаза.
Сплавы, легированные элементами, стабилизирую-
щими p-фазу, и алюминием, обладают более высокой
прочностью, чем двойные титановые сплавы с р-стаби-
лизирующими элементами. Алюминий предпочтитель-
нее растворяется в a-фазе и сильнее упрочняет ее.
102
В связи с этим у сплавов, дополнительно легированных
алюминием, максимум по прочности сдвигается в сторо-
ну сплавов с большим количеством a-фазы (рис. 38).
Таким образом, для получения высокой прочности
у отожженных сс-рр-тнтановых сплавов необходимо уп-
рочнить а- и р-фазы и довести состав сплава до макси-
мальной гетерогенности, т. е. примерно одинакового ко-
Рис. 37. Внутризореяная структура под электронным микроскопом двой.
пых титановых сила нов, отожженных при 800° С, 1 ч, охлаждение с
печью со скоростью 3 град/мин (пруток диаметром 12 мм), х 10000:
а — 1.5% Мо; 6 — 16% Мо
личества а- и p-фаз. Это будут, как правило, высоколе-
гированные p-стабилизаторами титановые сплавы, зака-
ливающиеся на p-фазу. При создании таких сплавов
необходимо принимать во внимание их повышенную
плотность, которая может в значительной степени свес-
ти к минимуму эффект упрочнения.
Рассмотрим теперь изменение свойств и структуры
термически упрочненных (закаленных и состаренных)
титановых сплавов в зависимости от состава и термиче-
ской обработки.
Упрочняющая термическая обработка титановых
сплавов с а+р-структурой состоит из фиксации при ох-
лаждении метастабильных фаз (о/, а", ы, р) и последу-
ющего их распада при изотермическом нагреве с обра-
зованием дисперсных выделений относительно стабиль-
но
ных а- и p-фаз, В зависимости от величины дисперсных
выделений и их количества меняется эффект упрочнения.
Перечисленные выше параметры определяют величину
упрочнения определенного титанового сплава и зависят
от температуры закалки, а также от температуры и про-
должительности старения (см. главу III).
По мере увеличения количества метастабильных фаз
в структуре сплава, т. е. по мере повышения температу
ры закалки, возрастает эф-
фект упрочнения после
старения. У сплавов докри-
тического состава эффект
упрочнения в результате за-
калки и старения прогрес-
сивно растет по мере уве-
личения в структуре снача-
ла метастабильной р-фазы,
а затем а'(а")-фазы.
У сплавов закритпческого
состава эффект упрочнения
в результате закалки и ста-
рения также будет расти с
увеличением количества ме-
тастабильной р-фазы, т. е.
по мере повышения темпе-
ратуры закалки до точки
полиморфного превраще-
ния.
Как п у других диспер-
сионно твердеющих сплавов,
0^3 5 7 3 // ZT 16 20 30
Мо, '/.
Рис. 38Ф Изменение механиче-
ских свойств сплавов Ti—Al—Мо
в отожженном состоянии в за-
висимости от содержания алю-
миния я молибдена (лист 1,2 мы)
полнота протекания процесса старения зависит от тем-
пературы и продолжительности нагрева. У большинства
титановых сплавов наибольший эффект упрочнения на-
блюдается после старения при температурах 450—
480° С. Однако в практической работе применяется ста-
рение при более высоких температурах (500—550° С),
часто называемое перестариванием, которое обеспечи-
вает более высокие характеристики пластичности, необ-
ходимые для конструкционных материалов.
Процесс старения у большинства титановых сплавов
при оптимальной температуре протекает весьма интен-
сивно, поэтому продолжительность старения определя-
ется главным образом условиями достижения стабиль-
ности свойств и структуры и колеблется, как правило,
в пределах 2—16 ч. Некоторое исключение составляют
высоколегированные псевдо- (5-сплавы, для которых
продолжительность старения необходимо увеличивать
в связи с повышенной стабильностью р-фазы.
Экспериментальные данные показывают, что при до-
ведении содержания в сплаве fj-стабилизирующего эле-
мента до критического состава увеличивается проч-
ность, которая может быть получена закалкой и старе-
fi-стабилизирующие элементы,% ме, %
Рис, 39. Схема изменения предела
прочности термически упрочненных
гита зюных сплавов в зависимости
от соде ржа пня (Г ст а бил изн рую щ й х
элементов
Рис, 40. Схема изменения фазового
состава сил a rob Ti—Мо в зависи-
мости от содержаЕгия молибдена
после закалки с температур вбли-
зи превращения сс [J [3
нием. Сплавы критического состава, как правило, могут
быть термически обработаны до наибольшей прочности
(см. рис. 34).
Увеличение количества p-легирующего элемента в
сплавах закритического состава способствует стабили-
зации p-фазы, и эффект упрочнения при старении
уменьшается.
Таким образом, эффект упрочнения титановых
сплавов с а-|-₽-структурой в зависимости от содержа-
ния p-легирующих элементов описывается кривой с
максимумом у сплавов, содержащих легирующие элемен-
ты в количествах, близких к критическим (рис. 39).
Такой характер изменения механических свойств
сплавов в термически упрочненном состоянии связан
106
главным образом с повышением гетерогенности структу-
ры я увеличением количества дисперсных выделений
а- и p-фаз при старении по мере возрастания содержа-
ния p-стабилизиругощсго элемента до критического со-
става. Можно предположить, что максимальное количе-
ство p-фазы претерпевает дисперсионный распад имен-
но у сплавов критического состава.
Действительно, если рассматривать объем распав-
шейся при старении p-фазы, как разницу между объе-
мом, зафиксированным закалкой, и объемом, получен-
ным после старения, то с этой точки зрения сплав
критического состава для данной системы титана с
р-стабилизирующим элементом наиболее оптимален.
На рис. 40 приведена схема изменения фазового со-
става сплавов Ti—Мо в зависимости от состава после
закалки с температур а+^-области вблизи полиморфно-
го превращения. При закалке с этих температур удастся
получить наиболее высокий предел прочности при удов-
летворительной пластичности. Первой пунктирной лини-
ей показана температура закалки па максимальное ко-
личество метает а би л ыюй а'(а")-Фазы или а'(а")+0-фа-
зы. Второй пунктирной линией указана температура
закалки на максимальное количество мстастабильной
p-фазы. В табл. 15 показано изменение эффекта упроч-
нения после закалки и старения на максимальную проч-
ТАБЛИЦА 15
ИЗМЕНЕНИЕ ЭФФЕКТА УПРОЧНЯЮЩЕЙ
ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ СПЛАВОВ Ti—Мо
В ЗАВИСИМОСТИ ОТ СОДЕРЖАНИЯ МОЛИБДЕНА
Содержание молибдена в сплаве, % Количество распавшейся 0-фазы, % Эффект упрочнения после закалки и старения, %
после закалки па «'(a'J-n.nK a' фазу после-з эк й лк и на 0-фазу
0 0 0 го
2,5 17 65 25
5,0 35 70 40
7,5 50 75 60
10,0 66 —- 80
15,0 50 — 40
20,0 33 . 32
25,0 18 .—- 28
30,0 0 10
ность титановых сплавов в зависимости от содержания
молибдена.
В табл. 15 количество распавшейся p-фазы представ-
ляет собой величину, выражаемую отношением
V
^закал
^эакал-Тстар
100%,
V
Рзакал+стар
где ^Рзакач — объем p-фазы в сплаве после закал-
ки;
^Раакал+стар — объем p-фазы в сплаве после закал-
ки и старения.
Эффект упрочнения в результате закалки и старения
представлен как отношение
С- , " °в
закал-гстар отож
100%,
вотож
где °взакал-|-стар — предел прочности при растяжении
закаленного и состаренного сплава;
°Еотож — предел прочности отожженного
сплава.
Приведенные на рис, 39 и в табл. 15 эксперименталь-
ные данные подтверждают предположения, что паи-
больший эффект упрочнения при закалке и старении у
сплавов, где при старении распадается максимальное
количество p-фазы, т. е. у сплавов критического состава.
Эффект упрочнения от распада p-фазы больше, чем от
распада ^(а^-фазы. Последнее положение подтвер-
ждается также данными, приведенными на рис. 41, где
обнаруживается перелом монотонной кривой прочности
закаленного и состаренного сплава марки ВТ14 при
переходе от упрочнения через распад p-фазы к упрочне-
нию через распад а'(а")_Фазь1 с повышением температу-
ры закалки. Отсюда наибольший эффект от дисперсион-
ного упрочнения за счет распада p-фазы будет у спла-
вов критического состава, которые, с одной стороны,
имеют малую концентрацию p-элементов при критиче-
ском составе (Скр) и большую концентрацию в стабиль-
ной p-фазе (при С₽) (см. рис. 16). Экспериментальные
данные, приведенные в табл. 16, в значительной мере
подтверждают такую точку зрения.
Рис. 41. Изменение предела прочности сплава марки ВТ14 (пруток диа-
метром 1S мм) в термически упрочненном состоянии в зависимости от
температуры закалки и количества метастабильных 5 и а' -фаз {ниж-
няя кривая)
ТАБЛИЦА 16
ЭФФЕКТ УПРОЧНЕНИЯ ДВОЙНЫХ СПЛАВОВ ТИТАНА
КРИТИЧЕСКОГО СОСТАВА С РАЗЛИЧНЫМИ
ЛЕГИРУЮЩИМИ ЭЛЕМЕНТАМИ В РЕЗУЛЬТАТАЕ ЗАКАЛКИ
И СТАРЕНИЯ
Сплав системы Количество ле- гирующего «элемента, % Количество рас- павшейся при ста* рения р.фазы, % Эффект упрочнения, %
Ti—Fe 4 73 85
Ti—Mn 7 69 66
Ti—Cr 7 59 63
Ti—Mo 10 66 80
Ti—V 14 55 38
Ci—Nb 35 37 28
Ti—Ta 50 28 18
Таким образом, по эффекту упрочнения двойные ти-
тановые сплавы с исследованными р-стабилизирующими
элементами располагаются по мере его увеличения в
следующем порядке: Ti—Та; Ti—Nb; Ti—V; Ti—Сг;
Ti—Mo; Ti—Mn; Ti—Fe.
Кроме того, па степень упрочнения сплавов в резуль-
тате термической обработки влияет прочность 'взаимо-
действующих а- и (5-фаз, как и у отожженных сплавов.
Так, например, добавление алюминия к сплавам титана
с p-ста билизирующими элементами заметно повышает
предел прочности сплавов в закаленном и состаренном
состоянии. Причем упрочняющее действие алюминия в
некоторых случаях значительно больше, чем его упроч-
няющая роль как легирующего элемента у отожженных
сплавов.
В табл. 17 приведены механические свойства некото-
рых титановых сплавов с алюминием и без пего, по со-
ставу близких к критическим, термически обработан-
ных закалкой и старением на максимальную прочность.
ТАБЛИЦА 17
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА НЕКОТОРЫХ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ
БЕЗ АЛЮМИНИЯ И С 3% АЛЮМИНИЯ, ПО СОСТАВУ БЛИЗКИХ
К КРИТИЧЕСКОМУ, ТЕРМИЧЕСКИ ОБРАБОТАННЫХ ЗАКАЛКОЙ
И СТАРЕНИЕМ НА МАКСИМАЛЬНУЮ ПРОЧНОСТЬ
Содержание легирующих элементов, % (A 0 Механические свойства Содержание легирующих элемеятоэ, % Механические свойства
°в- кге/ым® в,. % «в- кгс/мм5 %
Пруток лиаметром Лист 1,2 мм
12 мм ПМо 147 1,5
4Fe 130 2,5 1!Мо—ЗА1 162 1,5
15V 153 2,0
4Fe—ЗА1 150 3,0 15V--3A1 162 1,0
4Cr 130 5,2 20Nb 106 2,5
4Cr—ЗА1 150 6,0 20Nb—ЗА1 138 4,0
7Mn 150 2,3 20Та 88 7,7-
7Mn—3A1 170 3,0 20Та—ЗА1 117 5,5
Дальнейшего упрочнения а- и p-твердых растворов у
отожженных или термически упрочненных сплавов мож-
но достигнуть, не только используя алюминий, как это
иллюстрировалось выше, но и другие а-стабилизирующие
элементы и нейтральные упрочпители — кислород, цир-
коний, олово.
Особенно интересно отметить, что, например, приме-
няя вместо одного p-стабилизирующего элемента, ком-
плексное легирование рядом p-стабилизирующих эле-
ментов, можно в значительной степени упрочнить
а- н p-твердые растворы. Так, например, если прочность
п-твердых растворов сплавов Ti+3% AI-f- (0,5% Fe,
0,5% Сг, 0,5% Мо и 2,0% V) соответственно равна 68,67,
65 и 79 ктс/мм®, то прочность комплексного сплава Т1+
+3% Л1+(0,3% Fe, 0,3% Сг, 0,3% Мо, 1,2% V), являю-
щегося, вероятно, также a-твердым раствором, равна
88 кгс/мм2 (отожженный пруток диаметром 12 мм). По-
добный эффект оказывает комплексное легирование и
на прочность .р-фазы,
В табл. 18 приведены для сравнения механические
свойства простых и комплексно легированного сплавов
критического состава в отожженном и термически уп-
рочненном состояниях. Комплексный сплав критическо-
го состава составлен пО принципу: 25% от сплава кри-
тического состава каждого из четырех легирующих
элементов. Как следует из приведенной таблицы, комп-
лексный сплав критического состава обладает более вы-
сокой прочностью как в отожженном, так и термически
упрочненном состоянии по сравнению с простыми спла-
вами критического состава.
ТАВЛИЦА JS
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПРОСТЫХ
И КОМПЛЕКСНО ЛЕГИРОВАННЫХ СПЛАВОВ
КРИТИЧЕСКОГО СОСТАВА В ОТОЖЖЁННОМ И ТЕРМИЧЕСКИ
УПРОЧНЕННОМ СОСТОЯНИЯХ (ПРУТОК ДИАМЕТРОМ 12 мм)
Химический состав сплавов Отожженное состояние Закаленное и состарен* ное состояние
oE, KTC/MMS 6S. % Ов. кгс/мма %
Ti, 3% Al, 4% Fe 92 15 150 3
Ti, 3% Al, 7% Cr 90 18 150 6
Ti, 3% Al, 10% Alo 89 19 165 1,5
Ti, 3% Al, 16% V 96 17 158 2,0
Ti, 3% Al, 1% Fe, 1,8% Cr, 2,3% Alo, 4% V 107 13 176 2,5
Изложенные выше представления о влиянии химиче-
ского состава сплавов на способность к упрочняющей
термической обработке нашли свое практическое вопло-
щение при разработке титановых сплавов марки ВТ14,
ВТ16, ВТ22, ВТ15 и др, и хорошо иллюстрируются схе-
мой, приведенной на рис. 42.
Далее рассмотрим изменение кратковременной проч-
ности при повышенных температурах отожженных и
термически упрочненных титановых сплавов в зависи-
мости от содержания p-стабилизирующих элементов.
Кратковременная прочность сплавов как в отожженном,
так и термически упрочненном состоянии в значитель-
ной степени определяется теми же факторами, что и
Рис. 42. Схема изменения предела проч-
ности промышленных титановых спла-
вов в закаленном и состаренном со-
стоянии в зависимости от содержания
|3-стабилизирующих элементов
прочность сплавов при
комнатной температуре.
Кратковременная проч-
ность термически упроч-
ненных сплавов при тем-
пературах до 450—550° С
растет по мере увеличе-
ния содержания в сплаве
р-легирующего элемента,
достигая максимума у
сплавов, по составу близ-
ких к критическому.
У отожженных сплавов
кратковременная проч-
ность растет по мере уве-
личения содержания в
сплаве р-стабилизирую-
щего элемента, достигая
максимума у сплавов
с примерно одинаковым количеством а- и р-фаз.
Эффект упрочняющей термической обработки в зна-
чительной степени сохраняется до 450° С. До этой темпе-
ратуры сплавы в термически упрочненном состоянии в
большинстве случаев имеют значительное преимущество
по кратковременной прочности перед отожженными.
Кратковременная прочность при 450° С термически уп-
рочненных сплавов зависит главным образом от темпе-
ратуры ач±.р-превращения. Так, у двойных сплавов ти-
тана с железом, имеющих наиболее низкую температу-
ру a^tp-превращеция, кратковременная прочность тер-
мически упрочненных сплавов уже при 450° С близка
к кратковременной прочности отожженных. В то же
время, кратковременная прочность при этой температу-
ре термически упрочненных сплавов Ti—Мо, имеющих
более высокую температуру а^ф-нрев ращения, значи-
ла
только превосходит кратковременную прочность отож-
женных сплавов.
Добавление алюминия повышает температуру
превращения и существенно увеличивает кратковремен-
ную прочность как при 450, так и при 550° С. При 550° С
эффект упрочнения за счет термической обработки, как
Температура испытания, °C
Рис. 43. Изменение предела ползучести при остаточной деформации 0,2%
за 100 ч тнтавопых сплавов с различным фазовым составом в зван с им ости
от температуры испытания;
а —закаленное и состаренное состояние; б — отожженное состояние: 1~
13Т11; 2 - ВТ16; 3 - ВТ15
дисперсных а- и p-фаз при температурах около 550° С
и разупрочнением сплавов.
Что касается характеристик длительной жаропроч-
ности, например, предела ползучести, то здесь законо-
мерности иные. Рассмотрим их на примере отожженных
и термически упрочненных промышленных титановых
сплавов марок ВТ14, ВТ16 и ВТ15, содержащих различ-
ное количество p-стабилизирующих элементов (4, 40 и
19% соответственно) и имеющих близкое содержание
алюминия (3—4%), стабилизирующего сс-фазу. На
рис. 43 приведен предел ползучести за 100 ч при оста-
точной деформации 0,2% отожженных и термически уп-
рочненных сплавов марок ВТ14, ВТ16 и ВТ15 в виде
листов толщиной 2 мм. В отожженном состоянии спла-
вы имели при 20° С кратковременный предел прочности
93,89 и 92 кгс/мм2 соответственно, а в термически упроч-
ненном состоянии 118; 132; 145 кгс/мм2 соответственно.
Как следует из рис. 43, ползучесть а+р-титановых спла-
вов как в отожженном, так и термически упрочненном
состоянии определяется в основном температурой полно-
го полиморфного превращения, которая понижается от
сплава марки ВТ14 к сплаву марки ВТ15. Температура
старения у термически упрочненных сплавов существен-
но пе влияет па характеристики ползучести.
При суммировании основных результатов проведен-
ного выше исследования видно, что механические свой-
ства отожженных титановых сплавов с а+₽-структурой
определяются свойствами а- и p-фаз, а также степенью
гетерогенности сплава (соотношением а- и р-фаз).
Максимальной прочностью обладают сплавы с наи-
более гетерогенной структурой, содержащие примерно
одинаковое количество а- и р-фаз.
У' сплавов с a+p-структурой в термически упрочнен-
ном состоянии (после закалки и старения) наибольшая
прочность наблюдается при содержании р-стабилизиру-
ющего элемента в количествах, близких к критическому.
Эффект дисперсионного твердения у двухфазных
сплавов со структурой а+р сохраняется при кратковре-
менных испытаниях до 450—550°, а при длительных до
350—450° С и зависит в основном от температуры
превращения в сплаве.
Наиболее высокая кратковременная прочность при
температурах до 550° С может быть получена у термиче-
ски упрочненных сплавов, по составу близких критиче-
ским, и у отожженных сплавов с наиболее гетерогенной
структурой, т. е. с равным количеством а- и р-фаз.
Результаты проведенного исследования нашли
практическое воплощение при создании сплавов типа
ВТ22 (критического состава), способных подвергаться
упрочняющей термической обработке вплоть до он =
= 190—20Q кгс/мм2.
Что касается высокопрочных сплавов в отожженном
состоянии, то здесь открываются определенные перспек-
тивы получения сплавов с пределом прочности пе менее
120—130 кгс/мм2 путем создания гетерогенных структур
(с равным количеством а- и p-фаз) и дальнейшего уп-
рочнения а- и p-твердых растворов. В настоящее время
в качестве высокопрочного сплава в отожженном состоя-
114
лии в промышленности используется титановый сплав
марки ВТ22, обеспечивающий предел прочности
>Д10 кгс/мм2, ио пс отвечающий в полной мере требо-
ванию по гетерогенности структуры. Ведутся работы по
делегированию сплава марки ВТ22 с целью получения
прочности в отожженном состоянии 120—125 кгс/мм2.
Повышение прочности титановых сплавов
на основе а-твердого раствора
с небольшим количеством $-фазы
Как отмечалось ранее, особое место среди других
промышленных сплавов занимают так называемые псев-
до-а-сплавы.
К этой категории титановых сплавов с a-f-p-структу-
рой следует отнести обширную группу сплавов на осно-
ве a-структуры с небольшим количеством р-фазы (3—
5%). При этом количество p-фазы таково, что сплавы
имеют все основные свойства и преимущества однофаз-
ных сплавов с «-структурой, однако p-фаза вносит неко-
торые новые положительные качества, отличающие
сплавы этого типа от сплавов с «-структурой.
Что касается признаков этой категории сплавов, то
они заключаются в следующем: сплавы практически не
чувствительны к упрочняющей термической обработке.
Мартенситная «'-фаза, образующаяся при закалке с
температур выше критической, по физико-механическим
свойствам близка «-фазе. Дисперсионное упрочнение
при низкотемпературном распаде мстастабильных р- и
«'-фаз невелико и нс имеет практического значения. Ко-
личество ф-фазы в относительно стабильном состоянии
настолько мало, что ее эвтектоидный распад в случае
сплавов с эвтектоиде образующими элементами заметно
не изменяет их физико-механических свойств. Как след-
ствие вышеизложенных особенностей сплавов на основе
«-структуры с небольшим количеством p-фазы является
их хорошая свариваемость и высокая термическая ста-
бильность, свойственные сплавам с «-структурой.
Введение же небольших количеств р-стабилизирую-
щего элемента сверх его растворимости в «-титане су-
щественно повышает прочность и жаропрочность при
умеренных температурах без значительного снижения
пластичности. Иногда технологическую Пластичность
сплавов таким путем можно даже улучшить.
Первыми промышленными конструкционными тита-
новыми сплавами явилис^ наиболее простые однофаз-
ные сплавы с «-структурой, легированные в основном
алюминием. Сюда можно отнести титановый сплав мар-
ки ВТ5 (~5% А1) и сплав марки ВТ5—1 (5% А1ф-
4-2,5% Sn). Положительные стороны этих сплавов: удов-
летворительная жаропрочность, высокая термическая
стабильность и хорошая свариваемость всеми видами
сварки. Однако сравнительно невысокая прочность и по-
ниженная технологическая пластичность ограничивали
области применения этих сплавов как конструкцион-
ного материала.
Сравнение упрочняющего действия на титан различ-
ных легирующих элементов (см. рис. 34) показывает,
что «-стабилизирующие элементы и нейтральные упроч-
нители (Sn, Zr), которые могли бы быть использованы
для создания сплавов с «-структурой, имеют сравни-
тельно низкие потенциальные возможности. Лишь алю-
миний в пределах a-твердого раствора существенно уп-
рочняет титановые сплавы.
С точки зрения дальнейшего повышения прочности
титана значительный интерес представляют элементы,
стабилизирующие fi-фазу в титане. При заметном уве-
личении предела прочности по мере повышения содер-
жания некоторых p-стабилизирующих элементов, сни-
жение пластичности невелико.
За рубежом были предприняты шаги по созданию
конструкционных титановых сплавов путем легирования
исключительно p-стабилизирующими элементами (спла-
вы Ti—8 Мп; Ti—2Fe—2Сг—2Мо и др.). Обладая поло-
жительными свойствами, эти сплавы пе нашли широкого
применения, вероятно, вследствие низких характеристик
жаропрочности, а самое главное неудовлетворительной
свариваемости. Хотя механические свойства сварных со-
единений у этих сплавов и могут быть восстановлены
термической обработкой до уровня, близкого основному
металлу, сварное соединение непосредственно после
сварки склонно к образованию холодных трещин через
короткий промежуток времени.
Рядом исследователей [96—99] было показано, что
небольшие добавки p-стабилизирующих элементов в
сплавы с «-структурой существенно повышают их ха-
рактеристики прочности без заметного снижения пла-
стичности. Вероятно, иа этой же основе были предложс-
Ht.i зарубежные титановые сплавы, нашедшие промыш-
ленное применение (Ti, 6% Al, 4% V; Ti, 3,0% Al, 2,5%
V; Ti, 8% AI, 1% Mo, 1% V; Ti, 8% Al, 1% Nb, 1% Ta
и др) [loo, loi;].
Рассмотрим изменение физико-механических и тех-
нологических свойств сплавов титана с различным со-
Рис. 44. Схема выбора сплавов для исследования а системах Ti—А1—Мп
и TI-AI-V
держанием алюминия и одного из элементов, стабилизи-
рующих p-фазу в титане. Здесь целесообразно просле-
дить изменение свойств как у сплавов с эвтектоидообра-
зующими, так и изоморфными р-титану элементами.
Возьмем сплавы участка диаграммы состояний Ti—
Al—Мп и Ti—Al—V с содержанием легирующих эле-
ментов до 9% (по массе) в соответствии со схемой, при-
веденной на рис. 44, Со стороны алюминия такие сплавы
охватывают всю область a-твердого раствора, а со сто-
роны ванадия или марганца—а+р-сплавы, основанные
па а-структуре.
Сплавы приготавливали в электродуговой печи мето-
дом расходуемого электрода из слитков 6—7 кг. Сплавы
Ti—Al—V выполнены двойным переплавом в вакууме,
а сплавы Ti—Al—Мп, для достижения равномерного 1В
распределения марганца по слитку, плавили сначала в
вакууме, а затем в аргоне. Слитки проковывали на пли-
ты толщиной около 25 мм, которые прокатывали на лис-
ты толщиной '1,2 мм по технологии, описанной в работе "iB
[98].
Изменение механических свойств при растяжении
сплавов Ti—Al—Мп и Ti—Al—V в отожженном состоя-
нии (800° С, 30 мин, охлаждение со скоростью 2—
4 град/мин) приведено на рис. 45. Изменение свойств
рассматривается по сечению диаграмм Ti—Al—р-стаби-
лизирующий элемент при постоянном содержании тита-
на. По мере увеличения содержания легирующих эле-
ментов как алюминия, так и марганца или ванадия
улучшаются характеристики прочности и несколько сни-
жается пластичность отожженных сплавов систем Ti—
А1—Мп и Ti—Al—V. Упрочняющее действие р-стабили-
зирующих элементов (Мп, V) несколько больше, чем
алюминия.
Рассматривая изменение физико-механических
свойств сплавов по сечению диаграмм Ti—Al—Мп и В
Ti—Al—V при постоянном содержании титана, можно
отметить следующие особенности. Как у сплавов с мар-
ганцем (эвтектоидообразующим элементом) так и с ва-
надием (изоморфным 0-титану элементом) характер из-
менения механических свойств при растяжении (преде-
лов прочности, текучести и относительного удлинения)
очень близок. По мере замены в сплавах алюминия
p-стабилизирующим элементом (Мп или V) значительно )И,
улучшаются характеристики прочности и несколько сни- Я
жастся пластичность. Этого и следовало ожидать, по- 'В
скольку p-стабилизирующие элементы более сильные - Я
упрочпители по сравнению с алюминием. Я
Заслуживает внимания тот факт, что наибольший ш
эффект упрочнения наблюдается при введении примерно S
1,2—2,2% Мп или 3,5—4,5% V, т. е. когда количество W
0-фазы в ct-структуре равно 5—10%. При этом чем боль- 9
ше в сплаве алюминия, тем при большем содержании ж
марганца или ванадия достигается максимальное значе-
пис прочности. Это обусловлено, вероятно, увеличени-
ем растворимости p-ста билизирующих элементов в а-ти- I
118 I
Рпс. 45. Изменение механических свойств отожженных (800’0 сплавов Ti—AI Мп и T1 Л1—V (лист 1,2 мм)
зависимости от содержания легирующих элементов:
--система Ti—At—б —система Ti—Al—V
сз
тане по мере повышения в нем содержания алюминия.
Дальнейшая замена алюминия ^-стабилизирующим эле-
ментом (сверх 1,2—2,2% Мп и 3,5—4,5% V) или не дает
роста прочности или даже сопровождается ее снижени-
ем. Таким образом, наибольший эффект упрочнения в
а-Ьр-титановых сплавах при постоянном содержании
легирующих элементов (А1 и V или Мп) получается,
когда количество p-стабилизирующего элемента не-
сколько превышает его растворимость в a-твердом рас-
творе. Вероятно, начальная стадия гетерогенизаций
«-твердого раствора, связанная с образованием р-фазы
в а+р-титановых сплавах, наиболее эффективна с точ-
ки зрения повышения прочности, а дальнейшее увеличе-
ние количества р-фазы в меньшей степени изменяет ха-
рактеристики прочности а+р-титановых сплавов.
Такое предположение хорошо иллюстрируется изме-
нением микроструктуры сплавов, наблюдаемым под оп-
тическим микроскопом в зависимости от увеличения со-
держания p-стабилизирующего элемента. Если, напри-
мер, по разрезу тройной диаграммы Ti—Al—-Мп или
Ti—Al—V при содержании 95% Ti проследить измене-
ние микроструктуры сплавов, отожженных хотя 6bi по
одинаковому режиму (с заменой алюминия р-стабилизи-
рующим элементом в этом разрезе температура полного
полиморфного превращения сплавов снижается), то
видно, что с увеличением содержания, например мар-
ганца микроструктура значительно измельчается, по
крайней мере, примерно до 2%, а затем изменяется не-
значительно (рис. 46).
Если проследить характер изменения характеристик
кратковременной прочности при повышенных темпера-
турах в зависимости от легирования (рис. 47), то следу-
ет отмстить, что он аналогичен характеру изменения
их при комнатной температуре.
Алюминий и ^-стабилизирующие элементы (Мп и V)
благоприятно влияют на кратковременную жаропроч-
ность. С увеличением содержания перечисленных леги-
рующих элементов жаропрочность титановых сплавов
возрастает по крайней мерс при исследованных темпера-
турах (до 450° С). В тройных сплавах титана с алюми-
нием и марганцем или ванадием при одинаковом про-
центном содержании алюминия и марганца или ванадия
сплавы титана с p-стабилизирующими элементами обла-
дают более высокой кратковременной прочностью по
Сравнению со сплавами Т1—Л1 вплоть до 450° С. Однако
прочность с повышением температуры у сплавов титана с
p-стабилизирующими элементами падает более ингсн-
Рис* 46* Изменений микроструктуры сплавов Ti—А1—Мп по сечению
при 95% Ti б зависимости от содержания марганца;
а — без Мл; б — 0,7% Ми; в — ОД5% Мп; г — 0,2% МП
сивно. Максимум прочности у отожженных при 800° С
сплавов, содержащих 1,2—2,2% Мп или 3,5—4,5% V, при
комнатной температуре в значительной мерс сохраняет-
ся и при повышенных температурах. Кратковременная
прочность исследованных сплавов при температурах 350
и 450° С на 15—30 и 20—40 кгс/мм2 ниже соответствен-
но, чем при комнатной температуре.
Изменение характеристик длительной жаропрочно-
сти (длительной прочности и предела ползучести) носит
более сложный характер. Общеизвестно, что с увеличе-
нием содержания алюминия в титановых сплавах в пре-
делах его растворимости в а-твердом растворе, жаро-
Рис* 48. Изменение характеристик жаропрочности титановых Tl—AI—Мп спла-
вов в зависимости от содержания элементов» стабилизирующих а- и 0-фазы:
а—влияние алюминия на жаропрочность сплавов типа ОТ4 (Ti + 1,2% Мп + %Л1)
при 400’G (лист 1,2 мм); б — влияние марганца на жаропрочность сплава ти-
па ОТ4 (TI+3,2% А1+% Мп) при 400’С (лист 1,2 мм); 1 — Ч,|№; 2 _
В 1W
прочность непрерывно растет во всем интервале рабо-
чих температур (рис. 48, а). Увеличение содержания
p-стабилизирующих элементов в пределах их раствори-
мости в «-титане также сопровождается повышением
пределов длительной прочности и ползучести. Дальней-
шее увеличение р-ста билизирующего элемента (выше
растворимости в a-твердом растворе) при относительно
низких температурах (до 300—350° С) также улучшает
характеристики жаропрочности. Однако при температу-
рах 400° С пределы длительной прочности и текучести
по мере увеличения содержания р-стабилизирующего
элемента заметно не повышаются, а при более высоких
температурах даже снижаются (рис. 48,6). Изменение
характеристик' длительной жаропрочности некоторых
сплавов системы Ti—Al—V в зависимости от содержа-
ния вападия приведено на рис. 49 и также подтвержда-
ет отрицательное влияние большого содержания р-стаби-
лизирующего элемента на жаропрочность при относи-
тельно высоких температурах.
Таким образом у сплавов, предназначенных для дли-
тельной работы при температурах выше 400° С, содер-
Рие. 49. Изменение характеристик
жаропрочности титановых сплавов
Ti+6% A1+V в зависимости от со-
держания ванадия:
. „400° . , „500=
‘ 65 кгс/мм’’ ~ 30кгс/мна
жание р-стабилизирую-
щих элементов должно
быть ограничено опреде-
ленными пределами.
Важная характеристи-
ка любых конструкцион-
ных металлов, в том чис-
ле и титановых спла-
вов, — термическая ста-
бильность, т. е. способ-
ность сплавов сохранять
свои свойства близкими
исходному состоянию
после воздействия рабо-
чих температур и напря-
жений.
Что касается исследуемых в данном разделе сплавов,
то свойства их могут изменяться или в связи с распадом
метастабильных фаз, образовавшихся при достаточно
быстром охлаждении с температуры отжига, или в связи
с эвтектоидным превращением р-фазы в сплавах титана
с эвтектоидообразующими элементами. Кроме того, в
сплавах, богатых алюминием, пересыщенная я-фаза при
длительном нагреве может претерпевать превращение
в аа-фазу, охрупчивающую сплав [45, 49, 102, 103].
Определенным образом па изменение свойств сплава
в результате длительного нагрева будет влиять и его
окисляемость. Однако при температурах до 400° С этот
фактор сказывается незначительно и его не следует от-
носить к термической стабильности сплава.
Рассмотрим изменение механических свойств сплавов
Ti—Al—Мп и Ti—Al— V после нагрева при 400° С в те-
чение 1000 ч (рис. 50).
Чтобы исключить фактор подкалки сплавов при ох-
лаждении на воздухе после отжига, все сплавы с темпе-
ратуры отжига охлаждались медленно (с печью со ско-
ростью 2—4 град/мин) до 400° С, а затем на воздухе.
Поскольку характеристики прочности в титановых спла-
вах при длительном нагреве, как правило, не снижают-
ся, на рис. 50 приведено изменение только относительно-
го удлинения на образцах из листа толщиной 1,2 мм.
Как у сплавов системы Ti—Al—Мп с эвтектоидообра-
зующими p-стабилизирующим элементом, так и у спла-
$
Ti
Ti
f,5
I—I не меняется шш
l-J считается не 2оя ее,
чем на 20%
гт| снижается более,
чем на 20%
rr aj
да
Рнс. 50. Относительное удлинение (6 g, %) сплавов системы Ti—А1—Мп и
Ti—Al—V л осле нагрева при 400* С в течение 1000 ч
bob Ti—Al—V с изоморфным р-титапу элементом на-
блюдается одинаковый характер изменения термической
стабильности в зависимости от легирования. В сплавах
системы Ti—Al—Мп не обнаружено влияния эвтектоид-
ного распада на механические свойства сплавов. Эвтек-
тоидосоставляющей не было обнаружено ни рентгено-
структурным методом, ни методом электронной микро-
скопии, включая исследования тонких фолы на просвет.
Это указывает на то, что эвтектоид по крайней мере в
сплавах Ti—Al—Мп достаточно устойчив при исследо-
ванных температурах и времени выдержки.
Что касается термической стабильности сплавов с
другими эвтектоидообразующими элементами, то этот
вопрос следует рассматривать в каждом случае отдель-
но. Термическая стабильность, т. е. относительное удли-
нение снижается у двойных сплавов Ti—Al, содержащих
свыше 7% алюминия и по мерс увеличения содержания
^-стабилизирующего элемента, у сплавов с меньшим со-
держанием алюминия (вплоть до 3%).
Рассмотрим теперь как изменяются характеристики
технологической пластичности сплавов систем Ti—Al-
Мп и Ti—Al—V в зависимости от легирования, которые
имеют существенное значение для листовых конструкци-
онных материалов.
Кроме приведенных ранее характеристик пластично-
сти, полученных при испытании образцов на растяже-
ние, исследовали пластичность при различных операци-
ях листовой штамповки. Определяли пластичность при
испытании листов толщиной 1,2 мм на загиб и штампуе-
мость. С этой целью образцы, вырезанные поперек про-
катки, шириной 15 мм загибали вокруг оправки с ради-
усом равным толщине листа до появления первой тре-
щины и замеряли допустимый угол загиба в градусах.
Ось гиба проходила вдоль волокна, создавая наиболее
жесткие условия испытания.
Испытания на штампуемость проводили на гидрав-
лическом прессе. Предельный коэффициент вытяжки
Кпр определяли по формуле
К ____ Ртах
првыт ^средн
где Dmax—наибольший диаметр заготовки, из которой
может быть вытянута без разрушения де-
таль со средним диаметром спереди.
Результаты испытаний сплавов систем Ti—Al—Мп
и Ti—Al—V на загиб и штампуемость приведены на
рис. 51. При испытании на загиб пластичность сплавов
как в той, так и другой системе непрерывно снижается но
мерс увеличения содержания в сплавах алюминия. По-
вышение содержания марганца или ванадия незначи-
тельно снижает пластичность сплавов при испытании на
загиб. При испытании на штампуемость (при определе-
нии коэффициента вытяжки) также наблюдается более
интенсивное снижение пластичности сплавов по мерс
увеличения содержания в их составе алюминия. Увели-
чение содержания марганца или ванадия снижает пла-
стичность при вытяжке, однако в меньшей степени, чем
увеличение содержания алюминия..
Приведенные результаты показывают бесспорное пре-
имущество легирования p-стабилизирующими элемента-
ми по сравнению с легированием алюминием при опре-
делении влияния этих элементов на пластичность спла-
вов при листовой штамповке. Проведение указанных
технологических процессов на металле в нагретом состо-
янии (при 500—700° С) позволяет значительно повысить
технологическую пластичность всех сплавов, однако
у сплавов с более высокой пластичностью при комнат-
ной температуре, это преимущество сохраняется и при
высоких температурах деформации.
Al Мп А1 И
Рис. 61. Изменение технологических характеристик листов сплавов систем
Ti—Л|—Мп и TI—Al—V в зависимости от легировании:
а —угол загиба в градусах при f=1T; б — предельный коэффициент нытяж-
кн ^пр
Одно из важнейших практических свойств титановых
сплавов — свариваемость. Главная проблема сваривае-
мости титановых сплавов состоит в получении достаточ-
ной пластичности сварного соединения, определяющего
его работоспособность в конструкции.
Не касаясь техники выполнения сварки, можно ска-
зать, что свойства сварного соединения определяются
в основном фазовыми превращениями в сплаве, проте-
кающими при термическом цикле сварки, а также струк-
турными изменениями, связанными с особенностью лито-
го состояния и нагрева металла выше температуры по-
лиморфного превращения.
Следует различать два состояния сварного соедине-
ния: непосредственно после сварки и после сварки и по-
следующей термической обработки. Наиболее интересно
с практической точки зрения получить пластичное свар-
ное соединение непосредственно после сварки. Это ис-
ключает необходимость отжига сварных конструкций,
который часто сопряжен с большими техническими труд-
ностями. Конечно для некоторых конструкций можно
использовать титановые сплавы, которые непосредствен-
но после сварки имеют малопластичное сварное соеди-
нение, но после термической обработки в значительной
степени восстанавливают его пластичность.
Что касается сплавов рассматриваемого нами клас-
са (сплавы средней и пониженной прочности), то для
них обязательна достаточно хорошая пластичность не-
посредственно после сварки. Поскольку состояние свар-
ного соединения непосредственно после сварки метаста-
бильно, большое значение приобретает вопрос сохране-
ния его свойств неизменными в процессе эксплуатации.
Если для конструкций, работающих при температу-
рах вблизи комнатной, постоянство свойств сварного
соединения титановых сплавов не вызывает сомнения,
то сварные соединения, работающие длительно при тем-
пературах выше 200—300° С, могут существенно снижать
характеристики пластичности в связи с превращением ’
метастабильных фаз.
Рассмотрим изменение характеристик пластичности
сварного соединения сплавов систем Ti—Al—Мп и Ti— J
Al—V в зависимости от химического состава. Сварные j
соединения на листах толщиной 1,2 мм, выполненные ав- i
тематической аргоно-дуговой сваркой без присадки, ис-
пытывали на загиб при радиусе загиба, равном толщине
листа. Ось гиба располагали вдоль сварного соединения.
Пластичность сварного соединения оценивали макси- ’
мальным углом загиба в градусах до появления трещи- ;
ны. Угол загиба в градусах сварного соединения срав-
нивали с углом загиба основного металла.
На рис. 52, представляющем собой диаграмму состо-
яния сплавов Ti—AI—Мп и Ti—Al—V, нанесены значе-
ния отношения угла загиба в градусах сварного соеди-
нения к углу загиба в градусах основного металла
--- сварн_спсд t являющегося в данном случае критерием
"£ асновн.мет
Al . Мп At. (/
Рис. 52. Свариваемость листов сплавав системы Ti—Al—Мп и Ti—Al—V (на
графике приведено отнашони® угла загиба сварного соединения к углу загИ’
ба основного металла):
а — после сварци; б — после сварки и нагрева при 400* С в течение 1000 ч
свариваемости. На графиках отмечены три основные зо-
ны, охватывающие сплавы с хорошей (отношение ^0,8).
удовлетворительной (отлошение=0,8—0,5) и неудовлет-
ворительной (отношение ^0,5) свариваемостью.
Рассмотрим Сначала пластичность сварных соедине-
ний сплавов Ti—Л1—Мп и Ti—АГ—V непосредственно
после сварки. Для той и другой системы сплавов имеют-
ся общие закономерности изменения свариваемости в за-
висимости от легирования. Алюминий в исследованных
пределах (до 9%) нс ухудшает пластичность сварного
соединения по сравнению с основным металлом. Содер-
жание ^-стабилизирующего элемента (до 4,2—1,5% Мп
или 2,5—3,0% V) также не ухудшает свариваемости.
При этом по мере повышения содержания в сплаве алю-
миния увеличивается допустимое количество р-стабили-
зирующего элемента, обусловленное его повышенной
растворимостью в а-титане. Увеличение содержания
марганца и ванадия до 3 и 5% соответственно снижает
пластичность сварного соединения примерно наполови-
ну, а при еще большем содержании этих элементов свар-
ные соединения сплавов непосредственно после сварки
имеют весьма низкую пластичность.
Каковы причины описываемого выше изменения сва-
риваемости сплавов в этих двух системах в зависимо-
сти от легирования? При содержании в сплавах до
1,2—1,5% Мп или 3,5—4,5% V структура сварного сое-
динения непосредственно после сварки состоит из а-
или а'-фазы, по своим свойствам близкой к стабильной
a-фазе. В этом случае пластичность сварного соедине-
ния близка пластичности основного металла. Дальней-
шее увеличение в сварном металле содержания р-стаби-
лизирующих элементов ведет к тому, что а'-фаза
становится все более насыщенной марганцем или вана-
дием и ее прочность начинает возрастать, а пластич-
ность снижаться.
У сплавов систем Ti—Al—Мп и Ti—Al—V пластич-
ность сварного соединения по мере увеличения содер-
жания марганца или ванадия непрерывно снижается,
а у высоколегированных сплавов системы Ti—Al—Мп
(близких критическому составу) снижение пластичности
обусловлено еще и образованием промежуточной оз-фа-
зы, охрупчивающей сварное соединение. У сплавов сис-
темы Ti—Al—V с еще большим содержанием ванадия,
чем приведено на схеме, резко увеличивается пластич-
ность сварного соединения непосредственно после свар-
ки, благодаря сохранению в структуре шва пластичной
fl-фазы, которая однако термически нестабильна. Что
касается сплавов, богатых алюминием, т. е. содержа-
ло
щих его более 7% и склонных к образованию аг-фазы
в относительно стабильном состоянии, то термический
цикл сварки (резкое охлаждение) подавляет ее образо-
вание и сварное соединение имеет пластичность по
крайней мере не меньше пластичности основного ме-
талла.
Теперь рассмотрим изменение свойств сварных сое-
динений после сварки и длительного нагрева, имити-
рующего условия работы сварной конструкции. С этой
целью сварные образцы подвергали нагреву при 400° С
в течение 1000ч.
Поскольку структура сварных соединений после
сварки метастабильна, следовало ожидать значитель-
ного изменения их физико-механических свойств и осо-
бенно пластичности после длительного изотермического
нагрева. Действительно, после изотермической обработ-
ки наметилась общая тенденция снижения пластично-
сти у большинства сплавов исследуемых систем. Незна-
чительно сузилась область сплавов, обладающих хоро-
шей пластичностью (отношение ^0,8), в сторону
сплавов с меньшим количеством р-стабилизирующих
элементов. Область сплавов с удовлетворительной сва-
риваемостью (отношение=0,8—0,5) также сместилась
в сторону сплавов с меньшим количеством ^-стабилизи-
рующих элементов. Значительно расширилась область
сплавов с неудовлетворительной свариваемостью.
Сварные соединения сплавов, содержащих алюми-
ний и p-стабилизирующие элементы (Мп и V) в преде-
лах, близких к их растворимости в а-титане, не изменя-
ли своих свойств после изотермического нагрева. Это
относится к сплавам, содержащим до 7% А1 и до 1,1 —
1,4% Мп.или 3,5—4,5% V.
Сужение области сплавов с хорошей свариваемо-
стью и перемещение сплавов с удовлетворительной
свариваемостью в область пониженного содержания
p-стабилизирующих элементов обусловлены дисперси-
онным упрочнением сварных соединений, за счет распа-
да а'(а")- и метастасильной р-фазы, а в некоторых слу-
чаях (у высоколегированных марганцем сплавов) и об-
разованием промежуточной и-фазы при изотермичес-
ком нагреве.
У сплавов, содержащих 1,0—1,5% Мп или 3,5—4,5%
V, а'-фаза в сварном соединении обогащена сравни-
тельно небольшим количеством р-стабилизирующего
элемента и эффект дисперсионного твердения у таких
сплавов незначителен, невелико и снижение пластично-
сти сварного соединения. У. сплавов, содержащих свы-
ше 2—3% Мп или 4,5—5,0% V а'-фаза в сварном соеди-
нении придает ему повышенную прочность при некото-
ром снижении пластичности.
Дисперсионное упрочнение при распаде а'-фазы
в процессе нагрева у таких сплавов сопровождается до-
полнительным повышением прочности и снижением
пластичности сварного соединения. У более легирован-
ных ^-стабилизирующими элементами сплавов, в свар-
ных соединениях которых фиксируется большое количе-
ство метастабильной р-фазы, изотермический нагрев
приводит к весьма эффективному дисперсионному твер-
дению, которое может протекать с образованием оз-фа-
зы, охрупчивающей сварные соединения. Так, например,
сплавы системы Ti—Al—V, содержащие свыше 7%V,
имеют непосредственно после сварки достаточно пла-
стичное сварное соединение. После нагрева при 400° С
в течение 1000ч сварное соединение становится весьма
хрупким. Что касается сплавов системы Ti—Al—Мп в
Ti—Al-—V, содержащих свыше 6,5—7,0% А1, то охруп-
чивание их сварных соединений после изотермического
нагрева обусловлено распадом a-твердого раствора и
образованием хрупкой п2-фазы.
Мы рассмотрели с приведением фактических дан-
ных изменение свойств (пластичности) сварных соеди-
нений сплавов систем Ti—Al—Мп и Ti—Al—V непо-
средственно после сварки и после сварки и длительного
нагрева.
Что касается свойств сварных соединений после
сварки и отжига, то они у всех сплавов практически
идентичны основному металлу. Как уже отмечалось,
в этом случае основным фактором, влияющим на меха-
нические свойства сварного соединения, является тип
микроструктуры: мелкозернистая-деформированная, на-
гревавшаяся выше температуры аф-р^р-превращепия,
литая. Все эти структуры существуют в сварном соеди-
нении. При исследовании сварных соединений указан-
ных сплавов, отожженных по режимам, обеспечиваю-
щим достаточно хорошую стабильность структуры, не
было обнаружено значительной разницы в механичес-
ких свойствах сварного соединения и основного ме-
талла. Следует также отметить, что это относится
132
к сварным соединениям, полученным на относительно
тонком материале (1,2 мм) и выполненным аргоно-ду-
говой сваркой без присадки. Несомненно, что увеличе-
ние продолжительности термического цикла сварки
(при сварке больших толщин) или применение специаль-
ных присадок будет вызывать более существенные из-
менения структуры, которые в большой степени скажут-
ся на механических свойствах сварных соединений.
Изучение термической стабильности сварных соеди-
нений, указанных систем после сварки и отжига во всех
случаях показало, что она находится на уровне основ-
ного металла.
Суммируя все результаты по свариваемости сплавов
систем Ti—AI—Мп и Т1—А1—V, следует отметить, что
поведение при сварке сплавов той и другой системы
имеет в основном общие черты. Наиболее интересными
сплавами, допускающими их применение в сварных
конструкциях без обязательного отжига, являются
сплавы, содержащие до 6,5—7,0% алюминия и до 1,5—
2,0% p-стабилизирующего элемента типа марганца или
несколько большего количества (до 3,5—4,5%) изо-
морфного р-титану элемента типа ванадия. Такие спла-
вы непосредственно после сварки и после сварки и дли-
тельного нагрева имеют достаточно пластичное сварное
соединение, близкое по пластичности к основному ме-
таллу.
Анализируя результаты исследования титановых
сплавов систем Ti—Al—Мп и Ti—Al—V, приведенные
выше, можно сделать следующие общие выводы. Как
сплавы с эвтектоидообразующим элементом — марган-
цем, так и сплавы с изоморфным р-титану элементом —
ванадием имеют много общего и в значительных интер-
валах составов — идентичны. Не обнаружено каких-ли-
бо особенностей, связанных с эвтектоидным распадом
у сплавов Ti—Al—Мп при исследовании по приведенной
выше программе, отражающей технологию изготовле-
ния и эксплуатации деталей. Наиболее полно отвечают
требованиям, предъявляемым к конструкционным мате-
риалам, титановые сплавы, содержащие до 6,5—7,0%
А1, 0,8—2,0% Мп или 3,5—4,5% V. Аналогичные выводы
могут быть сделаны и в части других р-стабилизирую-
щих элементов с учетом их растворимости в а-титане.
Исследования, приведенные выше, позволили разра-
ботать и освоить в промышленности серию титановых
сплавов с различным уровнем физико-механических
свойств, основанных па системе Ti—Al—Мп (ОТ4-0,
ОТ4-1, ОТ4, ВТ4, ОТ4-2) и на основе Ti—Al—V (ВТб-С,
ВТ6 и др.) и отвечающих требованиям, предъявляемым
к конструкционным свариваемым титановым сплавам.
В значительной мере приведенные выше исследова-
ния дают представление о принципах создания сплавов
группы АТ (АТЗ, АТ4, АТ6), где в качестве |3-стгабили-
зирующего элемента используется комплекс сильно дей-
ствующих fj-упрочнитслей — железа, хрома и кремния,
а также бора.
Глава If
ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ
Важнейшее преимущество титановых сплавов перед
другими конструкционными материалами — это их вы-
сокая удельная прочность и жаропрочность в сочетании
с хорошей коррозионной стойкостью. Кроме того, титан
и его сплавы хорошо свариваются, парамагнитны и об-
ладают некоторыми другими свойствами, имеющими
важное значение в ряде отраслей техники. Перечислен-
ные качества титановых сплавов открывают большие
перспективы их применения в тех областях машино-
строения, где требуется высокая удельная прочность
и жаропрочность в сочетании с высокой коррозионной
стойкостью. Это относится в первую очередь к таким
отраслям техники, как авиастроение, ракетостроение,
судостроение, химическое, пищевое и транспортное ма-
шиностроение.
Касаясь некоторых специфических свойств титана,
можно, например, отметить, что он представляет боль-
шой интерес как конструкционный материал для косми-
ческих кораблей.
Низкая упругость паров и практическое отсутствие
хладноломкости наряду с высокой удельной прочностью
позволяют считать, что титан будет успешно работать
в условиях глубокого вакуума и низких температур.
В настоящее время весьма широко исследуются ти-
тановые сплавы различного назначения. Одно из основ-
ных направлений этих исследований — создание и осво-
ение высокопрочных и жаропрочных конструкционных
свариваемых сплавов, предназначенных для обшивки
и внутреннего силового набора самолетов, корпусов ра-
кетных двигателей, всякого рода резервуаров, работаю-
щих под внутренним давлением, различных нагружен-
ных деталей, изготовляемых из поковок и штамповок
и т. п,
К конструкционным свариваемым титановым спла-
вам предъявляется сложный комплекс требований. Они
должны обладать высокой прочностью при комнатной
температуре и иметь хорошую длительную жаропроч-
ность по крайней мере при температурах до 300—400 и
кратковременную до' 500—-700° С. Сплавы, предназна-
ченные для длительной работы при повышенных темпе-
ратурах, должны быть термически стабильны, т. е. со-
хранять механические свойства неизменными после
работы при повышенных температурах и напряжениях,
обладать достаточно хорошей пластичностью при про-
катке листов и листовой штамповке и свариваться все-
ми видами сварки, применяемыми для конструкцион-
ных металлов. Во многих случаях желательно, чтобы
сварное соединение пе требовало обязательной терми-
ческой обработки после сварки.
В области разработки и изучения свариваемых кон-
струкционных титановых сплавов за последнее время
сделан большой шаг вперед. Созданы сплавы с гаран-
тируемым пределом прочности от 60 до 100 кгс/мм2,
обладающие хорошей свариваемостью и удовлетвори-
тельной пластичностью. Эти сплавы на основе п-титапа
или а-титана с небольшим количеством р-фазы (псев-
до-а-сплавы). Повышение прочности и жаропрочности
у этих сплавов достигается легированием титана эле-
ментами, стабилизирующими p-фазу, в пределах, близ-
ких к их растворимости в а-титанс.
Недостатком сплавов такого типа является то, что
с ростом прочности и жаропрочности существенно сни-
жается их пластичность. Производство листов, особен-
но тонких, становится весьма затруднительным, ухуд-
шаются характеристики штампуемости и т. п. Так,
листовую штамповку сплавов с пределом прочности
свыше 85 кгс/мм2 следует вести как правило, с нагре-
вом металла и штампового инструмента, что вызы-
вает затруднения на машиностроительных заводах, не
оснащенных специальным оборудованием. Больше то-
го, изделия, производство которых связано с использо-
ванием больших степеней деформации (изготовление
холодповысаженных болтов, мягких труб, гильз, силь-
фонов, сотовых конструкций и т. п.), не всегда могут
быть изготовлены из высокопрочных титановых спла-
вов на основе «-структуры. Вместе, с тем, современную
технику интересуют именно высокопрочные и жаропроч-
ные титановые сплавы. Чтобы применение титановых
сплавов давало существенную выгоду по сравнению со
сталью (авгк!50—170 кгс/мм2), они должны иметь пре-
дел прочности но крайней мере НО—120 кгс/мм2.
Высокой прочности титановых сплавов можно до-
стигнуть легированием. Однако сплавы, полученные та-
ким путем, имеют весьма низкую пластичность и вряд
ли могут полностью удовлетворить требования, предъ-
являемые к листовому конструкционному материалу.
С этой точки зрения большой интерес представляют
дисперсионно твердеющие титановые сплавы, которые
в отожженном или закаленном состоянии имеют хоро-
шую , пластичность, а после упрочняющей термической
обработки (закалки и старения) приобретают высокую
прочность и жаропрочность. Именно этим путем можно
обеспечить сочетание высокой прочности с хорошей
технологической пластичностью у конструкционных ти-
тановых сплавов.
В настоящее время у нас и за рубежом существует
большое количество конструкционных титановых спла-
вов различного назначения. В качестве легирующих
элементов для промышленных титановых сплавов ис-
пользуется сравнительно небольшая номенклатура эле-
ментов. Сюда относятся: алюминий — типичный пред-
ставитель «-стабилизирующих элементов; железо,
хром, марганец, молибден, ванадий реже ниобий —
^-стабилизирующие элементы. В последнее время ши-
роко используют цирконий и олово, которые часто отно-
сят к типу «нейтральных у проч ните лей». Реже и в не-
больших количествах для легирования сплавов исполь-
зуют малые добавки кремния, меди и других элементов.
В связи с определенным характером действия на
титан различных легирующих элементов промышлен-
ные сплавы по типу структуры могут быть подраз-
делены на три группы: титановые сплавы на основе
«-структуры, сплавы па основе [3-структуры и двухфаз-
ные а+0-титановые сплавы.
Промышленные титановые сплавы с а+^-структу-
рой целесообразно подразделить на три группы: пссв-
до-а-сплавы с небольшим количеством 0-фазы со свой-
ствами, близкими к ц-сплавам, типичные <х+0-сплавы
и псевдо-0-снлавы. Псевдо-0-сплавы представляют со-
бой сплавы на основе 0-структуры. В отожженном
состоянии их физико-механические и технологические
свойства типичны для 0-сплавов, однако 0-фаза у этих
сплавов термически нестабильна,
Деление конструкционных титановых сплавов по
типу структуры и их химический состав приведены
в табл. 19.
ТАБЛИЦА 19
КЛАССИФИКАЦИЯ ПРОМЫШЛЕННЫХ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ
по типу структуры
Тип сплава Марка сплава Средний химический сортир, %
а-сплавы ВТ!-00 ВТ1-0 ВТ5 ВТо-1 4200 Пелегировалиын титан То же 5А1 5 А1—2,5 Sn 0,2 Pd
Псевдо- а-сплавы ОТ4-0 ОТ4-1 ОТ4 ВТ4 ОТ4-2 АТ-2 АТ-3 АТ-4 ВТ20 ТС5 0,8 Al—0,8 Mn 1,5 Al—1,0 Mn 3,5 Al—1,5 Mn 5,0 Al—1,5 Mn 6,0 Al—J,5 Mn 2,0 Zr—1,0 Alo 3,0 Al—l,5(Fe, Cr, Si, B) 4,0 Al—1,5 (Fe, Cr, Si, B) 6,0 Al—2,0 Zr+1,0 Mo-f-1 V 5,0 Al—2,0 Zr-]-3,0 Sn+2 V
а+^-сплавы ВТ6С ВТ6 ВТЗ-1 BTI4 ВТ16 ВТ22 ВТ23 5,0 Al—4,0 V 6,0 Al—4,5 V 6,0 Al—2,5 Mo—2,0 Cr—0,3 Si—0,5 Fe 4,5 Al—3,0 Mo—1,0 V 2,5 Al—5,0 Mo—5,0 V 5,0 Al—5,0 Mo—5 V—1 Fe—1 Cr 4,5 AI—2,0 Mo—4,5 V—0,6Fe—1 Cr
Псевдо- Р-сплавы ВТ15 ТС6 3,0 AI—7,0 Mo—11,0 Cr 3,0 Al—5,0 Mo—6,0 V—11,0 Cr
[3-сплавы 4201 33,0 Mo
В титановых сплавах регламентируется содержание
примесей, которое в зависимости от марки составляет
(за исключением делегированного титана), не более:
Эле .мент . . .
Содержание, %
Элемент . . .
Содержание, %
С Fe
0,10 0,25-0,30
О3 n2
0,15—0,20 0,05
Si Zr
0,15 0,3
Н2
0,006—0,015
Сумма прочих примесей не должна превышать 0,3%.
В техническом титане марок ВТ1-00 и ВТ1-0 содержание
примесей несколько меньше. Сплавы марок ВТ1-00
и ВТ1-0 представляют собой делегированный титан, вы-
плавляемый из различных сортов титановой губки.
Сплав марки ОТ4-0 разработан вместо существовавших
ранее марок технического титана ВТ1-1 и ВТ1-2, вы-
плавка которых прекращена в связи с отсутствием тита-
новой губки повышенной прочности (содержащей повы-
шенные количества примесей).
Сплавы марок ОТ4-0, ОТ4-1, ОТ4, ВТ4 и ОТ4-2 яв-
ляются сплавами общего назначения, широко приме-
няемыми в промышленности. Содержание марганца
в этих сплавах примерно одинаковое, а содержание
алюминия изменяется. Благодаря этому достигается
различный уровень прочности и жаропрочности. Сплав
марки ОТ4-2 наиболее прочен и жаропрочен, по менее
пластичен из этой серии титановых сплавов.
Сплавы марок ВТ6С и ВТ6 являются близкой разно-
видностью друг друга, из них ВТ6 более легирован алю-
минием и ванадием и прочность его выше.
Сплавы марок ЛТЗ и АТ4, разработанные Институтом
Металлургии АН СССР, отличаются тем, что в качестве
p-стабилизирующего элемента здесь используется посто-
янный комплекс (Fe, Сг, Si и В) и переменное количество
алюминия, определяющего прочность и жаропрочность
сплавов такого типа.
В сплавах марок ВТ20, ТС5 и BT5-I наряду с алюми-
нием использованы в качестве легирующих элементов так
называемые нейтральные упрочнители (Sn, Zr), заметно
повышающие жаропрочность титановых сплавов.
Сплавы марок ВТЗ-1, ВТ14, ВТ16, ВТ22, ВТ23 содер-
жат значительное количество p-стабилизирующих эле-
ментов и могут подвергаться эффективной упрочняющей
термической обработке (закалке и старению).
Сплавы марок ВТ15 и ТС6 еще более легированы
^-стабилизирующими элементами, и после закалки с тем-
ператур 0-области целиком сохраняют 0-структуру;
в отожженном (равновесном) состоянии они состоят из
а+0-структуры с преобладанием 0-структуры, Эти спла-
вы могут подвергаться эффективной упрочняющей обра-
ботке — закалке и старению.
Сплав 4201 является опытным сплавом с повышен-
ной коррозионной стойкостью. В промышленности он
используется весьма ограниченно. В данном случае
представляет интерес как сплав особой группы —со
стабильной 0-структурой.
Аналогичный сплав Ti — 30 Мо описан и в зарубеж-
ной литературе.
Авторами также был разработан 1 и исследован тита-
новый сплав, имеющий стабильную 0-структуру (25—
30% Alo, 2—5% Nb, 0,1—3% Al) и отличающийся
повышенной кратковременной жаропрочностью при
1000° С.
Независимо от режима термической обработки сплавы
этого типа состоят целиком из 0-фазы и их нельзя упроч-
нить термической обработкой.
Сплавы марок ОТ4-0, ОТ4-1, ОТ4, ВТ4, ОТ4-2, ВТ20,
ТС5, АТ2, АТЗ, АТ4 и в значительной степени В Тб С, хо-
тя строго говоря и являются сплавами со структурой
а+0, содержат весьма небольшое количество 0-стаби-
лизирующих элементов (близко к растворимости в а-ти-
тане) и практически ведут себя как сплавы со структу-
рой а. Они эффективно не упрочняются термической об-
работкой.
Часто промышленные конструкционные титановые
сплавы классифицируют не по типу структуры, а по
уровню характеристик прочности (пределов прочности
или текучести). В этом случае титановые сплавы под-
разделяются на высокопластпчные — малопрочные,
среднепрочпые и высокопрочные [104].
К малопрочным сплавам можно отнести техниче-
ский титан и низколегированные сплавы марок ОТ4-0,
ОТ4-1 и АТ2, имеющие предел прочности не более
70 кгс/мм2 и отличающиеся высокой пластичностью.
1 Глазунов С. Г., Моисеев В. Н., Чинепов А. М. и др.
Авт. спид. № 182890—«Изобретения, промыт, образцы и товарн.
знаки??, 1966, № 12, с. 8S.
К среднепрочным титановым сплавам относятся спла-
вы с гарантированным пределом прочности от 75 до
100 кгс/мм2 и удовлетворительными характеристиками
пластичности. Что касается высокопрочных титановых
сплавов, то сюда следует относить сплавы с гаранти-
рованным пределом прочности более 105—110 кгс/мм2.
Высокая прочность достигается у них, как правило, уп-
рочняющей термической обработкой (закалкой и ста-
рением). Исключение составляет лишь сплав марки
ВТ22, который и в отожженном состоянии имеет доволь-
но высокий предел прочности. Отличительной чертой
высокопрочных титановых сплавов, особенно с преде-
лом прочности выше 120 кгс/мм2, является сравнительно
невысокая пластичность и повышенная чувствитель-
ность к концентраторам напряжения. Такие сплавы
применяются в промышленности пока в ограниченном
объеме. При их применении следует соблюдать некото-
рые ограничительные требования, аналогичные тем,
какие существуют при применении других высокопроч-
ных материалов.
Классификация промышленных конструкционных
титановых сплавов в зависимости от их предела прочно-
сти приведена в табл. 20. В дальнейшем мы будем рас-
сматривать промышленные сплавы в соответствии с
этой классификацией.
Физико-механические и эксплуатационные характе-
ристики сплавов определяли на образцах из листов или
прутков. В таблицах и па графиках па этот счет даны
указания. Во всех случаях образцы из листов были вы-
резаны поперек направления волокна, как это принято
в технических условиях па поставку.
Испытания на растяжение и ударную вязкость про-
водили по установленной методике. Модуль упругости
определяли как при статическом растяжении, так и ди-
намическим методом. В большинстве случаев приводят-
ся данные по статическому модулю упругости. В том
случае, когда приводится динамический модуль, отно-
сительно модуля упругости в тексте и на графике сде-
лано указание.
Методика определения длительной прочности при
секундном нагружении состояла в нагружении образца
постоянной заданной нагрузкой в холодном состоянии.
Затем следовал очень быстрый нагрев методом электро-
сопротивления образца или индукционным методом.
ТАБЛИЦА 20
КЛАССИФИКАЦИЯ промышленных титановых сплавов
по уровню прочности
Тип спле,за Марка сплава Полуфаб- рикат Состояние Мехаиическпе свойства
%’ кге/рдм2 не ме- нее
Малопрочные ВТ!-00 Лист Отожженное 30—45 30
высокопластнч- ВТ1-0 & То же 40—55 30
ные ОТ4-0 ?> 50-65 30
ОТ4-1 60-75 20
АТ-2 60—75 20
Среднепрочные ОТ4 Лист Отожженное 70-90 15
АТЗ » То же 75—90 12
ВТ5 Пруток £ 75—90 10
ВТ5-1 Лист 75—90 12
4201 £ 80-85 10
ВТ4 85—100 12
ВТ6-С & 85—100 12
АТ4 » 85—105 10
ТС5 95-110 8
ВТ20 3> » 95—115 8
ОТ4-2 я 100—120 10
Высокопрочные ВТ6 Пруток Отожженное 92—107 10
Закаленное и состаренное >110 7
ВТ14 Лист Отожженное 90-107 8
Закаленное и состаренное >120 6
BT3-I Пруток Отожженное 100—120 10
Закаленное и состаренное >120 6
ВТ16 Пруток Лист Закаленное и состаренное 110-125 130—140 12
То же 5
ВТ23 Лист >140 5
ВТ15 Лист $ 135—150 4
ТС6 Лист » 140—150 4
ВТ22 Пруток Отожженное 110—125 8
Закаленное и состаренное 140-155 5
Подбирали напряжение, обеспечивающее жизнь образ-
ца в течение нескольких сотен секунд. Иногда при та-
ком методе испытания определяли не только предел
прочности, но и предел текучести при различной оста-
точной деформации.
Чувствительность к надрезу при статическом испы-
тании определяли как на листовых образцах, так и об-
разцах из прутка. Радиус надреза равнялся 0,1 мм. На
образцах из прутка надрез был круговым, па образцах
из листа — с двух граней. Чувствительность к падрезу
оценивали по величине отношения предела прочности
надрезанного образца к пределу прочности гладкого
образца оф/ов.
При оценке чувствительности к трещине при удар-
ном изгибе («т.у) определяли удельную работу разру-
шения образца с трещиной на копре, которая, как и
ударная вязкость, оценивается в ктс-м/см2. Образец
для определения ат.у может быть изготовлен как из лис-
та, так и нз прутка. На образце сначала делается ост-
рый надрез, а затем в надрезе на резонансном вибрато-
ре развивается усталостная трещина заданной глубины.
В настоящей работе приводятся данные по ат>у, полу-
ченные иа образцах с трещиной поперек направления
волокна.
При испытаниях на ползучесть определяли как об-
щую так и остаточную деформацию. В таблицах приве-
ден предел ползучести при остаточной деформации
0,2%, На графиках на этот счет имеется указание.
Выносливость при повторно-статических нагрузках
определяли па образцах с концентратором напряжения
при частоте нагружения (растяжения) 8—10 циклов в
минуту. На образцах из прутка концентратором являет-
ся кольцевой надрез с радиусом 0,75 мм. На листовых
образцах концентратором было круглое отверстие диа-
метром 5 мм, обеспечивающее концентрацию 2,6.
Испытание листовых образцов на усталость прово-
дили при консолыюм изгибе в одной плоскости ца ма-
шинах с частотой нагружения около 3000 циклов в ми-
нуту. Листовые образцы специального концентратора
не имели. Испытание пруткового материала на уста-
лость проводили как па гладких, так и на надрезанных
образцах с радиусом надреза 0,75 мм. Испытания при
комнатной температуре проводили при консольном из-
гибе, при повышенной — путем изгиба с вращением.
I. ВЫСОКОПЛАСТИЧНЫЕ - МАЛОПРОЧНЫЕ
ТИТАНОВЫЕ СПЛАВЫ
К этой группе относятся титановые сплавы с преде-
лом прочности до 70 кгс/мм2 марок ОТ4-0, ОТ4-1, АТ2,
а также технический титан марок ВТ1-00 и ВТ-0 с отно-
сительно высокой пластичностью. Эти сплавы допуска-
ют значительную деформацию в холодном состоянии.
Технический титан марки ВТ 1-00 изготовля-
ют из наиболее чистых сортов титановой губки (тита-
нового сырья). Он содержит меньше таких примесей,
как углерод, железо, кремний, кислород, чем это огово-
рено для титановых сплавов. Марка ВТ1-00 отличается
низкими характеристиками прочности и высокой пла-
стичностью. Оп превосходно сваривается сваркой плав-
лением (аргоно-дуговая, под флюсом, электрошлако-
вая) и контактной (точечная, роликовая). При этом
сварные соединения, выполненные сваркой плавлением,
имеют характеристики прочности и пластичности прак-
тически аналогичные основному металлу.
Технический титан марки ВТ1-00 хорошо деформи-
руется не только в нагретом, но и холодном состоянии.
Ковка, объемная штамповка, заготовительная прокат-
ка, прессование производятся в горячем состоянии.
Окончательная прокатка, листовая штамповка, волоче-
ние и другие операции производятся в холодном со-
стоянии.
Из ВТ 1-00 изготавливают практически все виды по-
луфабрикатов: фольгу, ленты, листы, плиты, поковки,
штамповки, профили, трубы и т. п.
Основные физические свойства сплава ВТ1-00 сле-
дующие.
Плотность при 20° С — 4,52 г/см3.
Теплопроводность титана марки ВТ1-00 при различ-
ных температурах:
X, кал/(см-сХ
Хград) . . . 0,046 0,045 0,044 0,043 0,043 0,043 0,043
t, °C ... . 20 100 200 300 400 500 600'
Теплоемкость титана марки ВТ1-00 при различных
температурах:
С, кал/(г-град) 0,120 0,131 0,135 0,140 0,151 0,160
t, °C . . . . 100 200 300 400 500 600
Коэффициент линейного расширения в интервале
различных температур следующий:
а ДО6, град-1 . t, °C ... . 8,8 20—100 8,9 9,3 100—200 200—300 9,8 300—400
a-10s, град~! . /, °C . . . . 10,2 400—500 10,4 500—600 10,5 600—700
Удельное электросопротивление титана марки
ВТ 1-00 при 20° С равно 45- 10~е Ом - см.
Технический титан и все. промышленные титановые
сплавы парамагниты.
Одно из выдающихся свойств титана, в том числе и
марки ВТ1-00 — превосходное сопротивление коррозии.
Коррозионная стойкость титана обусловлена присутст-
вием на его поверхности защитной окисной пленки. Тех-
нический титан характеризуется высокой коррозионной
стойкостью па воздухе вплоть до температур около
600° С. При нагреве титан покрывается окисной плен-
кой, которая очень прочно держится на металле. Ско-
рость диффузии кислорода через окисную пленку
чрезвычайно мала, и она защищает металл от дальней-
шего окисления. Титан обладает высокой коррозионной
стойкостью в воде, в том числе и морской и во влажной
морской атмосфере. Титан нс корродирует в морской во-
де, находясь в контакте с нержавеющей сталью и мед-
но-пикелевымн сплавами.
В последнее время появились сообщения о коррози-
онном разрушении титана при одновременном воздей-
ствии солей морской воды” и повышенных температур
(350—500° С).
Титан недостаточно коррозионностоек против ряда
неорганических кислот. Плавиковая кислота в любых
‘концентрациях вызывает бурную коррозию и разруше-
ние титана. Скорость взаимодействия титана с соляной
кислотой зависит от концентрации и температуры,
В 3%-ном растворе соляной кислоты титан хорошо со-
противляется коррозии вплоть до температуры +70° С.
При температуре кипения предельная концентрация
кислоты снижается до 1%. Сопротивление титана кор-
розии в серной кислоте также зависит от концентрации
и температуры. Скорость коррозии при концентрации
кислоты ниже 5% не превышает 0,012 мм в год и при
концентрации серной кислоты в 10% скорость коррозии
составляет не более 0,25 мм в год. Однако уже незна-
чмтельное повышение температуры заметно усиливает
коррозию. Азотная кислота в концентрациях до 98% не
разъедает титан. При температуре кипения титан ус-
тойчив в азотной кислоте, если ее концентрация пе пре-
вышает 65%. Титан обладает хорошей коррозионной
стойкостью в фосфорной, хромовой, серной кислотах и
царской водке.
Рис, 53, Изменение
механических свойств
титана марки ВТ1-00
(лист 1,0 мм) при
кратковременном раз-
рыве в зависимости
от температуры ис-
пытания
Титан показывает прекрасное сопротивление корро-
зии в растворах неорганических солей, в том числе и
хлоридов.
Титан обладает высокой коррозионной стойкостью в
большинстве органических кислот.
Типичные механические свойства титана марки
ВТ1-00 при комнатной п повышенных температурах
приведены на рис. 53 и в табл. 21.
Твердость титана марки ВТ1-00 по Бринелю (НВ
10/3000/30') колеблется в интервале 116—149 кгс/мм2.
Технический титан марки ВТ1-00 в связи с его невы-
сокой прочностью, в качестве конструкционного мате-
риала применяется ограниченно и лишь в тех случаях,
когда для изготовления деталей требуется высокая
пластичность. Он может применяться в конструкциях,
работающих длительно при температурах до 200—
250° С.
Технический титан марки ВТ1-0 приготов-
ляют из пелегированной титановой губки, несколько
уступающей по чистоте титановой губке , применяемой
для изготовления титана марки ВТ 1-00. Тем не менее
ТАБЛИЦА 21
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ТИТАНА МАРКИ BTi-M
Свойства Полуфабрикат Температура ислы- тяния, СС
20 200 300
Ударная вязкость, кгс-м/см2 . Пруток диа- метром 20 мм 15 — —
Чувствительность к надрезу при статической нагрузке , . Лист 1,5 мм 1,50 — —
Предел длительной прочности за 100 ч, кг/мм2, не менее . . То же — 19 22
Предел ползучести за 100 ч, кгс/мм3, не менее — 14 —
Предел выносливости на- базе 107 циклов, кгс/мм2, нс менее . 16 .—' 11
Сопротивление повторно стати- ческим нагрузкам при о= =0,7 Си, циклов ...... » 22 800 — -г—
Чувствительность в трещине при ударном изгибе («т.у), КГС’М/СМ3 13 — —
содержание вредных примесей в ВТ 1-0 меньше, чем в
титановых сплавах. ВТ1-0 при несколько меньшей пла-
стичности по сравнению с техническим титаном марки
ВТ1-00 имеет более высокую прочность и широко при-
меняется как Конструкционный материал. Из титана
марки ВТ1-0 изготавливаются те же виды полуфабри-
катов, что из ВТ1-00.
Плотность титана марки ВТ 1-0 4,52 г/см3.
Теплопроводность при различных температурах
следующая:
А, кал/(см-сХ
Хград) . . . 0,040 0,045 0,044 0,043 0,043 0,043 0,043
t, °C . . . . 20 100 200 300 400 500 600
Теплоемкость титана марки ВТ 1-00 при различных
температурах приведена ниже:
С, кал/(г.град) 0,120 0,131 0,135 0,140 0,151 0,160
t, °C ... . 100 200 300 400 500 600
Коэффициент линейного расширения в интервале
различных температур следующий:
гг-103, град-1 . 8,8
/, °C ... . 20—100
«• 106. град-1 . 10,2
t, °C ... . 400—500
8,9 9,3 9 8
100—200 200—300 300—400
10,4
500—600
10,5
600—700
Степень черноты полного нормального излучения
при нагреве на воздухе травленных листов из титана
марки ВТ1-0 при температурах 100 и 500° С составляет
соответственно 0,22 и 0,37; холоднокатаных листов при
тех же температурах 0,10 и 0,22.
Удельное электросопротивление при 20° С равняется
47 • 10~6 Ом-см.
'Типичные механические свойства при комнатной' и
повышенных температурах титана марки ВТ1-0 приве-
дены на рис. 54 и в табл. 22.
ТАБЛИЦА 22
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ТИТАНА МАРКИ BT1-0
Свойства Полуфабрикат Температура испытания, °C
20 200 300 400
Ударная вязкость, кгсХ Хм/см2 Пруток диа- метром 20 мм 12 . — — —
Чувствительность к над- резу при статической на- грузке . % Лист 1 мм 1,45 .— — —
Предел длительной проч- ности за 100 ч, кгс/мм2, не менее То же 24 16 —
Предел ползучести за 100 ч, кгс/мм2, не менее Я — 17 12 —'
Предел выносливости на базе 107 циклов, кгс/мм2, не менее » 23 20 18 15
Сопротивление повтор- но-статическим нагруз- кам при о=0,7 цик- лов 16000
Чувствительность к тре- щине при ударном изги- бе (От.у), кге-м/см2 . , в 10 — —
Твердость титана марки ВТ1-0 по Бринелю (НВ
10/3000/30') колеблется в пределах 131—163 кгс/мм2.
Кривые растяжения и сжатия до предела текучести
титана марки ВТ1-0 при различных температурах при-
ведены на рис. 55 и 56. Испытания проводили на листах
толщиной 1 мм, имеющих предел прочности при 20°
равным 50 кгс/мм2.
На рис. 57 представлены кривые ползучести титана
марки ВТ1-0 при температурах 20 и 350° С при остаточ-
ной деформации 0,06; 0,08; 0,1; 0,2 и 0,5%. Ползучесть
Рис. 57. Кривые ползучести титана марки ВТ1-0 (пруток диаметром 20 мм)
при температурах 20 (о) и 350° С (б) при остаточной деформации, %:
7 — 0,06; 2 — 0,08; 3^ ОД; 4— 0,2; 5 — 0,5
определяли на отожженных прутках диаметром 20 мм,
имеющих кратковременный предел прочности при
20° С — 55 кгс/мм2. Интересно отметить, что при ком-
натной температуре у технического титана, имеющего
сравнительно высокий предел прочности, развивается
заметная ползучесть. Такое же явление наблюдалось и
па некоторых титановых сплавах при высоких напря-
жениях.
Титан марки ВТ1-0 хорошо сваривается всеми вида-
ми сварки, применяемыми для титана марки ВТ1-00.
Его технологическая пластичность при ковке, штампов-
ке, горячей прокатке близка пластичности титана мар-
ки ВТ1-00. Основные операции листовой штамповки
можно проводить в холодном состоянии.
Технический титап марки ВТ1-0 обдадает высокой
коррозионной стойкостью как и титан марки ВТ1-00.
Он может применяться для изделий, работающих
длительно при температурах до 250—300° С.
Сплав марки ОТ4-0 является низколегирован-
ным сплавом системы Ti—Al—Мп* [105—107]. Он от-
личается высокой технологической пластичностью, но
обладает сравнительно низкой прочностью. Сплав ис-
пользуется в отожженном состоянии. Сплав применяет-
ся вместо технического титана марок ВТ1-1, ВТ1-2, ши-
роко распространенных ранее в машиностроении. При
равной прочности и пластичности сплава марки ОТ4-0
с техническим титаном марок ВТ1-1 и ВТ1-2 первый име-
ет по сравнению с ними более высокие характеристики
кратковременной и длительной жаропрочности;
Плотность сплава марки ОТ4-0 4,51 г/см3.
Т еплопроводность сплава марки ОТ4-0 при р азлич-
ных температурах следующая:
кал/(см*сХ Хград) . . . 7, °C ... . 0,030 20 0,031 100 0,033 200 0,034 300 0,036 400
X, кал/(см-сХ Хград) . . . t, °C ... . 0,039 500 0,042 600 0,043 700 0,045 800 0,048 900
Теплоемкость сплава марки ОТ4-0 при различных
температурах равна:
С, кал/(г-град) t, °C ... . 0,130 100 0,140 200 0,151 300 0,160 400 0,170 500
С, кал/(г-град) б °C 0,181 600 0,201 700 0,210 800 0,220 900
Коэффициент линейного расширения сплава марки
ОТ4-0 в интервале различных температур имеет сле-
дующие значения:
«•10е, граду1 . 8,0 8,5 9,0
/, °C 20—100 100—200 200—300
а • 10е, град-1 . 9,5 9,9 10,1 10,2
/, °C 300—400 400—500 500—600 600—700
Типичные механические свойства сплава марки
ОТ4-0 при комнатной и повышенных температурах
приведены на рис. 58 н в табл. 23.
Твердость сплава марки ОТ4-0 по Брннелю (НВ
10/3000/30') изменяется в пределах 156—207 кгс/мм2.
* Моисеев В. Н,, Глазунов С. Г, Шохолова Л. В.,
Каганович И. Н. Авт, свид. № 187309, — <<Бюл, изобр, и тов. зна-
ков». 1966, Ne 20, с. 123.
Свойства Полуфабрикат Температура испытания, аС
20 250 зоо 400
Ударная вязкость, кгсм/см2 Пруток диа- метром 20 мм 8 — —
Чувствительность к над- резу при статической на- грузке Лист 1,0 мм 1,4 — к . —
Предел длительной проч- ности за 500 ч, кгс/мм3, не менее То же 35 32 28
Предел ползучести за 100 ч, кгс/мм2, не менее Я • 30 26 15
Преде.ч выносливости на базе 107 циклов, кгс/мм2, не менее » 30 28 25 22
Сопротивление повтор- но-статическим нагруз- кам при О=0,7 ап, цик- лов 9500
Чувствительность к тре- щине при ударном изги- бе (йт.у), кгс-м/см2 . , я 7 — —
Рис. 58. Изменение механических
свойств сплава марки ОТ4-0 (лист
I мм) при кратковременном разры-
ве в зависимости от температуры
испытании
Время, с
Рис. 59. Изменение предела дли-
тельной прочности сплава марки
ОТ4-0 (лист ] мм ) при секундном
нагружении в зависимости от тем-
пературы и времени испытания
(о‘ = f (Т):
! — 500; 2 — 600; 3 — 700; 4 — S00° С
Длительная прочность листов из сплава марки
ОТ4-0 толщиной 1,0 мм при секундном нагружении при
температурах 500—800° С приведена па рис. 59.
Сплав марки ОТ4-0 хорошо сваривается всеми вида-
ми сварки применяемыми для титана. Прочность и пла-
стичность сварного соединения сплава марки ОТ4-0,
выполненного аргоно-дуговой сваркой плавлением прак-
тически одинакова с прочностью и пластичностью ос-
новного металла. Он имеет высокую технологическую
пластичность при ковке, прокатке и листовой штампов-
ке. Листовая штамповка производится как правило в
холодном состоянии.
Сплав предназначен для изготовления листов, лен-
ты, полос, прутков, профилей, труб, поковок и штампо-
вок. Он может применяться в изделиях, изготавливае-
мых с применением сварки, штамповки, гибки и других
методов обработки, работающих длительно при темпе-
ратурах До 350° С и кратковременно до 700° С.
Сплав, как и технический титан, обладает высокой
коррозионной стойкостью в большинстве агрессивных
сред.
Сплав марки ОТ4-1 низколегированный титано-
вый сплав, обладающий хорошей пластичностью и не-
высокой прочностью [106—109]. В основе сплава так-
же лежит система Ti — Al — Мп*.
Сплав предназначается, главным образом, для ли-
стовых полуфабрикатов (конструкционный и обшивоч-
ный листовой материал), по может быть использован
также для изготовления поковок, штамповок, прутков,
профилей, труб, проволоки и других полуфабрикатов.
Плотность сплава марки ОТ4-1 —4,55 г/см3.
Теплопроводность при различных температурах сле-
дующая:
А, кал/(см-сХ
Хград) . . . 0,023 0,025 0,027 0,029 0,032 0,035 0,039
t, °C ... . 20 100 200 300 400 500 600
Теплоемкость сплава марки ОТ4-1 при различных
температурах равна:
С, кал/(г-град) 0,120 0,135 0,151 0,160 0,181 0,201
t, °C ... . 100 200 300 400 500 600
’ Аношкин II- Ф', Г л а з у н о в С, Г., Д о б а т к и н В. Н.,
Каганович И. II., Кушакевич С. А., Моисеев В. Н. Авт.
свид. № 141628 «Бюл. изобр. и тов. знаков». 1961, № 19, с.
Коэффициент линейного расширения сплава в Ин-
тервале различных температур следующий:
град-1 , 8,0 8,6 9,1 9,0 9,4
t, °C ... . 20—100 100—200 200—300 300—400 400—500
Типичные механические свойства при комнатной и
повышенных температурах сплава марки ОТ4-1 приве-
дены на рис. 60 и в табл. 24.
ТАБЛИЦА 24
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА МАРКИ ОТ4-1
Свойства Полуфабрикат Температура испытания, °C
20 303 350 400
Ударная вязкость, кгсХ Хм/см5 Пруток ди а- 7 .
Чувствительность к над- резу при статической на- грузке метром 20 мм Лист 1 мм 1,35
Предел длительной проч- ности за 100 ч, кгс/мм2, не менее: То же 44 34 29
за 1000 ч .... — 43 32 27
за 3000 ч . . . . — 43 1-Ь
за 5000 ч .... — 43 — '—'
Предел ползучести, кгс/мм5, не менее; за 100 ч Лист 1 мм 29 26 19
за 2000 ч . . . . То же -—' 25 22 16
Предел выносливости на базе 10? циклов, кгс/мм5, не менее » 36 30 26 20
С оп р о тив ле н не повтор- но-статичсским нагруз- кам при о=0,7 oDj цик- лов » 9500
Чувствительность к тре- щине при ударном изги- бе (ат.у), кге/см3 . . , 6,5 — —
Твердость по Бринелю (НВ 10/3000/30') сплава мар-
ки ОТ4-1 колеблется в широких пределах 197—т
255 кгс/ммг.
Изменение предела длительной прочности в зависи-
мости от температуры и времени испытания (в секун-
дах) приведено на рис. 61.
Отличительная особенность сплава марки ОТ4-1 —
его хорошая технологическая пластичность (близкая
сплаву марки ОТ4-0), хорошая свариваемость всеми
видами сварки; при-
чем прочность и пла-
стичность сварного со-
единения практически
одинаковы с основным
металлом.
Сплав применяется
в отожженном состоя-
нии.
Прочностные и жа-
ропрочные характери-
стики сплава марки
ОТ4-1 занимают про-
межуточное положе-
ние между соответст-
вующими характери-
стиками сплавов ма-
рок ОТ4-0 и ОТ4.
Сплав предназна-
чается для изделий,
работающих длитель-
Ряс> 60, Изменение механических свойств
сплава марки ОТ4-1 (лист 1 мм) при
кратковременном разрыве в зависимо?
стп от температуры испытания
но при температурах
до 400 и кратковременно до 700° С изготовляемых с при-
менением сварки, штамповки, гибки и других методов
обработки.
Ковка, штамповка, прокатка сплава марки ОТ4-1
производится при повышенных температурах.
Листовая штамповка производится главным обра-
зом в холодном состоянии. Операции листовой штам-
повки, связанные с большой деформацией, ведут с на-
гревом.
Сплав марки АТ2 отличается высокой пластич-
ностью не только при комнатной, по и при низких
(—196°,—253°) температурах [110, 111].
Сплав применяется в отожженном состоянии. Из
сплава изготавливают прутки, поковки, листы, фольгу,
трубы.
Плотность сплава марки АТ2 4,55 г/см3.
Коэффициент линейного расширения сплава в ин-
тервале различных температур следующий:
«•Ю6, град-1 . 7,3 8,7 9,2
t, 'С . . . . 20—100 100—200 200—300
аДО6, град-1 . 9,8 10,8 11,4
1, °C ... . 300—400 400—500 500—600
Удельное электросопротивление р-106 при 20° С рав-
но 130 Ом-см.
Сплав марки ЛТ2 обладает высокой технологиче-
ской пластичностью в горячем и холодном состояниях.
Рйс. 61. Изменение продела дли-
тельной прочности сплава марки
ОТ4-1 (лист 1,0 мм) пр а секундном
нагружении в зависимости от тем-
пературы и времени испытания
[О’= / (Т)] при:
1 — 400; 3 — 000; 5 — 600; 4 — 700° С
Ряс. 62. Изменение механических
свойств сплава марки АТ2 (пруток
диаметром 14 мм) при кратковремен-
ном разрыве в зависимости от темпе-
ратуры испытания
Сплав марки АТ2 сваривается всеми видами сварки,
применяемыми для титана. Прочность сварного соеди-
нения, выполненного аргоно-дуговой сваркой, близка
прочности основного металла.
Сплав марки АТ2 обладает высокой коррозионной
стойкостью, как и технический титан. Сплав рекоменду-
ется для работы в интервале температур от —253 до
+350° С.
Типичные механические свойства при комнатной и
повышенных температурах сплава марки ЛТ2 приведе-
ны па рис, 62,
Твердость по Бринелю (НВ 10/3000/30') при 20° С
изменяется в пределах 195—250 кгс/ммг.
Ударная вязкость, полученная на прутке диаметром
14 мм, равна 12 кгс-м/см2.
Чувствительность к надрезу при статическом растя-
жении составляет 1,40 (пруток диаметром 14 мм).
Физико-механические свойства сплава марки АТ2
при низких температурах подробно рассматриваются в
соответствующем разделе.
Таким образом высокопластичпые титановые сплавы,
описанные выше представляют собой сплавы на основе
a-структуры (технический титан) или a-структуры с Ий'
большим количеством р-фазы (ОТ4-0, ОТ4-1, АТ2). Ха-
рактеристики прочности этих сплавов повышены по
сравнению с чистым титаном благодаря примесям в
сплавах марок ВТ1-00 и ВТ1-0 или незначительного ле-
гирования как а-, так и p-стабилизирующими элемента-
ми (ОТ4-0, ОТ4-1, АТ2), а также присутствию неизбеж-
ных примесей.
Несмотря на сравнительно невысокую прочность
этих сплавов, они широко применяются, как конструкци-
онные металлы благодаря своей высокой пластичности.
Особенно широко используются сплавы марок ВТ1-0,
ОТ4-0 и ОТ4-1, которые при хорошей пластичности име-
ют повышенные характеристики прочности. В общем ба-
лансе титановых сплавов эти сплавы составляют около
20%, что указывает на их значительную популярность
как конструкционного материала.
Из этих сплавов могут быть изготовлены практиче-
ски все виды полуфабрикатов, деталей и конструкций,
которые изготовляются из алюминиевых сплавов и ста-
лей.
Сплавы этой группы могут успешно применяться в
изделиях, работающих длительно как при низких темпе-
ратурах (от —253 до —196°С), так и высоких темпера-
турах (до 300—-350° С).
2. ТИТАНОВЫЕ СПЛАВЫ
СРЕДНЕЙ ПРОЧНОСТИ
К этой категории относятся титановые сплавы, имею-
щие гарантируемый предел прочности от 75 до
100 кгс/мм2. Эти сплавы: ОТ4, АТЗ, ВТ5, ВТ5-1, ВТ6С,
ВТ4, АТ4, СТ5, ВТ20 и ОТ4-2. Сюда же можно отнести
сплавы марок ВТ6, ВТ14, ВТЗ-1 в отожженном состоя-
нии, когда их предел прочности не превышает 100 кгс/мм2.
Однако эти сплавы будут нами рассмотрены в разделе
высокопрочных титановых сплавов, поскольку в терми-
чески упрочненном состоянии их предел прочности бо-
лее 100 кгс/мм2.
Следует отметить, что некоторые сплавы из категории
среднепрочных, содержащие повышенное количество 0-
стабилизирующих элементов (больше растворимости в
а-титане), также могут быть несколько упрочнены за-
калкой и старением, однако их эффект упрочнения весь-
ма незначителен и не имеет большого практического
значения. Некоторое исключение представляет сплав
марки ВТ6С, который иногда используется в термически
упрочненном состоянии.
Все титановые сплавы средней прочности хорошо сва-
риваются и имеют удовлетворительную термическую
стабильность. Это сплавы на основе a-структуры с весь-
ма небольшим количеством р-фазы (2—7% [J-фазы в
равновесном состоянии). Они пригодны для изготовле-
ния всякого рода сварных конструкций и узлов.
На эту категорию сплавов приходится подавляющий
объем производства полуфабрикатов, . применяемых в
машиностроении.
Сплав марки ОТ4 имеет в основе систему Ti —
Al — Мп*. Это сплав с a-структурой с 2—4% p-фазы. Он
содержит несколько большее количество алюминия
(3,5—5,0%), чем сплав марки ОТ4-1 и отличается более
высокой прочностью и жаропрочностью [108, 109, 112].
При умеренной прочности он имеет удовлетворительную
пластичность в холодном состоянии при листовой штам-
повке.
Сплав марки ОТ4 из титановых сплавов наиболее ча-
сто применяется как листовой конструкционный мате-
риал. Из него изготавливают все виды полуфабрикатов:
листы, ленту, прутки, профили, поковки, штамповки, тру-
бы и т. п.
Сплав марки ОТ4 поставляется в полуфабрикатах ,с
гарантируемым пределом прочности 70 и 75 кгс/мм2.
Сплав применяют исключительно в отожженном со-
стоянии.
В нагретом состоянии пластичность сплава высокая.
’Моисеев В, Н., Лужников Л. П., И о в и к о в а В. М.
и др. Авт. свид. № 141309 — «Бюл. изобр. и тов. знаков». 1961,
№ 16.
Операции, связанные с умеренными деформациями, мо>К-
ио осуществлять в холодном состоянии. Болес сложные
операции листовой штамповки производятся в нагретом
состоянии.
Сплав марки ОТ4 хорошо сваривается всеми видами
сварки, применяемыми для титана. Прочность и пластич-
ность сварного соединения, выполненного сваркой плав-
лением, близка к прочности и пластичности основного
металла. После сварки рекомендуется производить от-
жиг для снятия внутренних сварочных напряжений.
Сплав хорошо обрабатывается резанием.
Сплав предназначается для изделий, работающих
длительно при температурах до 400 и кратковременно до
750° С, изготавливаемых с применением сварки, штам-
повки н других методов обработки.
Сплав марки ОТ4 имеет высокую коррозионную стой-
кость в большинстве агрессивных сред, аналогичную
техническому титану.
Плотность сплава 4,55 г/см3.
Теплопроводность в зависимости от температуры име-
ет следующие значения:
Л, кал/(см-сХ
Хград) - - - 0-023 0,025 0,027 0,029 0,032 0,035 0,039
t, °C ... . 20 100 200 300 400 500 600
Теплоемкость сплава при- различных температурах
равна:
С, кал/(г-град) 0,120 0,135 0,151 0,160 0,181
t, °C ... t 100 200 300 400 500
Коэффициент линейного расширения в интервале раз-
личных температур составляет:
а- 10е, град-1 . 8,0 8,6 - 9,1
t, °C 20—100 100—200 200—300
а-10е, град-1 . 9,6 9,4 9,8
t, °C 300—400 400—500 500—600
Степень черноты полного нормального излучения при
нагреве на воздухе сплава марки ОТ4 с травленной по-
верхностью равна 0,24 и 0,37 при температурах 100 и
500° С соответственно.
Типичные механические свойства сплава марки ОТ4
приведены в табл. 25 и на рис. 63.
ТАБЛИЦА 25
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА МАРКИ 0Т4
Свойства Полуфабрикат । Температура» пС
20 250 300 350 400
Ударная вязкость, кгсХ Хм/ем2 Пруток дна- 6 - „_^х
Чувствительность к над- резу при статической на- грузке метром 20 мм Лист 1, 2 мм 1,30
Предел длительной проч- ности за 100 ч, кгс/мм2, пе менее То же 54 50 49 47
Предел ползучести за 100 ч, кгс/мм2, не менее » 47 45 33
Предел выносливости па базе 10? циклов, кгс/мм2, не менее . . . . . 42 40 38 34 26
Сопротивление повтор- но-статическим нагруз- кам при (7=0/7 цик- лов » 6500
Чувствительность к тре- щине при ударном изги- бе (ат.у), кгс-м/смг . . » 6 — — — —
J
то
шо
шо
5000
8000
7000
S000
Рис. 63. Изменение механических свойств
сплава марки 014 (лист 1,2 мм) при крат-
ковременном разрыве в зависимости от
температуры испытания
Твердость спла-
ва марки ОТ4 по
Брипелю (Я-В 10/
3000/301) может из-
меняться в преде-
лах 207—285 кге/
/мм2.
Кривые растя-
жения листов из
сплава марки ОТ4
толщиной 2 мм до
предела текучести
при температурах
20, 250, 300, 350 и
400°С приведены на
рис. 64. Предел
прочности листа
при комнатной тем-
пературе равнялся
81 кгс/мм2.
Изменение пре-
дела длительной прочности в зависимости от темпера-
туры и времени испытания приведено на рис. 65. Об-
разцы для испытаний были сделаны из листа толщиной
1,2 мм с пределом прочности при комнатной температу-
ре 79 кгс/мм^
О 0,2 0,5
Рис. 64. Кривые растяжения
до предела текучести спла-
ва марки ОТ4 при комнат-
ной и повышенных темпера-
тургх
Рис, 65, Изменение предела' длительной
прочности сплава марки ОТ4 (лист 1,2 мм)
при секундном нагружении в зависимости
от температуры и времени испытания:
1 — С: 2 — 6СИ? С; 3 — 700° С
Рис. 66. Изменение механических
свойств сплава марки АТЗ (лист 1,5 мм)
при кратковременном разрыве в зависи-
мости от температуры испытания
Сплав м а р к и АТЗ основал па системе Ti—Al
с содержанием небольших количеств хрома, железа, крем-
ния, бора. Это практически однофазный а-сплав [95 с.
204—207; 222—226 и 243—248; 113, 114]. Он имеет удо-
влетворительные характеристики длительной прочности
и ползучести при температурах до 400—450° С. В интер-
вале температур от комнатной до 450° С сплав сохраня-
ет хорошую термическую стабильность.
Из сплава марки АТЗ изготавливают прутки, поков-
ки, листы, фольгу путем горячей и холодной прокатки,
проволоку, горячекатаные и холоднокатаные трубы.
Как и другие титановые сплавы сплав марки АТЗ
имеет высокую коррозионную стойкость во влажной ат-
мосфере и морской воде. В большинстве' других коррози-
онных сред его стойкость также высока.
Сплав обладает хорошей пластичностью при горячей
деформации. Ковка и горячая прокатка производится
при повышенных температурах. Несложные детали из
листов штампуются в холодном состоянии, более слож-
ные — с нагревом.
Сплав марки АТЗ сваривается контактной, аргоно-
дуговой сваркой, а также электрошлаковой сваркой.
Снижение .механических свойств сварных соединений не
превышает 5—10% по сравнению с основным металлом.
Сплав марки АТЗ применяется исключительно в
отожженном состоянии.
Сплав марки АТЗ рекомендуется для изготовления
штампосварных конструкций, работающих длительно
при температурах до 400° С.
Плотность сплава 4,50 г/см3.
Коэффициент линейного расширения (а-10е) в интер-
вале температур 500—600° С равняется 8,2 град-1.
Удельное электросопротивление сплава 135Х
XЮе Ом-см.
Типичные механические свойства сплава марки АТЗ
при комнатной п повышенных температурах приведены в
табл. 26 и на рис. 66.
Сплав марки ВТ5 является единственным двой-
ным титановым сплавом, основанным на системе Ti —
Al. Это типичный однофазный сплав [104]. Он имеет
среднюю прочность при невысокой технологической пла-
стичности. Этим и объясняется, что из пего не изготав-
ливаются листовые полуфабрикаты. Он предназначен
исключительно для прутков, поковок, штамповок и дру-
гих подобных полуфабрикатов.
Ковка и объемная штамповка сплава марки ВТ5 про-
изводится при повышенных температурах. При этих тем-
пературах сплав удовлетворительно пластичен.
Сплав хорошо сваривается всеми видами сварки,
ТАБЛИЦА 26
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА МАРКИ АТЗ
Свойства Полуфабрикат Температура. °C
20 j 200 300 400 | 450 500
192 190
12 14
Твердость по Виккер-
су, кгс/мм3 . . . ,
Ударная вязкость,
кге-м/см2...........
Чувствительность к
надрезу при статиче-
ской нагрузке . . .
Предел длительной
прочности за 100 ч,
кгс/мм5..............
Предел ползучести за
100 ч, кгс/мм2 . . .
Предел выносливости
на базе 107 циклов,
кгс/мм2, не менее . .
Пруток диа-
метром 20 мм
То же
Лист I, 5 мм
То же
Пруток диа-
метром 'S0 мм
40
25
5
применяемыми для титана. Прочность и пластичность
сварного соединения, выполненного сваркой плавлением,
близки прочности и пластичности основного металла.
Сплав марки ВТ5 под маркой ВТ5Л нашел широкое
применение для изготовления фасонных отливок. Физи-
ко-механические свойства сплава марки ВТ5Л близки
аналогичным свойствам сплава марки ВТ5.
Сплавы марок ВТ5 и ВТ5Л предназначаются для из-
готовления конструкций, работающих длительно при
температурах до 400° С и кратковременно до 750° С.
Сплавы марок ВТ5 и ВТ5Л обладают высокой кор-
розионной стойкостью в большинстве агрессивных сред,
близкой к стойкости технического титана.
Плотность сплава марки ВТ5 4,40 г/см3.
Теплопроводность при различных температурах сле-
дующая:
X, кал/(см’СХ
Хград) . . . 0,021 0,023 0,025 0,027 0,029 0,034 0,037 0,040
А "С ... . 20 100 200 300 400 500 600 700
Теплоемкость сплава при различных температурах
равна:
С, кал/(г‘град)
t, °C ... .
0,131 0,140 0,151 0,160 0,170 0,181
100 200 300 400 500 600
Коэффициент линейного расширения
различных температур следующий:
в интервале
а- 10е, град-1
t, °C . , ,
а- Ю*5, град-1
i, °C , . .
8,3
20—100
10,4
300—400
8,9
100—200
10,6
400—500
9 5
200—300
10,8
500—600
Удельное электросопротивление сплава марки ВТ5
при 20° С равно 108-10-6 Ом-см.
Твердость сплава по Бринелю (НВ 10/3000/30') ко-
леблется в пределах 229—321 кгс/мм2.'
Типичные механические свойства сплава марки ВТ5
приведены в табл. 27 н па рис. 67.
ТАБЛИЦА 37
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПРУТКА ДИАМЕТРОМ 20 мм
ИЗ СПЛАВА МАРКИ ВТ5
Свойства Температура, °C
20 3(Ю юо
Ударная вязкость, кгс-м/см2 . Чувствительность к надрезу при статической нагрузке . . 4,5 , .
1.3 — — —.
Предел длительной прочности за 100 ч, кгс/мм3, ле менее . . . 48 45 20
Предел ползучести за 100 ч, кгс/мм3, не менее — — 40 12
Сплав марки ВТ5-1 основан на системе
Ti — Al — Sn. Это типичный однофазный сплав со
структурой а[104, 118]. Он имеет пониженную техноло-
гическую пластичность, но отличается хорошей жаро-
прочностью.
Из сплава изготавливают листы, плиты, поковки,
штамповки, прутки, профили и другие полуфабрикаты.
Сплав удовлетворительно деформируется в горячем
состоянии. Листовую штамповку сплава марки ВТ5-1
следует осуществлять в нйгретом состоянии.
Сплав хорошо сваривается всеми видами сварки, при-
меняемыми для титана: ручной и автоматической арго-
но-дуговой сваркой, сваркой под флюсом и Контактной
сваркой. Прочность и пластичность сварного соединения
сплава, выполненного аргоно-дуговой сваркой близки
прочности и пластичности основного металла.
Сплав марки ВТ5-1 термической обработкой не уп-
рочняется.
Сплав имеет высокую коррозионную стойкость в
большинстве агрессивных сред, как и технический ти-
тан.
Сплав предназначается для изготовления штампо-
сварных конструкций, работающих длительно при тем-
пературах до 450 и кратковременно до 800—850° С.
Ряс. 67. Изменение механических
свойств- сплава марки ВТ5 (пруток
диаметром 20 мы) при кратковрС’
мерном разрыве в зависимости от
температуры испытания
lQ- ШО
1Q- Ж
о\т
-w о да да да
Температура, °C
Рис. 68. Изменение механических
свойств сплава марки ВТБ-1 .{лист
1,8 мм) при кратковременном раз-
рыве в зависимости от температу-
ры испытания
Плотность сплава марки ВТ5-1 4,42 г/см3.
Теплопроводность при различных температурах
равна:
Z, кал/(см-сХ
Хград) . . . 0,021 0,023 0,026 0,029 0,032
t, °C- . . . 20 100 200 300 400
}., кал/(см-сХ
Хград) . . . 0,035 0,038 0;041 0,044
I, °C .... . 500 600 700 800
Теплоемкость в зависимости от температуры изменя-
ется следующим образом:
С, кал/(гтрад) 0,120 0,131 0,135 0,140 0,151 0,160 0,170 0,190
1, °C . . . . 100 200 300 400 500 600 700 800
Коэффициент линейного расширения сплава в ин-
тервале различных температур составляет:
н- 10е, град-1 . s 8,5 9,3
t, °C .... . 20—100 100—200
а-10е, град-1 f 10,3 :f“'' 10,5
t, °C . . . . .[400—500 500—600
9,7
200—300
11,0
600—700
10,0
300—400
Степень черноты полного нормального излучения
сплава марки ВТ5-1 при нагреве в вакууме при 200 и
600° С равна соответственно ОД 10 и 0,285.
Удельное электросопротивление сплава при 20° С
равна 138-I0-s Ом-см.
Типичные механические свойства сплава марки ВТ5-1
при комнатной и повышенных температурах приведены
на рис. 68 и в табл. 28.
ТАБЛИЦА 28
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА МАРКИ ВТЗ-1
Свойства Полуфабрикат
Ударная вязкость, кгсХ Хм/см2 . . Пруток ди а-
Чувствительность к над^ резу при статической на- грузке метром 20 мм То же
Предел длительной проч- ности за 1000 ч кгс/мм3, нс менее Лист 1,8 мм
Предел ползучести за 1000 ч, кгс/мм2, пе ме- нее То же
Предел выносливости на базе 107 циклов, кгс/мм2, пе менее »
Чувствительность к тре- щине при ударном изги- бе (йт.у), КГС-М/СМ2 . .
Температура, еС
25(1 30()| 35()| 400
5®
Твердость сплава по Бринслю (НВ 10/3000/30') ко-
леблется в пределах 241—321 кгс/мм2.
Кривые растяжения до предела текучести листов из
сплава марки ВТ5-1 толщиной 3 мм приведены на
рис. 69. Предел прочности листов при комнатной темпе-
ратуре равнялся 87 кгс/мм2.
Изменение предела длительной прочности в зависи-
мости от температуры и времени испытания приведено
на рис. 70.
На рис. 71 приведены кривые ползучести по общей
деформации листов толщиной 3 мм из сплава марки
ВТ5-1 при температурах 250, 300, 350° С при различном
напряжении. Листы при комнатной температуре имели
166
Рис. 69- Кривые растяжения до
продела текучести сплава мар’
ки ВТ5-1 (лист 3 мм) при ком-
натной- и повышенных темпера-
турах
Рис- 70. Изменение предела дли-
тельной прочности сплава марки
ВТ5-1 (лист 1,8 мм) при секундном
нагружении в зависимости от тем-
пературы и времени испытания
/ — 500’С; 2 —600° С; 3 — 700° С;
4 — 800D С
предел прочности 87 кгс/мм2. На рис. 72 приведено изме-
нение предела ползучести при остаточной деформации
0,1% прутков из сплава марки ВТ5-1 в зависимости от
температуры испытания. При комнатной температуре
пруток имел предел прочности 85 кгс/мм2.
Как следует из приведенных данных, сплав марки
ВТ5-1 имеет сравнительно высокую крипоустойчивость
вплоть до 450° С, и это является одним из основных поло-
жительных качеств этого сплава.
Ряс. 72. Предел пол-
зучести р сплава
марки ВТ5-1 (пруток
диаметром 20 мм) 3d
150 ч при различных
температурах
Сплав марки 4201 —высоколегированный молиб-
деном (33% Мо) сплав со стабильной ^-структурой.
Сплав отличается высокой коррозионной стойкостью. Он
может заменять тантал, сплавы на никелевой основе ти-
па хастеллой, а также благородные металлы: платину,
золото. Рекомендуется как коррозионно стойкий матери-
ал для аппаратуры, подвергающейся при повышенных
температурах воздействию агрессивных сред, содержа-
щих серную, соляную, муравьиную кислоты.
Сплав может изготавливаться в виде плит, листов,
лент, фольги, а также поковок, штамповок, профилей,
труб и других полуфабрикатов.
Сплав обладает хорошей технологической пластично-
стью. Ковка, штамповка и прессование сплава произво-
дятся в нагретом состоянии. Прокатка тонких листов,
ленты и фольги — в холодном. Листовая штамповка не-
сложных деталей может быть осуществлена в холодном
состоянии, более сложных — в нагретом.
Сплав хорошо сваривается-всеми видами сварки, при-
меняемыми для титана: сваркой плавлением и контакт-
ной сваркой.
Сплав заметно окисляется при нагреве на воздухе
выше 500° С._
Плотность сплава — 5,69 г/см3.
Коэффициент линейного расширения в интервале
различных температур следующий:
a-10s, град-1 11,2 13,3 14,3 15,0 15,2
t, °C . 20—100 20—200 20—300 20—400 20—500
а- 10е. град-1 . 15,3 15,7 16,2 16,7 17,3
(, °C . 20—600 20—700 20—800 20—900 20—1000
Удельное электросопротивление при 20° С—100,5Х
ХЮ6Ом-см.
Типичные механические свойства сплава марки 4201
при комнатной и повышенных температурах приведены
на рис. 73 и в табл. 29.
ТАБЛИЦА 29
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА МАРКИ 42В1 (ЛИСТ)
Свойства Температуря испытания, °C
2® «0 6® 800
Предел длительной прочности, кгс/мм2: за 100 ч 63,5 57,0 13,0 2,5
за 1000 ч 63,0 ‘—- — •—
Предел ползучести, кгс/мм2: за 100 ч 55,0 4,5
за 1000 ч 52,0 — —, —
Предел выносливости на базе 2-107 циклов, кгс/мм2 .... 29,0 — 29,0 —
Сплав марки 4201 опытный и применяется ограни-
ченно.
Сплав марки ВТ6С основан па системе Ti— Al — V
[104]. По сравнению со сплавом марки ВТ6 содержит
меньше алюминия и ванадия (см. табл. 19) и вследствие
этого обладает более высокой технологичесдрй пластич-
ностью. В отожженном состоянии структура сплава со-
держит около 7% р-фазы. Сплав имеет хорошую терми-
ческую стабильность после длительных выдержек при
температурах до 450° С.
Из сплава изготавливают листы, поковки, штамповки,
прутки, профили и другие полуфабрикаты.
Сплав применяется в основном в отожженном состоя-
нии, но он может быть также упрочнен в небольших се-
чениях закалкой п старением.
Сплав удовлетворительно сваривается сваркой плав-
лением (аргоно-дуговой, под флюсом и элсктрошлако-
вой) и контактной (роликовой, точечной) сваркой. Пре-
дел прочности сварного соединения, выполненного свар-
кой плавлением, составляет не менее 90% предела проч-
ности основного материала. После сварки плавлением
Рис.. 73. Изменение механических
свойств сплава марки 4201 {лист 2 мм)
при кратковременном разрыве в зави-
симости от температуры испытания
Рис. 74. Изменение механических
enoftets сплава марки ВТСС (лист
3 мм) при кратковременном разры-
ве в зависимости от температуры
испытания
рекомендуется отжиг для снятия внутренних иапряже-
пнй и стабилизации структуры.
Сплав имеет удовлетворительную пластичность при
деформации с нагревом. Ковку, штамповку и прокатку
сплава следует проводить при повышенных температу-
рах. Сплав имеет удовлетворительную пластичность при
листовой штамповке. Основные операции листовой
штамповки следует осуществлять с нагревом.
Сплав марки ВТ6С рекомендуется для изготовления
штампосварных конструкций, работающих длительно
при температурах до 350 и кратковременно до 700—
750° С. Сплав нашел широкое применение в изготовле-
нии емкостей высокого давления.
Плотность сплава — 4,45 г/см3.
Теплопроводность в зависимости от температуры из-
меняется следующим образом:
К, к<1л/(ем-сХ Хград) . . . t, 'С . . . . 0,020 20 0,022 100 0,025 200 0,028 0,031 300 400
Z, кал/(см -сХ Хград) . . . 0 °C . . . 0,035 500 0,038 600 0,041 700 0,045 0,048 800 900
Теплоемкость сплава при различных температурах
равна:
С, кал/(г-град) t, °C . . . . 0,131 100 0,140 200 0,151 0,160 0,170 300 400 500
С, кал/(г*град) f, °C . . . . 0,181 000 0,190 700 0,211 800 0,221 900
Коэффициент линейного расширения в интервале раз-
личных температур следующий:
а-106, град-1 . 1, °C . ... 8,4 20—100 9,0 9,6 100—200 200—300 10,2 300—400
а ЛО6, град-’ . 10,8 11,4 11,3
t, °C ... . 400—500 500—600 600—700
Степень черноты полного нормального излучения
сплава с травленой поверхностью при нагреве на возду-
хе равна 0,200 и 0,245 при температурах 100 и 550° С со-
ответственно.
Удельное электросопротивление сплава при 20° С рав-
но 142-10“6 Ом см.
Типичные механические свойства сплава марки ВТ6С
при комнатной и повышенных температурах приведены
на рис. 74 и в табл. 30.
Твердость сплава по Брнпелю (НВ 10/3000/30') ко-
леблется в пределах 241—321 кгс/мм2.
Изменение предела длительной прочности в зависи-
мости от температуры и времени испытания приведено па
рис. 75. Испытания проводили па листах толщиной 3 мм,
имеющих предел прочности при комнатной температуре
95 кгс/мм2. На рис. 76 приведены результаты испытания
гладких и надрезанных образцов сплава марки ВТ6С
(пруток диаметром 25 мм, <тв= 100 кгс/мм2) па уста-
лость при температурах 20 и 350°С. Выносливость при
таблица зо
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА МАРКИ ВТбС
Свойства Полуфабрикат Температура, °C
20 200 350
Ударная вязкость, кгс-м/см2 . Пруток диа- 6 —
Чувствительность к надрезу при статической нагрузке . . метром 20 мм Лист 3 мм 1,3
Предел длительной прочности за 100 ч, кгс/мм2, не менее . . То же 58 50
Предел ползучести за 100 ч, кгс/мм2, не менее Чувствительность к трещине при ударном изгибе (ат.у), кгс-м/см2 » 32
4,0 — —
Рис. 75, Изменение предела дли*
тельной прочности сплава марки
ВТ6-С (лист 3 мм) при секундном
нагружении в зависимости ст тем-
пературы и времени испытания
= Г <Т)1:
I — 5D0° С; 2 — 600’ С; S — 700’ С;
4 — 600" С
20° С определяли методом изгиба с вращением; при
350° С методом чистого изгиба.
Сплав марки ВТ4 является среднелегирован-
ным сплавом, основанным на системе Ti—Al—Мп. Он
содержит еще больше алюминия (5,5—4,5%) и отлича-
ется более высокой прочностью и жаропрочностью при
несколько меньшей пластичности, чем сплав марки ОТ4
[108, 109], Как и у сплава марки ОТ4, его структура в
отожженном состоянии содержит 2—4% р-фазы.
Из сплава изготавливают листы, плиты, прутки, про-
фили, поковки, штамповки и некоторые другие полуфаб-
рикаты. Сплав применяется исключительно в отожжен-
ном состоянии.
Ковка, объемная штамповка, прокатка сплава произ-
водится при повышенных температурах. Сплав имеет
удовлетворительную пластичность при листовой штам-
повке. Простые операции листовой штамповки, связан-
ные с небольшими деформациями, можно осуществлять
в холодном состоянии. Большинство операций штампов-
ки следует производить в горячем состоянии.
Сплав хорошо сваривается, всеми видами сварки,
Ряс, 76, Кривые выносливости сплава марки ВТ6С на
гладких и надрезанных образцах:
/ — образцы гладкие при 20° С; 2—образцы с надрезом
при 20*0; 3 — образцы гладкие при 350° С; 4— образцы
с надрезом при 350е G
др.). Прочность и пластичность сварного соединения, вы-
полненного сваркой плавлением, составляет не менее
0,9 прочности и пластичности основного металла. После
сварки плавлением необходимо проводить отжиг для
снятия внутренних напряжений.
Сплав "марки ВТ4 предназначен для штампосварных
изделий и конструкций, работающих длительно при тем-
пературах до 400—450 и кратковременно до 750—800° С.
Сплав имеет высокую коррозионную стойкость в
большинстве агрессивных сред, аналогичную техничес-
кому титану.
Плотность сплава 4,52 г/см3.
Пр : m
' теплопроводность при
дующая:
различных температурах сле-
X, кал/(см-сХ
Хград) . . . 0,050 0,022 0,025 0,028 0,031
t, °Q ... . 20 100 200 300 400
Теплоемкость сплава при различных температурах
равна:
С, кал/(г-град) 0,120 0,135 0,146 0,160
1, °C , . . . 100 200 300 400
Коэффициент линейного расширения в интервале
различных температур составляет:
а-10®, град-1 . 8,4 9,0 9,05 9,05
i, °C . , . . 20—100 100—200 200—300 300—400
Удельное электросопротивление сплава марки ВТ4
при 20° С равно 140-10~6 Ом-см.
Типичные механические свойства сплава марки ВТ4
при комнатной и повышенных температурах приведены
в табл, 31 и на рис. 77.
ТАБЛИЦА 31
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА МАРКИ ВТ4
Свойства Полуфабрикат Температура, “С
20 300 350 400
Ударная вязкость, кгсХ Хм/см2 Пруток ди а- 5 .
Чувствительность к над- резу при статических ис- пытаниях метром 20 мм Лист 1,5 мм 1,25
Предел длительной проч- ности за 100 ч, кгс/мм2, не менее То же 58 55 49
Предел ползучести за 100 ч, кгс/мм2, не менее $ _— 46 37 26
Предел выносливости на базе К)7 циклов, кгс/мм2, не менее » 40 38 32 25
Чувствительность к тре- щине при ударном изги- бе кгс-м/см2 , . 4,5 — —
Твердость сплава марки ВТ4 по Бринелю (НВ
10/3000/30') колеблется в пределах 241—321 кгс/мм2.
Изменение предела длительной прочности в зависи-
мости от температуры и времени испытания приведено
на рис. 78. Испытания проводили на листах толщиной
Рис. 78, Изменение предела
длительной прочности спла-
ва марки ВТ4 при секунд-
ном нагружении в а а васи мо-
сти от температуры н вре-
мени испытания =
J 500’С; 2 — 600’ С; 3 —
700s С
Рис. 77. Изменение механи-
ческих свойств сплава мар-
ки ВТ4 (лист 1,5 мм) при
кратковременном разрыве в
зависимости от температуры
испытания
1,5 мм, имеющих предел прочности при комнатной тем-
пературе 90 кгс/мм2.
Сплав марки АТ4, как и сплав марки АТЗ, основан
на системе Ti—Al с небольшими добавками хрома, же-
леза, кремния и бора [95, с. 208—211, 222—226; 111;
115, с. 160—169]. Сплав обладает хорошими характери-
стиками длительной прочности и ползучести при темпе-
ратурах до 500° С. В этом температурном интервале он
имеет также хорошую термическую стабильность. Из
сплава изготавливают плиты листы, прутки, поковки,
штамповки и другие полуфабрикаты.
Сплав обладает высокой коррозионной стойкостью,
как и другие титановые сплавы.
Ковку, штамповку и прокатку сплава производят в
горячем состоянии, листовую штамповку несложных де-
талей в холодном состоянии, а более сложных — в на-
гретом.
Сплав хорошо сваривается аргоно-дуговой и электро-
шлаковой сваркой. Прочность сварного соединения со-
ставляет 90—95% прочности основного металла.
Рис, 79. Изменение механи-
ческих свойств сплава мар-
ки АТ4 (лист 2 мм) при
кратковременном разрыве в
зависимости от температуры
испытания
Сплав применяется в отожженном состоянии.
Плотность сплава марки ЛТ4 4,53 г/см3. Коэффици-
ент линейного расширения (а-10®) в интервале 500—
600° С равен 8,2 град-1.
Удельное электросопротивление сплава при 20° С рав-
но 137-10~® Ом см.
Типичные механические свойства сплава марки АТ4
при комнатной п повышенных температурах приведены
на рис. 79 и в табл. 32.
Сплав марки СТ5 оспован па системе Ti—AI—
Sn-—Zr—V. Структура сплава содержит весьма неболь-
шое количество p-стабилизирующих элементов, поэтому
это фактически однофазный сплав с a-структурой. Он
имеет хорошую жаропрочность и пониженную пластич-
ность. По своим механическим и технологическим свой-
ствам он близок сплавам марок ОТ4-2 и ВТ20
Сплав предназначен, главным образом, для изготов-
ления листов и плит. Из него могут быть изготовлены
также поковки, штамповки, прутки, профили и другие
полуфабрикаты.
Свойства Полуфабрикат Температура, ’С
2» | 300 400 500
305 275
Твердость по Виккерсу,
кгс/мм2 . . ..........
Ударная вязкость, кгсХ
Хм/см2.................
Чувствительность к над-
резу при статических ис-
пытаниях ..............
Предел выносливости на
базе 107 циклов, кгс/мм2,
не менее , ............
Предел длительной проч-
ности за 100 ч, кгс/мм2 .
Предел ползучести за
100 .ч, кгс/мм2 . . . .
Пруток диа-
метром 14 мм
То же
Лист 2 мм
Пруток диа-
метром 14 мм
Лист 2 мм
То же
330
4
1,3
50
60 30
42 10
Пластическую деформацию (ковку, штамповку, про-
катку) следует осуществлять в горячем состоянии. Сплав
отличается пониженной технологической пластичностью
при листовой штамповке. Листовую штамповку сплава
в холодном состоянии проводить не рекомендуется; она
должна осуществляться с нагревом.
Сплав хорошо сваривается всеми видами сварки,
применяемыми для титана: аргоно-дуговой сваркой плав-
лением, сваркой под флюсом, а также контактными ме-
тодами сварки — роликовой и точечной. Прочность свар-
ного соединения, выполненного сваркой плавлением, со-
ставляет не менее 0,9 от прочности основного металла.
После сварки плавлением рекомендуется отжиг для сня-
тия внутренних напряжений.
Коррозионная стойкость сплава, как и других титано-
вых сплавов, высокая.
Он удовлетворительно обрабатывается резанием, как
и другие титановые сплавы с аналогичным пределом
прочности.
Сплав марки СТ5 рекомендуется для изготовления
штампосв ар пых конструкций, работающих длительно
при температурах до 500 и кратковременно до 800° С.
Плотность сплава —4,47 г/см3.
Удельное электросопротивление при 20° С равно
158• 10~е Ом-см.
Типичные механические свойства сплава марки СТ5
при комнатной и повышенных температурах приведены
па рис. 80,
Твердость сплава по Бринелю (НВ 10/3000/30') ко-
леблется в пределах 255—341 кгс/мм2.
Типичная ударная вязкость сплава (ан) ~ 4,5 кгсХ
X м/см2.
Чувствительность к надрезу при статических нагруз-
ках Од/ов равна 1,4.
Сплав марки ВТ20 основан па системе Ti—Al—
Температура, "S
билизирующих элементов
(Мо и V) в нем весь-
ма невелико. Это пра-
ктически однофазный
сплав с а-структурой.
В сравнении с други-
ми свариваемыми ли-
стовыми сплавами он
обладает при темпера-
турах 500° С луч-
шей жаропрочностью.
Сплав имеет удовлет-
ворительную термиче-
скую стабильность по-
сле длительных выдер-
жек при 500—550° С.
Сплав предназна-
чается главным обра-
зом для изготовления
могут быть изготовлены
профили и другие полу-
Ряс, 80, Изменение механических
свойств сплава марки СТ5 (лист 2 мм)
при кратковременном разрыве в зави-
симости ст температуры испытания
листов, плит, однако из него
поковки, штамповки, прутки,
фабрикаты.
Сплав отличается пониженной технологической плас-
тичностью. Например, листовую штамповку сплава сле-
дует производить с нагревом до 800—900° С, в холодном
состоянии сплав листовой штамповке практически не
поддается. При горячей ковке, штамповке, прессовании
сплав обладает удовлетворительной пластичностью.
Сплав хорошо сваривается аргоно-дуговой, контакт-
ной сваркой и под слоем флюса. Прочность сварного
шва составляет 0,9—0,95 от прочности основного метал-
ла как при комнатной, так и при повышенных темлера-
турах. Для снятия сварочных напряжений сварные конст-
рукции следует подвергать отжигу.
Коррозионная стойкость сплава в атмосферных ус-
ловиях и некоторых других агрессивных средах высокая.
Сплав рекомендуется для изготовления штампосвар-
ных конструкций, работающих длительно при темпера-
турах до 500 и кратковременно до 800° С.
Плотность — 4,45 г/см3.
Теплопроводность сплава при различных температу-
рах равна:
X, кал/(см-сХ Хград) . .< . t, °C ... . 0,021 0,024 0,026 100 200 300 0,029 400 0,033 500
X, кал/(см-сХ Хград) . . . t, °C ... . 0,036 0,040 600 700 0,043 800 0,047 900
Теплоемкость сплава в зависимости имеет следующие значения: от температуры
С, кал/(г-град) 0,131 0,140 0,151 0,160 0,170
t, °C ... . 100 200 300 400 500
С, кал/(г-град) 0,181 0,201 0,211 0,221
t, °C . . . . 600 700 800 900
Коэффициент ли-
нейного расширения
(а-10е) в интервале
температур 20—100° С
равен 8,8 град-1.
Степень черноты
полного нормального
излучения сплава мар-
ки ВТ20 с травленой
поверхностью при на-
греве на воздухе при
температурах 100 и
500° С равна 0,21 и
0,25 соответственно.
Удельное электросо-
противление при 20° С
равно 163-Ю-6 ОмХ
Хем.
Типичные механи-
ческие свойства сила-
Рис. 81. Изменение механических
свойств сплавов марки ВТ20 (лист 2 мм)
при кратковременном разрыве в зависи-
мости от температуры испытания
Свойства Полуфабрикат Температура, °C
20 зьо 500 550
Ударная вязкость, кгсХ Х“/смг Пруток дна- 4,5 .
Чувствительность к яад° резу при статических на- грузках метром 20 мм Лист 2 мм 1,2
Предел выносливости на базе 107 циклов, кгс/мм2 не менее То же 42 38 36
Предел длительной проч- ности за 100 ч, кгс/мм2, не менее й> 75 49 20
Предел ползучести за 100 ч, кгс/мм2, не менее Чувствительность к тре- щине при ударном изги- бе (Щг.у), кге-м/см2 . . 55 17
3,5 — — — .
ва марки ВТ20 при комнатной и повышенной темпера-
турах приведены на рис. 81 и в табл. 33.
Твердость сплава по Бринелю (НВ 10/3000/300') ко-
леблется в пределах 255—341 кгс/мм2.
Рнс. 82. Изменение предела 'дли-
тельной прочности сплава мар-
ки ВТ20 при секундном нагру-
жении в зависимости от темпе-
ратуры и времени испытания
1®£ = f (т)]:
/ — 700° С: 2 — 800° С; 3 — 500’ С
Изменение предела длительной прочности в зависи-
мости от температуры и времени испытания приведено
на рис. 82. Испытания проводили на листах толщиной
2 мм, имеющих предел прочности при комнатной темпе-
ратуре 102 кгс/мм2.
Сплав марки ОТ4-2 — наиболее прочный и жаро-
прочный из титановых сплавов, основанных на системе
Т1—Al—Мп. Содержание алюминия в сплаве приближа-
ётся к пределу его растворимости в а-титане. Содержа-
нис марганца в сплаве невелико (около 1,5%) и количе-
ство ₽-фазы у отожженного сплава находится в преде-
лах 2—4%.
Пластичность этого сплава еще ниже, чем у сплава
марки ВТ4 [108, 109]. Листовая штамповка сплава про-
изводится исключительно в нагретом состоянии. Лишь
только операции, связанные с незначительной деформа-
цией, могут производиться в холодном состоянии. Ковка,
штамповка, прокатка сплава марки ОТ4-2 производятся
при повышенных температурах.
Из, сплава изготавливают листы, плиты, прутки, про-
фили, поковки, штамповки и другие полуфабрикаты.
Сплав хорошо сваривается всеми видами сварки,
применяемыми для титана. Сварные соединения, выпол-
ненные сваркой плавлением, необходимо отжигать для
снятия внутренних напряжений.
Прочность и пластичность сварных соединений со-
ставляет не менее 0,9 от прочности и пластичности основ-
ного металла.
Сплав предназначается для изделий, работающих
длительно при температурах до 450—500 и кратковре-
менно до 750—800° С.
Плотность сплава 4,46 г/см3.
Теплопроводность в зависимости от температуры име-
ет следующие значения:
k, кал/(см-сХ
Хград) . , . t, °C ... . 0,017 20 0,020 100 0,023 200 0,028 300 0,032 400
кал/(см-сХ Хград) . . . t, °C ; . . . 0,036 500 0,040 600 0,043 700 0,046 800 0,049 900
Теплоемкость равна: сплава при различных температур
С, кал/(г-град) t, °C . . . . 0,100 100 0,115 200 0,131 300 0,151 400 0,170 500
С, кал/(г-град) f, “С . . . . 0,181 600 0,200 700 0,210 800 0,230 900
Коэффициент линейного расширения в интервале
различных температур следующий:
U град-1 . 7,7 - 8,& 8,8
i, °C .... 20—100 100—200 200—300
9,3 9,6 9,2
300—400 400—500 5C0—600
Степень черноты полного нормального излучения
сплава с травленой поверхностью при нагреве на воз-
духе при 200 и 700° С равна 0,31 и 0,51 соответственно.
Удельное электросопротивление при 20° С равно
161 10~6 Ом -см.
-хю о да да №о
Тенперотура, V
Типичные механические свойства сплава при ком-
натной и повышенных температурах приведены на
рис. 83 и в табл. 34.
Твердость сплава по Бринелю (НВ 10/3000/30')
при 20° С изменяется в пределах 255—341 кгс/мм2.
Изменение предела длительной прочности в зависи-
мости от температуры и времени испытания приведено
па рис. 84. Испытания проводили на листах толщиной
2 мм с пределом прочности 107 кгс/мм2.
Как следует из вышеизложенного, среднепрочные ти-
тановые сплавы составляют большую группу сплавов, d
пределах которой физико-механические и технологичсс-
Температура, 'С
Свойства Полуфабрикат 20 350 | 400 450 500
Ударная вязкость, кгеХ
Хм/см2 .......
Чувствительность к над-
резу при статических на-
грузках ...............
Предел длительной проч-
ности за 100 ч, кгс/мм3,
не менее ..............
Предел ползучести за
100 ч, кгс/мм2, не менее
Предел выносливости на
базе 107 циклов, кгс/мм2,
не менее...............
Чувствительность к тре-
щине при ударном изги-
бе (Ят.у), кгс-м/см2 . .
Пруток диа-
метром 20 мм
Лист 2 мм
То же
»
»
1,2
40
3,5
30
11
28
Рис. 84. Изменение предела дли-
тельной прочности сплава марки
OT4-2 (лист 2 мм) при секундном
нагружении в зависимости от тем-
пературы испытания (О7 —
1 — BQOD С; 2 — 700’ С; S — 800ДС
кие свойства изменяются весьма существенно. Если
сплавы с пределом прочности 75—80 кгс/мм2 (ОТ4,
АТЗ) являются весьма универсальным конструкционным
материалом, то титановые сплавы с crD=95—105 кгс/мм2
(ВТ20, ТС5, ОТ4-2) имеют пониженную технологичес-
кую пластичность и могут использоваться лишь для оп-
ределенных целей и конструкций.
Общее для всех сплавов этой группы то, что струк-
тура их представляет собой в основном a-структуру с не-
большим количеством p-фазы. Исключение составляет
лишь сплав специального назначения 4201 со стабильной
p-структурой. Благодаря этому сплавы этой группы
хорошо свариваются, термически стабильны и невос-
приимчивы к упрочняющей термической обра-
ботке.
Сплавы средней прочности весьма широко использу-
ются в различных отраслях техники. Из них можно из-
готовить как нагруженные силовые детали, так и сва-
ренные из листовых полуфабрикатов различного рода
конструкции. Сплавы этой группы могут применяться в
изделиях, работающих длительно при температурах до
400—500° С.
3. ВЫСОКОПРОЧНЫЕ ТИТАНОВЫЕ СПЛАВЫ
Эта группа сплавов включает в себя в основном тер-
мически упрочняемые титановые сплавы, высокая проч-
ность которых достигается закалкой и старением. Ис-
ключение составляет лишь сплав марки ВТ22, который
в отожженном состоянии имеет предел прочности не ме-
нее 110 кгс/мм2. Таким образом, к высокопрочным спла-
вам можно отнести сплавы марок ВТ6, ВТ14, ВТЗ-1,
ВТ16, ВТ23, ВТ15 и ТС6 в термически упрочненном со-
стоянии, а также сплав марки ВТ22 в термически упроч-
ненном и отожженном состояниях.
Поскольку сплавы марок ВТ6, ВТ14, ВТЗ-1 и ВТ22
применяются как в термически упрочненном так и отож-
женном состоянии, рассмотрим их свойства в том и дру-
гом состоянии.
Сплавы марок ВТ16, ВТ23, ВТ15 и ТС6 — предназна-
чены для применения в термически упрочненном состо-
янии. Применение их в отожженном состоянии не ра-
ционально, поскольку после отжига они имеют невысо-
кую прочность и в то же время довольно дороги, так как
содержат в значительных количествах такие легирую-
щие элементы, как молибден, ванадий и хром.
Сплав марки ВТ6 — аналог широко применяе-
мого зарубежного титанового сплава Ti—6А!—4V [104].
Сплав марки ВТ6 в отечественной практике предназна-
чается главным образом для изготовления поковок,
штамповок, прутков, профилей и некоторых других по-
луфабрикатов и только в последнее время из него стали
производить листовые полуфабрикаты.
Сплав может применяться как в отожженном, так и
в закаленном и состаренном состояниях. Упрочняющей
термической обработкой его предел прочности может
быть увеличен на 20—30%. В связи с невысокой прока-
ливаемостью сплава детали, предназначенные для уп-
рочняющей термической обработки, должны быть сече-
нием не более 30—40 мм.
Сплав хорошо деформируется в горячем состоянии;
куется, штампуется, прокатывается и т. и. Листовую
штамповку также следует проводить в нагретом состо-
янии.
Сплав удовлетворительно сваривается всеми видами
сварки, применяемыми для титана. После сварки обяза-
тельна термическая обработка для восстановления пла-
стичности сварного соединения. Предел прочности свар-
ного соединения, выполненного сваркой плавлением,
составляет не менее 0,9 от предела прочности основного
металла. Пластичность сварного соединения близка пла-
стичности основного металла.
Сплав удовлетворительно обрабатывается резанием.
Обработку резанием можно проводить на сплаве как в
отожженном, так и термически упрочненном состоянии.
Сплав обладает высокой коррозионной стойкостью в
отожженном и термически упрочненном состояниях во
влажной атмосфере, морской воде и атмосфере, а так-
же в некоторых других агрессивных средах, как и техни-
ческий титан.
Сплав рекомендуется для изготовления сварных кон-
струкций, работающих длительно при температурах до
400 и кратковременно до 750° С.
Физические свойства сплава марки ВТ6 в отожженном
и термически упрочненном состоянии одинаковы.
Плотность сплава 4,43 г/см3.
Теплопроводность сплава при различных температу-
рах составляет:
кал/(см-сХ
Хград) . . . 0,020 0,022 0,026 0,027 0,029 0,033 0,037 0,040
I, °C .... 20 100 200 300 400 500 600 700
Теплоемкость при различных температурах следую-
щая:
С, кал/(г-град) 0,131 0,140 0,160 0,170 0,190 0,211
t, °C .... 100 200 300 400 500 600
Коэффициент линейного расширения сплава в интер-
вале различных температур составляет:
я-10® град-1 . 8,4 9,3 9,8 10,1
t, °C .... 20—100 100—200 200—300 300—400
ТАКЛИЦА 35
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПРУТКА ДИАМЕТРОМ 25 мм
ИЗ СПЛАВА МАРКИ ВТВ
Свойства Отожженный Заиленный и соста- ренный
Темп ер ат ура, аС
.20 3,50 400 451) 20 350 От) } 500
Ударная вязкость, кгс-м/см2 4 „ * 3
Чувствительность к пад- ;резу при статических ис- пытаниях 1,35 . , 1,25 . . .
Предел длительной проч- ности за 100 ч, кгс/мм3, не менее 62 60 42 83 75 55
Предел ползучести за 100 ч, кгс/мм2, пе менее . Предел усталости па ба- зе 10т циклов, кгс/мм3, ле менее . —- 54 36 14 —- 63 36
53 43 42 39 55 45 44
Чувствительность к тре- щине при ударном изгибе 3,5 - — 2,5 — —
Температура,
Рис. 85* Изменение механических свойств в отожженном (а) и терми-
чески упрочненном. (5) состоянии сплава марки НТВ (пруток диамет-
ром 20 чм) при кратковременном разрыве в зависимости от темпера-
туры испытания
Степень черноты полного нормального излучения при
нагреве на воздухе металла с полированной поверхностью
при температурах 200 и 500° С составляет соответственно
0,10 и 0,24.
Удельное электросопротивление при 20°С равно
160-10-6 Ом см.
Типичные механические свойства сплава в отожжен-
ном и термически упрочненном состоянии при комнат-
ной и повышенных
температурах приве-
дены на рис. 85 и в
табл. 35.
Твердость по Бри-
нсли (НВ 10/3000/
/30') сплава в отож-
женном и термине-
Рис. . 86. Кривые растяжения до предела
текучести отожженного сплава марки ВТ6
(пруток диаметром 20 мм) ири комнатной
if повышенных температурах
Рис, S7. Предел длительной
прочности (Само) отожженно-
го сплава марки ВТ6 в за-
висимости 01 температуры
испытания
ски упрочненном состоянии колеблется в пределах 255—
341 и 293—361 кгс/мм2 соответственно.
На рис. 86 приведены кривые растяжения до преде-
ла текучести отожженных прутков из сплава при раз-
ных температурах.
Предел прочности прутков при кратковременном раз-
рыве при комнатной температуре равнялся 100 кгс/мм2.
На рис. 87 показано изменение предела длительной
прочности за 1000 ч отожженных прутков диаметром
20 мм, имеющих при комнатной температуре ов=
= 100 кгс/мм2, в зависимости от температуры испытания.
Сплав марки ВТ14— первый термически упроч-
няемый титановый сплав, освоенный отечественной ме-
таллургической промышленностью [115, с. 232—244;
116]. Благодаря его сравнительно высокой прочности в
отожженном состоянии сплав нашел применение и в
этом состоянии.
В закаленном или отожженном состоянии сплав об-
ладает удовлетворительной пластичностью, а после за-
калки и старения приобретает высокую прочность. Сплав
имеет ограниченную прокаливаемость, поэтому детали
или заготовки сечением более 40—60 мм подвергать уп-
рочняющей термической обработке не рекомендуется.
Сплав производится в виде листов, ленты, плит, по-
ковок, штймповок, прутков, профилей и других полуфаб-
рикатов.
Листовую штамповку сплава в отожженном или за-
каленном состоянии с небольшими деформациями мож-
но осуществлять в холодном состоянии. Основные опе-
рации штамповки проводят в нагретом состоянии. Ков-
ка, штамповка, горячая прокатка сплава производится в
интервале температур 1050—750° С, при этом 50—60%
деформации должно быть осуществлено при температу-
ре ниже а+р^р-превращепия (ниже 950° С).
Сплав удовлетворительно сваривается всеми видами
сварки, применяемыми для титана. Для восстановления
пластичности сварного соединения при аргоно-дуговой
сварке обязательна термическая обработка. Т1рсдел проч-
ности сварного соединения составляет не менее 0,9 пре-
дела прочности основного металла.
Сплав удовлетворительно обрабатывается резанием
как и другие титановые сплавы. Обработку резанием
можпо осуществлять на сплаве как в отожженном, так и
термически упрочненном состоянии.
Сплав рекомендуется для изготовления штампосвар-
ных конструкций, работающих длительно при темпера-
турах до 400 и кратковременно до 750° С.
Сплав имеет высокую коррозионную стойкость в ат-
мосферных условиях и в большинстве агрессивных сред
как в отожженном, так и термически упрочненном со-
стояниях.
Основные физические свойства сплава в отожженном
и термически упрочненном состоянии одинаковы.
Плотность сплава равна 4,52 г/см3.
Теплопроводность сплава при различных темпера-
турах следующая:
X, кал/(см-сХ
Хград) . 0,020 0,022 0,025 0,028 0,031
t, °C . . . 20 100 200 300 400
Л, кал/(см-сХ
Хград) . . . 0,033 0,037 0,040 0,044 0,048
t, °C . . . . 500 600 700 800 900
Теплоемкость в зависимости от температуры имеет
следующие значения:
С, кил/(г-град! 0,120 0,131 0,140 0,151 0,160 0,170 0,200
t, °C ... \ 100 200 300 400 500 600 700
Коэффициент линейного расширения в интервале раз-
личных температур составляет:
«10°, грзд^1 , 8,8 8,4 9,1 9,7 9,3
t. °C ... . 20—100 100—200 200—300 300—400 400—500
Удельное электросопротивление в зависимости от
температуры испытания имеет следующие значения:
р-10-6, Ом-см 150 153 157 159 163 168 172 173 175 176
t, °C ... . 100 —60 0 25 100 200 300 350 400 450
Типичные механические свойства сплава в отожжен-
ном и термически упрочненном состояниях приведены на
рис, 88 и в табл. 36.
Твердость сплава по Бринелго {НВ 10/3000/30') в
отожженном и термически упрочненном состоянии колеб-
лется соответственно в пределах: 255—341 и 302—
388 кгс/мм2.
Изменение предела длительной прочности в зави-
симости от температуры и времени испытания приведе-
но на рис. 89. Листы из сплава марки ВТ14 толщиной
2 мм термически обрабатывали по режиму: 880° С, 20 мин,
закалка в воду, старение 500° С, 16 ч, па предел прочно-
сти 128 кгс/мм2, а затем испытывали на длительную
прочность при секундном нагружении.
Эффект кратковременности нагрева в интервале тем-
ператур 500—800° С термически упрочненного сплава
марки ВТ14 заметно сказывается на длительную проч-
ность лишь в течение первых 100—150 с. Затем значение
Температура,
Гис. 88. Изменение механических свойств сплава марин ВТ 14 {лист 2 Мм) при
кратковременном разрыве в зависимости от температуры испытания:
а — отожженный; б — термически упрочненный
Рис. 89. Изменение длительной
прочности термически упрочнен-
ного сплава марки ВТ14 при
секундном нагружении в зави-
симости от температуры и вре-
мени нагружения
?- 500QC; 2 —600° С; 8 —700е С;
4 — 800г" С
0 10Q Ж JQQ ДО
Рис. 00. Кривые Ползучести за 2000 и отожженных прутков диаметром 20 мм
из сплава марки ВТ14 при 30(Р£
ТАБЛИЦА 36
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА МАРКИ ВТ14
Свойства Полуфабрикат Отожженный Закаленный и состаренный
Температура, °C
2D ,350 400 20 350 400 450
Ударная вязкость, кгс-м/см2 . . . Пруток диамет- ром 25 мм 6 3
Чувствительность к надрезу при ста- тических испыта- ниях Лист 2 мм 1,35 1,20
Предел выносли- вости на базе 107 циклов, кгс/мм2, не менее То же 40 37 34 42 40 38
Предел длитель- ной прочности за 100 чт кгс/мм®, не менее 63 60 68 54
Предел ползуче- сти за 100 ч, кгс/мм2, не менее . > 48 31 53 35
Чувствительность к трещине при ударном изгибе Оц.у), КГС’М/СМ2 . > 4,5 — 3,0 — — —
предела прочности в зависимости от продолжительности
испытания изменяется незначительно.
Кривые ползучести, приведенные на рис. 90, получе-
ны на отожженных прутках из сплава марки ВТ14 диа-
метром 20 мм при температуре 300° С. Пруток при ком-
натной температуре имел предел прочности 94 кгс/мм2.
На рис. 91 представлены кривые ползучести термиче-
ски упрочненных листов из сплава марки ВТ14 толщиной
2 мм при температурах 350 и 400° С. На графике в чис-
лителе приведена общая деформация за 100 ч, а в знаме-
нателе остаточная деформация. Листы термически уп-
рочняли по режиму: 880° С, 20 мин, закалка в воду, старе-
ние 500° С, 16 ч на <тв= 128 кгс/мм2.
Следует отметить, что в термически упрочненном сос-
тоянии сплав марки ВТ14 имеет достаточно высокие ха-
рактеристики жаропрочности вплоть до 400—430° С. При
Температура,
Гис. 88. Изменение механических свойств сплава марин ВТ 14 {лист 2 Мм) при
кратковременном разрыве в зависимости от температуры испытания:
а — отожженный; б — термически упрочненный
Рис. 89. Изменение длительной
прочности термически упрочнен-
ного сплава марки ВТ14 при
секундном нагружении в зави-
симости от температуры и вре-
мени нагружения
?- 500QC; 2 —600° С; 8 —700е С;
4 — 800г" С
0 10Q Ж JQQ ДО
Рис. 00. Кривые Ползучести за 2000 и отожженных прутков диаметром 20 мм
из сплава марки ВТ14 при 30(Р£
ТАБЛИЦА 36
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА МАРКИ ВТ14
Свойства Полуфабрикат Отожженный Закаленный и состаренный
Температура, °C
2D ,350 400 20 350 400 450
Ударная вязкость, кгс-м/смг . . . Пруток диамет- ром 25 мм 6 3
Чувствительность к надрезу при ста- тических испыта- ниях Лист 2 мм 1,35 1,20
Предел выносли- вости на базе 107 циклов, кгс/мм2, не менее То же 40 37 34 42 40 38
Предел длитель- ной прочности за 100 чт кгс/мм®, не менее 63 60 68 54
Предел ползуче- сти за 100 ч, кгс/мм2, не менее . > 48 31 53 35
Чувствительность к трещине при ударном изгибе Оц.у), КГС’М/СМ2 . > 4,5 — 3,0 — — —
предела прочности в зависимости от продолжительности
испытания изменяется незначительно.
Кривые ползучести, приведенные на рис. 90, получе-
ны на отожженных прутках из сплава марки ВТ14 диа-
метром 20 мм при температуре 300° С. Пруток при ком-
натной температуре имел предел прочности 94 кгс/мм2.
На рис. 91 представлены кривые ползучести термиче-
ски упрочненных листов из сплава марки ВТ14 толщиной
2 мм при температурах 350 и 400° С. На графике в чис-
лителе приведена общая деформация за 100 ч, а в знаме-
нателе остаточная деформация. Листы термически уп-
рочняли по режиму: 880° С, 20 мин, закалка в воду, старе-
ние 500° С, 16 ч на <тв= 128 кгс/мм2.
Следует отметить, что в термически упрочненном сос-
тоянии сплав марки ВТ14 имеет достаточно высокие ха-
рактеристики жаропрочности вплоть до 400—430° С. При
Коэффициент линейного расширения в интервале раз-
личных температур составляет:
ar 10s, град-1 .. 1, *С . . . . 9,2 20—100 9,8 100—200 10,3 200—300 10,9 300—400
а-10е, град-1 , 11,4 11,4 12,1 13,0
°C . . . . 400—500 500—600 600—700 700—800
Удельное электросопротивление сплава при 20° С рав-
но 136 10-6 Ом-см.
Механические свойства сплава марки ВТЗ-1 в отож-
жен ном и термически упрочненном состояниях приведены
на рис. 93 и в табл. 37.
ТАБЛИЦА 37
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПРУТКА ДИАМЕТРОМ 25 мм
ИЗ СПЛАВА МАРКИ ВТЗ-1
Отожженный
Закаленный и соста-
ренный
. Свойства
Температура, *С
20 | '300 | 400 | 450 | 20 | 3® | 400 | 450
Ударная вязкость,
кге м/смг.............
Чувствительность к над-
резу при статических ис-
пытаниях ......
Чувствительность к тре-
щине при ударном изги-
бе (сг.у), кгс-м/см2 . .
Предел длительной проч-
ности, кгс/мм2:
за 2000 ч . . . . .
за 500 ч............
Предел ползучести,
кгс/мм2:
за 500 ч ...........
За 100 ч ...........
78
81
60
05
Твердость по Бринелю (НВ 10/3000/30') сплава в ;
отожженном состоянии колеблется в пределах 269—363, )
а в термически упрочненном—302—415 кгс/мм2. ;
На рис. 94 показано изменение предела длительной )
прочности отожженного сплава марки ВТЗ-1 (пруток ди- j
Температура, °C
Рис. 93. Изменение механических свойств сплава марки ВТЗ-1 (пруток диа-
метром 25 мм) в отожженном (а) и термически упрочненном (в) состоянии
Рис. 94. Изменение предела длительной прочности отожжен
кого сплава марки ВТЗ-1 в зависимости от температуры
й продолжительности испытания:
/ —2(ГС; 2 — ЗОСРС; 5 400° С; 4 — 4ЯУ С
oq зо -» аптпрр б=В0кгс/ммг Otm.O.OT?
Г~" 1 Ост.0,03$
,50 ftm0.088
V4S ' " OcmOJftS
0 Л? л? SO so ТОО , Время, ч
Рис. 95. Кривые ползучести отожженного сплава марки ВТЗ-1
при ЗОСТ О ' .
аметром 12 мм) при температурах 20, 300, 400 и 450° С в
зависимости от температуры испытания. При комнатной
температуре пруток имел предел прочности 107 кгс/мм2.
Кривые ползучести по общей деформации отожжен-
ного сплава марки ВТЗ-1 (пруток диаметром 22 мм) при
300° С приведены на рис, 95. На графике показан также
предел ползучести за
100 ч по остаточной
деформации. Прутки
сплава, испытанные на
ползучесть, при ком-
натной температуре
имели предел прочно-
сти 105 кгс/мм2.
На отожженных и
термически упрочнен-
ных прутках из спла-
ва марки ВТЗ-1 опре-
деляли выносливость
при усталостных на-
грузках.
Отожженные об-
разцы при комнатной
температуре имели
предел прочности 107.
а термически упроч-
ненные — 135 кгс/мм2.
Испытания проводили
Рис. 96. Изменение выносливости глад-
ких (а) и надрезанных (б) образцов
из сплава марки ВТЗ-1 (пруток диа-
метром J4 мм) в зависимости от чис-
ла циклов нагружения:
J1 —- термически упрочненное состояние;
2 — отожженное состояние
как па гладких, так и надрезанных образцах. Получен-
ные результаты приведены на рис. 96.
Сплав марки ВТ 16* является высокопрочным
сплавом, отличающимся повышенной пластичностью в
отожженном или закаленном состоянии [49; 95, с. 177—
183]. В настоящее время из него изготовляют главным
образом прутки и проволоку, предназначенные для про-
изводства деталей крепления методом холодной высад-
ки. Сплав может использоваться для изготовления ли-
стов, ленты, фольги, тонкостенных труб, профилей и т. д.
Обычно детали крепления из сплава марки ВТ16 об-
рабатываются закалкой и старением на ов=115±
±10 кгс/мм2, другие виды полуфабрикатов — на сгп^
* Сплав разработай Моисеевым В. Н., Глазуновым С. Г,, Ми-
хайловым Б, М., Соколиковым К.. И.
> 125 кгс/мм2. Сплав также в некоторых случаях может
применяться в отожженном состоянии (сотовые конст-
рукции, мягкие трубы и т. п.).
В настоящее время сплав марки ВТ16 широко приме-
няется в отожженном и нагартованном состоянии для
изготовления болтов, холодной высадкой, редуцирова-
нием и накаткой без последующего рекристаллизацион-
ного отжига.
В закаленном или отожженном состоянии сплав име-
ет высокую пластичность, а после старения приобретает
высокую прочность. Сплав в закаленном и состаренном
состоянии с ов^120 кгс/мм2 нс чувствителен к концент-
раторам напряжения: надрезу, перекосу и т. п. В отож-
женном и упрочненном термической обработкой состоя-
нии хорошо обрабатывается резанием. В большинстве
случаев возможно использование инструмента из быстро-
режущей стали.
Сплав марки ВТ16 имеет высокую коррозионную
стойкость в атмосферных условиях и большинстве аг-
рессивных сред, как и другие титановые сплавы.
В виде деталей крепления и других конструкций
сплав марки ВТ16 может применяться для длительной
работы при температурах до 350° С. Для кратковремен-
ной работы сплав можно использовать и при более вы-
соких температурах. Применение титановых крепежных
деталей вместо стальных, кроме значительного выигры-
ша в массе, обеспечивает: более высокую усталостную
прочность, более надежную работу на срез и более вы-
сокую релаксационную стойкость.
Поскольку сплав марки ВТ16 предназначается глав-
ным образом для использования в термически упрочнен-
ном состоянии, но может быть использован также и в
отожженном состоянии, приведем его типичные механи-
ческие свойства после принятого отжига при 780° С,
1—2 ч, охлаждение с печью до 400° С, затем на воздухе,
на прутке диаметром 12 мм: ов=78—95 кгс/мм2; оо,2 =
=75—90 кгс/мм2; 65=15—22%; ф=55—70%; аи=7-
12 кгс-м/см2.
Физические свойства у сплава марки ВТ16 в отож-
женном или термически упрочненном состояниях прак-
тически одинаковы.
Плотность равна 4,65 г/см3.
Изменение теплопроводности в зависимости от тем-
пературы происходит следующим образом:
X, кал/(сМ'СХ
Хград) . . . 0,024 0,026 0,029 0,032 0,035
t, °C ... . 20 100 200 300 400
Z, кал/(см-сХ
Хград) . . . 0,038 0,040 0,043 0,047 0,051
2, °C ... . 500 600 700 800 900
Теплоемкость сплава при различных температурах
равна:
с, кал/(г-град) 0,115 0,120 0,131 0,140 0,160
t, °C ... . 100 200 300 400 500
С, кал/(г-град) 0,170 0,170 0,190 0,201 0,211
г, °C ... . 500 600 700 800 900
Коэффициент линейного расширения сплава в интер-
вале температур следующий:
а -103, град-1 . 9,1 9,8 10,4 10,5
t, °C ... . 20—100 100—200 200—300 300—400
а-106, град-1 . 10,3 7,7 10,2 13,4
t, °C ... . 400—500 500—600 600—700 700—800
Степень черноты полного нормального излучения при
нагреве на воздухе сплава марки ВТ16 с травленой
поверхностью равна 0,49—0,68 при температурах 100—
900° С соответственно. С поверхностью после холодной
прокатки — 0,20—0,69 при 100—900° С соответственно.
ТАБЛИЦА 38
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА МАРКИ ВПв
Свойства Полуфабрикат Состояние Температура, °C
20 | 250 300 350 100
Твердость но Бринелю НВ кгс/мм2 Пруток диамет- ром 20 мм, 810° С, вода, 500° С, 12 ч 302— 415 — — —
Чувствительность к над- резу при статической на- грузке Предел выносливости на базе 107 циклов, кгс/мм2, Лист.2 мм, 800° С, вода, 500° С, 12 ч Пруток диамет- ром 20 мм 1,15
не менее: гладкий образец Отжит 780° С, 810° С, вода, 44 33 — —
надрезанный образец 560° С, 8 ч 32 — 30 — —
Предел длительной проч- ности за 100 ч, кгс/мм2, не менее Лист 2 мм, 800°С, вода, 500° С, 12 ч — 70 60 47
Удельное электросопротивление сплава при различ-
ных температурах следующее:
р-106, Ом-см... 1Н 124 132 138 145 149 152 156 157
°C . . . . 20 120 200 260 350 420 480 550 680
Механические свойства сплава марки ВТ16 в терми-
чески упрочненном состоянии приведены в табл, 38 и на
рис. 97 и 98. Изменение механических свойств прутков
Рис* 97* Изменение механиче-
ских свойств сплава марки ВТ16
(пруток диаметром 20 мм), тер-
мически упрочненного на
«115 кгс/мм2, в зависимости от
тем.пературы испытания при
кратковременном разрыве
Ряс* 9$. Изменение механи-
ческих свойств сплава мар-
ки ВТ16 (лист 2 мм), тер-
мически упрочненного на
<JB**130 кгс/мм3, в зависимо-
сти от температуры испыта-
ния прн кратковременном
разрыве
диаметром 20 мм из сплава марки ВТ16, обработанных
на прочность пва<115 кгс/мм2 по режиму: отжиг при
780° С; 810° С, 1 ч; закалка в воду; старение 550° С, 8 ч
в зависимости от температуры испытания при кратко-
временном разрыве приведено на рис. 97, Сплав в таком
состоянии обычно применяется в деталях крепления.
Изменение механических свойств листов толщиной 2 мм,
обработанных на ствл/ 130 кгс/мм2 по режиму: 800° С,
20 мин; закалка в воду; старение 500° С, 12 ч в зависи-
мости от температуры испытания приведено па рис. 98.
Характеристики кратковременной прочности сплава
марки ВТ16, обработанного как по первому, так и вто-
Общая деформация, % О&цая деформация,%
Лродолжитеямость испытания, «
Рис. 99. Кривые пол-
зучести за 100 ч лис-
тов толщиной 2 мм
из сплава марки ВТ] б,
термически упрочнен,
ных на опя= 130 кгс/мм2
при температурах:.
Я —300’С; б — 35СГ С;
в — 400е С
Продолжительяас/пй испытания, м
рому режиму, весьма высоки вплоть до температур
400—450° С. При 500° С и выше сплав интенсивно раз-
упрочняется. Предел длительной прочности за 100 ч,
а также предел ползучести при остаточной деформации
0,2% за 100 ч и длительную прочность при секундном
нагружении определяли на листах толщиной 2 мм, тер-
мически обработанных на ов~ 130 кгс/мм2 по режиму:
800° С, 20 мин; закалка в воду; старение 500° С, 12 ч.
Значения предела длительной прочности при различных
температурах приведены в табл. 38.
Кривые ползучести сплава марки ВТ16 при 300,
350 и 400° С за 100 ч представлены на рис. 99. На графи-
ке показана также общая деформация при ползучести
и остаточная деформация после 100 ч испытания.
Как видно из приведенных данных, сплав марки
ВТ 16 в термически упрочненном состоянии имеет высо-
кую длительную проч-
ность при температурах
до 400° С. Предел ползу-
чести с повышением тем-
ператур от 350 до 400°С
интенсивно снижается.
Таким образом при дли-
тельной работе в услови-
ях ползучести (при оста-
точной деформации
0,2%) сплав может эф-
фективно использоваться
при температурах до
350 ° С.
На рис. 100 приведе-
на длительная прочность
при секундном нагру-
жении сплава. В этом
Рне, 100, Изменение предела дли-
гельвой прочности сплава марки
ВТ]6 (лист 2 мм)» термически
упрочненного на ов~130 кгс/мм5,
при секундном па гружении в за пи-
си мости от . температуры и време-
ни испытания:
1 — 500е С; 2—600D С; 5 — 700э С:
4 — 800° С
интервале температур значения прочности снижаются
примерно равномерно по мере повышения температуры
испытания.
На рис. 101 представлены кривые выносливости глад-
ких и надрезанных образцов сплава при температурах
20 и 400° С при консольном изгибе. Образцы для опре-
деления. предела усталости изготавливали из прутка
диаметром 25 мм, термически упрочненного на
^135 кгс/мм2 по режиму: 810°, 1 ч; закалка в воду; ста-
рение 500° С, 12 ч. Гладкие образцы при комнатной тем-
пературе обладают весьма высокими значениями вынос-
ливости. Отношение предела усталости на базе 107 цик-
лов к пределу прочности составляет около 0,4. Отноше-
ние предела усталости надрезанного образца к гладко-
му равно 0,7. При температуре 400° С на гладких образ-
цах значение выносливости прогрессивно снижается по
мере увеличения количества циклов испытания. Это
обусловлено, вероятно, развитием текучести металла при
таких температурах по мере увеличения продолжитель-
ности испытания. У надрезанного образца в месте над-
реза происходит значительное упрочнение металла и
надрезанный образец при 400°С ведет себя аналогично
образцу, испытываемому при 20° С.
Pirc. ICI. Кривые вымоем 1Ш0СТИ сплава марки ВТ16 в термиче-
ски упрочненном состоянии на (?в=135 кгс/мм1 на гладких и над-
резанных образцах при 20 и 400') С:
/—образцы гладкие при 20е С; 2 — образцы с надрезом при
20° С; 5 —образцы гладкие при 400s С; 4 — образцы с надрезом
при 400е С
Сплав марки ВТ23 является опытно-промыш-
ленным термически упрочняемым сплавом мартенситно-
го типа [118], Предлагается как сплав с особо высокой
прочностью 145 кгс/мм2), однако исходя из его фа-
зового строения и химического состава следует ожидать,
что в промышленных условиях его механические свойст-
ва окажутся близкими аналогичному ему по классу
сплаву марки ВТЗ-1.
Сплав рекомендуется для изготовления листов, прут-
ков и других полуфабрикатов, предназначенных для ра-
боты при температурах до 500° С.
Физические свойства сплава в отожженном и терми-
чески упрочненном состоянии практически одинаковы.
Плотность сплава 4,57 г/см3.
Теплопроводность сплава при различных температу-
рах следующая:
Z, кал/(см-сХ
Хград) 0,020 0,023 0,027 0,029 0,032
/, “С . . . . 25 100 200 300 400
кал/(см-сХ
Хград) • 0,034 0,037 0,040 0,045 0,048
f, °C . . . . 500 600 700 800 900
Теплоемкость в зависимости от температуры имеет
следующие значения:
С, кал/(гтрад) 0,131 0,140 0,151 0,160 0,181
t, °C ... . 100 200 300 400 500
С, кал/(г-град) 0,195 0,221 0,232 0,237
t, °C ... . 600 700 800 900
Коэффициент линейного расширения в интервале
различных температур составляет:
а-105, град-1 .
Г, °C ... .
п-106, град-1 .
t, °C ... .
8,5 8,6 8,7 8,8 8,9
20-100 20—200 20—300 20—400 20—400
89 90 93 94
20—500 20—600 20—700 20—800
Удельное электросопротивление при 20° С составляет
1,27- 10~е Ом-см.
Типичные механические свойства сплава марки ВТ23
в отожженном и термически упрочненном состояниях
приведены на рис. 102.
Твердость сплава по Брипелю (НВ 10/3000/30') в
отожженном и термически упрочненном состоянии со-
ставляет: 270—365 и 300—420 кгс/мм2 соответственно.
Предел длительной прочности за 100 ч при 300° С
равен 110 кгс/мм2, а при 400° С за 50 ч— 100 кгс/мм2.
Свариваемость, обрабатываемость резанием, корро-
зионная стойкость сплава марки ВТ23 аналогична спла-
ву марки ВТ14,
Сплав марки ВТ15 — первый отечественный ти-
тановый сплав на основе p-структуры. Его отличитель-
ная особенность — превосходная пластичность в зака-
ленном состоянии, свойственная металлам с кубической
решеткой и высокая прочность после старения [104, 117].
Сплав целесообразно применять только в закаленном
и состаренном состоянии, когда он дает заметное преиму-
щество перед другими конструкционными сплавами. Он
обладает высокой прокаливасмостыо и может закали-
ваться при охлаждении на воздухе.
Сплав идет на изготовление листов, ленты, фольги,
поковок, штамповок, прутков, профилей и других полу-
фабрикатов.
Рис. 102* Изменение механических сиойств сплава марки ВТ23 (лист 2 мм)
при кратковременном растяжении в зависимости от температуры испы-
тан ня:
а«— отожжешюе состояние; б — закаленное и состаренное состояние
Ковку, штамповку, прокатку производят при повы-
шенных температурах. Тонкие листы, ленту и фольгу про-
катывают в холодном состоянии. Листы из сплава хоро-
шо штампуются в холодном состоянии. Операции листо-
вой штамповки, связанные с большими деформациями,
следует производить при повышенных температурах.
Сплав удовлетворительно сваривается всеми видами
сварки, применяемыми для титана (сваркой плавлением
и контактной сваркой). Сварные соединения имеют вы-
сокую пластичность как непосредственно после сварки
так и после отжига.
Упрочняющую термическую обработку проводить на
сварных швах не рекомендуется в связи с их резким
охрупчиванием. Сварные соединения сплава термически
нестабильны при длительном нагреве и могут терять
пластичность.
Сплав удовлетворительно обрабатывается резанием,
хотя и несколько труднее по сравнению с другими тита-
новыми сплавами.
Сплав имеет высокую коррозионную стойкость в ат-
мосферных условиях и в большинстве агрессивных сред.
В некоторых условиях по коррозионной стойкости он
имеет преимущества перед другими титановыми спла-
вами.
Сплав марки ВТ15 рекомендуется для изготовления
штампосварных конструкций, работающих длительное
время при температурах до 150—250° С и кратковремен-
но при температурах до 750—800° С.
Поскольку сплав марки ВТ15 сравнительно дорогой
высоколегированный сплав с повышенной плотностью,
его применение целесообразно лишь в термически уп-
рочненном состоянии с (Тв^130 кгс/мм2. Ниже будут
приведены свойства этого сплава в термически упроч-
ненном состоянии. Для сравнения приведем его типич-
ные механические свойства в закаленном на 0-твердый
раствор состоянии (800°, 1 ч; охлаждение в воде или на
воздухе) на прутке диаметром 12 мм: ов = 88—
102 кгс/мм2; 00,2=87—100 кгс/мм2; 65=12—20%;
ф = 35—55%; аЕ = 5—10 кгс-м/см2.
Физические свойства сплава марки BTI5 в термиче-
ски упрочненном состоянии следующие:
Плотность 4,89 г/см3.
Теплопроводность при различных температурах рав-
на:
X, кал/(см-сХ
Хград) . . . 0,016 0,019 0,023 0,027 0,031 0,035
t, °C ... . 20 100 200 300 400 500
Теплоемкость сплава при разных температурах име- ет следующие значения:
С, кал/(г.град) 0,120 0,131 0,140 0,151 0,160
t, °C ... . 100 200 300 400 500
С, кал/(г град) 0,170 0,181 0,190 0,201
t, °C ... . 600 700 800 900
Коэффициент линейного расширения в интервале
различных температур равен:
ц- Ю6, град-1 . 8,9 9,4 9,5 10,0 10,5
t, °C ... . 20—100 100—200 200— 300 300—400 400—500
ТАБЛИЦА 39
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА МАРКИ BT15
Свойства Полуфабрикат Температура, °C
20 3!» 350 400 459 500
Ударная вязкость, КГС’М/СМ8 Пруток диамет- 2,0 .— —
Чувствительность к над- резу при статических ис- пытаниях ром 20 мм Лист 2 мм 1,05
Чувствительность к тре- щине при ударном изги- бе (Дт.у), кгс-м/см2 . . То же 1,5 ,
Предел выносливости на базе 1О? циклов, кгс/мм2, не менее 28 26
Предел длительной проч- ности за 100 ч, кгс/мм2, не менее....... 95 74 35
Предел ползучести за 100 ч, кгс/мм2, не менее . — — 53 — — —
Удельное электросопротивление при 20° С равно 155Х
ХЮ-6 Ом-см.
Типичные механические свойства сплава марки ВТ15
в термически упрочненном состоянии приведены на
рис. 103 и в табл. 39.
Твердость сплава марки ВТ 15 по Бринелю {НВ
10/3000/30') в термически упрочненном состоянии колеб-
лется в пределах 341—444 кгс/мм2.
Изменение предела длительной прочности в зависи-
мости от температуры и времени испытания приведено
на рис. J 04.
Сплав марки ТС6 на основе p-структуры явля-
ется аналогом сплава марки ВТ15. Его отличительная
особенность состоит в том, что в качестве изоморфных
р-стабилизаторов использованы молибден и ванадий,
вместо одного молибдена, как в сплаве марки ВТ15.
Сплав обладает высокой пластичностью в отожжен-
ном и закаленном состоянии, а после старения его пре-
дел прочности резко повышается.
Сплав следует применять только в термически упроч-
ненном состоянии. В этом случае он имеет заметное
преимущество перед другими титановыми сплавами.
Сплав марки ТС6, как и сплав марки ВТ15, обладает
высокой прокаливасмостью и может закаливаться при
охлаждении на воздухе.
Из сплава изготавливают полуфабрикаты в виде ли-
стов, ленты, фольги, поковок, штамповок, прутков, про-
филей и т. п.
Ковку, штамповку, прокатку сплава следует прово-
дить при повышенных температурах. Тонкие листы, лен-
ту и фольгу прокатывают в холодном состоянии с де-
формацией в 40—60% между отжигами. Листы из спла-
ва хорошо штампуются в
Темпе/к:~дрд' "С Вре.ч?. с
Рве. 103. Изменение механических
свойств сплава марки ВТ15 (лист
2 мм} в термически упрочненном
состоянии при кратковременном
разрыве в зависимости от темпера-
туры испытания
Рис. 104> ИзмснеЕше предела дли-
тельной прочности сплава марки
BTJ5 (лист 2 мм} в термически
упрочненном состоянии при секунд-
ном напряжении а зависимости от
температуры и премени испытания:
1 _ 600'С: 2 —ТОО’С; 3 — 800’ С
Сплав удовлетворительно сваривается сваркой плав-
лением (аргоно-дуговой, под флюсом) и контактной
(точечной и роликовой). Сварные соединения непосред-
ственно после сварки и после сварки и отжига имеют
прочность и пластичность, близкую к основному метал-
лу. Сварные соединения не рекомендуется подвергать
упрочняющей термической обработке в связи с их рез-
ким охрупчиванием.
Сплав обрабатывается резанием так же, как и сплав
марки ВТ15.
Он имеет высокую коррозионную стойкость в атмос-
ферных условиях и в большинстве агрессивных сред, как
и другие титановые сплавы.
Сплав марки ТС6 рекомендуется для изготовления
штампосварных конструкций, работающих длительно
при температурах до 150—250° С и кратковременно при
температурах 750—800° С.
Плотность сплава—4,80 г/см3.
Удельное электросопротивление при 20° С равно
160• 10-3 Ом-см,
Сплав марки ТС6 по тем же причинам, что и сплав
марки ВТ15, целесообразно применять лишь в термиче-
ски упрочненном состоянии с сгв^130—140 кгс/мм3.
В закаленном состоянии (закалка на p-твердый рас-
твор охлаждением в воде или на воздухе) сплав марки
ТС6 имеет примерно такие же механические свойства,
что и сплав марки ВТ15 (на прутке диаметром 12 мм):
сгв=90—• 100 кгс/мм2; сго.2 =88—99 кгс/мм2; й5=14—
20%; тф = 40—50%; ан=6—10 кгс-м/см2.
Типичные механические свойства сплава марки ТС6
в термически упрочненном состоянии приведены на
рис. 105.
Твердость сплава ТС6 в термически упрочненном со-
стоянии по Бринелю (НВ 10/3000/30') изменяется в пре-
делах* 341—444 кгс/мм2.
Типичная ударная вязкость (пн) —2 кгс-м/см2.
Чувствительность к надрезу при статических нагруз-
ав
ках----=1,05.
св
Сплав марки ВТ22* — высоколегированный сплав
«критического» состава, т. е. с температурой мартенсит-
ного превращения вблизи комнатной. Он имеет высокий
предел прочности как в отожженном, так особенно в
термически упрочненном состоянии [104].
Сплав предназначен для изготовления поковок,
штамповок, прутков, профилей, плит и труб. Из сплава
могут быть изготовлены крупногабаритные поковки и
штамповки (до нескольких тонн). В отожженном состоя-
нии Св^ПО кгс/мм2. В сечении до 60 мм сплав может
подвергаться закалке и старению до ов^ 140 кгс/мм2.
Ковку и штамповку сплава следует проводить при
повышенных температурах. При этом при температурах
ниже полиморфного превращения (850—750° С) должна
быть обеспечено не менее 30—50% деформации для по-
лучения качественной микро- и макроструктуры.
* Сплав разработан Моисеевым В. Н. и Глазуновым С. Г.
Сплав удовлетворительно сваривается сваркой плав-
лением (аргоно-дуговой и под флюсом) и контактной
(роликовой и точечной). Для повышения пластичности
сварного соединения не-
обходимо проводить от-
жиг. Упрочняющая тер-
мическая обработка
сварных швов не реко-
мендуется.
Сплав удовлетвори-
тельно обрабатывается
резанием.
Сплав, как и другие
титановые сплавы, имеет
высокую коррозионную
стойкость в атмосферных
условиях и в большинст-
ве агрессивных сред.
Сплав предназначает-
ся для изготовления вы-
соконагружснных дета-
лей и штампованных кон-
струкций, работающих
Рис. 105. Изменение механических
свойств сплава марки СТ6 (лист
2 мм} в термически упрочненном
состоянии при кратковременном
разрыве в зависимости от темпе-
ратуры испытания
длительно при темпера-
турах до 350—400 и кратковременно до 750—800° С.
Физические свойства сплава в отожженном и тер-
мически упрочненном состояниях примерно одинаковы.
Плотность равна 4,65 кге/см3.
Теплопроводность при различных температурах сле-
дующая:
Л, кал/(см-сХ Хград) . . . /, °C ... . 0,020 20 0,022 100 0,025 200 0,028 300 0,032 400
X., кал/(см-сХ
Хград) . - . 0,035 0,038 0,041 0,044 0,047
f, °C . . . . 500 600 700 800 900
Теплоемкость сплава в зависимости от температуры
изменяется следующим образом:
С, кал/(г-град) 0,130 0,140 0,151 0,160 0,170
t, °C . . . . 100 200 300 400 500
С, кал/(г-град) 0,180 0,200 0,209 0,220
t, °C ... . 600 700 800 900
14—37 209
Коэффициент линейного расширения в интервале
различных температур имеет следующие значения:
«10s, град-1 7,8 8,3 8,7 9 2
t, °C . ... 20—100 100—200 200—300 300—400
а- 10е, град-' 9,7 9,2 10,6 14,5
I, °C . . . 400—500 500—600 600—700 700—800
Степень черноты полного нормального излучения при
нагреве в вакууме сплава марки ВТ22 с полированной
поверхностью равна 0,22 и 0,30 при температурах 700 и
1400° С соответственно.
Температура етыташ.'С
Рис. 106- Изменение механических свойств сплава ВТ22 (пруток диамеТ’
ром 25 мм) в отожженном (а) г< термически упрочненном (б) состояниях
при кратковременном разрыве в зависимости от температуры испытания
Удельное электросопротивление сплава при 20° С
равно 153-Ю-6 Ом-см.
Типичные механические свойства сплава марки ВТ22
в отожженном и термически упрочненном - состояниях
приведены на рис. 106 и в табл. 40.
Твердость сплава по Бринслю (НВ 10/3000/30') в
отожженном и термически упрочненном состояниях ко-
леблется в пределах 285—363 и 341—444 кгс/мм2 соот-
ветственно.
Диаграмма растяжения до предела текучести отож-
женного прутка из сплава марки ВТ22 при различных
температурах показана па рис. 107. На рис. 108 приве-
дено изменение длительной прочности термически упроч-
ненного сплава марки ВТ22 при секундном нагружении
в зависимости от температуры и времени испытания.
ТАБЛИЦА 40
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПРУТКА ДИАМЕТРОМ 25 мм
ИЗ СПЛАВА МАРКИ ВТ22
Отожжсинедй
Закаленный и госта,
ровный
Свойства
20 3(М)
температура, °C
350 | 400 | 20 | 300 | :И50 | 400
Ударная вязкость,
кгс м/см2............
Чувствительность к над-
резу при статических на-
грузках ...............
Предел выносливости на
базе 107 циклов, кгс/мм2,
не менее ..............
Предел длительной проч-
ности за 100 ч, кгс/мм2,
не менее...............
Предел ползучести за
100 ч, кгс/мм2, не менее .
Чувствительность к тре-
щине при ударном изги-
бе (аТгу), кгс'м/см2. .
4
1,25
53
3,0
50
88
78
Высокая прочность у сплава сохраняется при темпера-
турах до 500, а умеренная — до 700° С. При 800° С
и выше сплав интенсивно разупрочняется.
Кривые ползучести отожженных прутков из сплава
марки ВТ22 по общей деформации при температуре
300° С приведены на рис. 109. Отличительной чертой
сплава является его весьма высокое напряжение ползу-
чести при умеренных температурах.
На рис. НО приведены кривые выносливости прутков
из сплава марки ВТ22 в отожженном и термически уп-
рочненном состоянии. При этом испытывали как глад-
кие, так и надрезанные образцы. Гладкие образцы име-
ют весьма высокий предел усталости на базе 107 цик-
лов, достигающий у отожженного сплава 53 кгс/мм2,
а у термически упрочненного — 58 кгс/мм2. Предел
усталости надрезанных образцов составляет 0,65—0,70
от усталости гладких образцов.
Все рассмотренные выше высокопрочные титановые
двухфазные аЦ-р-сплавы охватывают как сплавы па ос-
Время яяердяееяия s с
Рве. 107, Диаграмма растяжения до
предела текучести отожженного
сплава марки ВТ22 при разных
температурах
Рис. 108, Изменение предела длительной прочности сплава марки ВТ22
I пру ток диаметром 25 мм) s термически упрочненном состоянии на ов *
~140 кгс/мм2 при секундном нагружении ё зависимости от температуры
и времени испытания [a* f (т)] при 400. 560, 600, 700 . 800 и 000" G:
1 — 400° С; 2 — 500° С; 3 — 600* С; 4 — 700* С; 5 - 800° С; 6 - 900° С
нове а*, так и p-структуры. Содержание р-стабилизирую-
щего элемента колеблется у этих сплавов в весьма ши-
роких пределах (4—85%), что позволяет получить раз-
личные физико-механические и технологические свой-
ства.
Высокая прочность у сплавов этой группы достига-
ется не только легированием а- и p-твердых растворов,
по и дисперсионным упрочнением при закалке и старе-
нии.
В отожженном или закаленном состоянии технологи-
ческие свойства этих сплавов находятся па уровне сред-
непрочных, а иногда высокопрочных сплавов. В термиче-
ски упрочненном состоянии (после закалки и старения)
сплавы, как правило, обработке давлением не подверга-
ются.
В связи с четко выраженной гетерофазпостыо струк-
туры вопросы сварки и термической стабильности у этих
сплавов более проблематичны, чем у сплавов двух пер-
вых категорий. Тем не менее, эти вопросы успешно реша-
ются проведением соответствующих режимов термиче-
ской обработки.
Основная особенность высокопрочных титановых
сплавов как конструкционного материала —их повышен-
ная чувствительность к концентраторам напряжения.
Поэтому при конструировании деталей или отдельных
узлов из этих сплавов необходимо считаться с некото-
рыми ограничениями, рекомендуемыми при применении
этих сплавов (повышенные требования к качеству по-
верхности, увеличение радиусов перехода от одних се-
чений к другим и т. п.), аналогичными тем, которые су-
ществуют при применении высокопрочных сталей.
Высокопрочные титановые сплавы, применяемые как
в отожженном, так и термически упрочненном состоянии
могут успешно работать в конструкциях, испытываю-
щих длительный нагрев при температурах до 400° С.
Некоторое исключение составляют сплавы марок ВТ 15
и ТС6, которые содержат большое количество эвтекто-
идообразующего элемента—хрома и склонны к охрупчи-
ванию при длительном нагреве. Их рабочий темпера-
турный порог лежит вблизи 200—250° С.
Высокопрочные термически упрочняемые титановые
сплавы в настоящее время применяются довольно огра-
ничено. Главным образом для изготовления отдельных
деталей и небольших конструкций. Это связано с труд-
ностями осуществления упрочняющей термической об-
работки крупногабаритных конструкций. Сюда относят-
ся: поводки при закалке и старении, ограниченная про-
каливаемость, окисляемость и т. п.
Значительным препятствием на пути широкого при-
менения термически упрочняемых титановых сплавов
является недостаточная пластичность сварных соедине-
ний некоторых сплавов в термически упрочненном со-
стоянии. Тем пе менее без преувеличения можно ска-
зать, что высокопрочные, термически упрочняемые тита-
новые сплавы — материал будущего, поскольку уже се-
годня удается получить предел прочности 180—
200 кгс/мм2 при плотности в 1,7 раза меньше, чем у
стали.
4. ТИТАНОВЫЕ СПЛАВЫ ДЛЯ РАБОТЫ
ПРИ НИЗКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ
В связи с перспективой применения титановых спла-
вов в криогенной технике возникла настоятельная необ-
ходимость изучения их свойств при низких температурах.
Рядом исследований было установлено, что различ-
ные титановые сплавы ведут себя в этих условиях по-
разному. Общее для всех титановых сплавов — повыше-
ние характеристик прочности (пределов прочности и те-
кучести) по мере снижения температуры испытания,
однако снижение характеристик пластичности в значи-
тельной мере зависит от состава и их структуры.
С. Е. Беляевым и авторами было исследовано влияние
различных легирующих элементов замещения на удар-
ную вязкость титановых сплавов при температурах от
4-20 до —196° С. С этой целью были приготовлены
двойные титановые сплавы с различным содержанием
алюминия, молибдена, ванадия, ниобия, железа, хрома
и марганца, а также некоторые более сложные сплавы.
В этот перечень входят сплавы с элементами, стабили-
зирующими как а-, так и p-фазу в титане. При этом
были использованы p-стабилизирующие элементы эв-
тектоидного типа, а также и изоморфные р-титану эле-
менты. Изучалась также хладноломкость титановых
сплавов, легированных одновременно а- и р-стабилизи-
рующими элементами. Сплавы выплавляли в дуговой
вакуумной печи методом двойного переплава на 'тита-
новой губке с эталонной прочностью пв = 36 кгс/мм2.
Легирующие элементы вводили в виде чистых металлов
или лигатур.
Из слитков массой 4—5 кг ковали прутки сечением
12X12 мм. Для снятия нагартовки, а также получения
относительно равновесного фазового состояния прутки
отжигали по режиму: 800° С, 1 ч с охлаждением в печи
со скоростью около 3 град/мин, а затем изготавливали
образцы Менаже для определения ударной вязкости.
Рис. 111. Изменение удар-
ной вязкости сплавов
титана с алюминием в
зависимости от содержа-
ния алюминия при тем-
пературах:
/ — 20° С; 2---70° С; 3 —
—196° С
Химический состав изготовленных титановых сплавов
во всех случаях был близок к расчетному.
Содержание примесей, особенно элементов внедре-
ния, значительно влияющих на хладноломкость, не-
сколько колебалось, поэтому в каждом случае указыва-
ется их содержание.
Представителями сплавов титана с элементами, ста-
билизирующими a-фазу, являются сплавы системы
Ti—Al (рис. 111). Содержание примесей в сплавах Ti—
Al колебалось в следующих пределах: 0,032—0,038% Fe;
0,012—0,016% Si; 0,030—0,035% С; 0,050—0,090% О2;
0,010—0,014% N2; 0,003—0,004% Н3. Как следует из
рис. 111, нелегированный титан не склонен к охрупчива-
нию по мере снижения температуры испытаний до
— 196° С.
При увеличении содержания в сплавах алюминия
ударная вязкость снижается как при комнатной, так и
при низких температурах. Если ввести понятие коэффи-
' , <iH20°C
циента охрупчивания (Дхр) как отношение ------- , то
£3,, t С
он возрастает по мере увеличения содержания алюми-
ния в пределах a-твердого раствора. При содержании
алюминия от 0 до 3% Кх? ~ 3,5. Дальнейшее повышение
содержания алюминия ведет к уменьшению коэффици-
ента охрупчивания как при —70, так и при •—196° С.
При содержании в сплавах алюминия свыше 7% резко
снижается ударная вязкость при всех исследованных
температурах, что обусловлено образованием аг-фазы,
Рнс. 112. Изменение ударной вязкости
сплавов тнтаца с железом в зависи-
мости от содержания железа при тем.
—поратурах:
7 — 20" С; 2----70° С; 3----196° С
Рис. 11-3. Изменение ударной
вязкости сплавов титана с хро*
мом в зависимости от содержа-
ния хрома при температурах:
1—20" С; 2----70е С; 3----196° С
Сплавы титана с ^-стабилизирующими элементами эв-
тектоидного типа (Fe, Сг) содержали примеси в преде-
лах: 0,04—0,06% Si; 0,03—0,04% С; 0,08—0,10% О2;
0,005—0,008% N2; 0,004—0,007% Н2.
По мере увеличения в сплавах содержания железа и
хрома (рис. 112 и 113) непрерывно снижается ударная
вязкость как при комнатной, так и при низких темпера-
турах (—70 и —196°С). Удовлетворительные значения
ударной вязкости при комнатной и низких температурах
имеют сплавы, содержащие до 2—3% Fe и до 9% Ст.
Коэффициент охрупчивания у этих сплавов при темпе-
ратурах до —196° С не превышает 2—2,5.
Сплавы титана с p-стабилизирующими элементами,
изоморфными р-титану (Та, Nb, V, Мо), содержали нор-
мируемые примеси в следующих пределах: 0,06—
0,09% Fe; 0,04—0,09% Si; 0,03—0,05% С; 0,08—0,015%
О2; 0,004—0,009% Na; 0,004—0,0075% Н2.
В сплавах титана с ванадием содержание таких при-
месей, как железо (0,11—0,16%), кремний (0,12—0,25%)
и кислород (0,15—0,32%) было повышенным, причем со-
держание кислорода увеличивалось по мере возрастания
содержания ванадия в сплаве, что свидетельствовало о
его попадании в сплав вместе с ванадием.
У сплавов титана с танталом, по мере увеличения со-
держания тантала, ударная вязкость сначала возраста-
ет при комнатной и низких температурах, а затем не-
прерывно снижается до весьма малых значений при со-
держании тантала 50% (рис. 114). Следует отметить, что
Рис. 114, Изменение ударной
вязкости сплаарв титана с тан-
талом в зависимости от содер-
жания тантала при температу-
рах;
Рис. 115. Изменение ударной
вязкости сплавов титана с нио-
бием в зависимости от содер-
жания ниобия при температу-
рах:
/—20’С; 2-----70’С; 3 — ^196° С
/-20° С; 2-----70° С; 3----196’ С
ударная вязкость при —70 и —196° С повышается лишь
в пределах растворимости тантала в a-твердом раство-
ре, в то время как при комнатной температуре значения
ударной вязкости возрастают вплоть до содержания тан-
тала 20%.
Высокой пластичностью при испытании на ударную
вязкость при комнатной и низких температурах облада-
ют титановые сплавы, содержащие до 20% Та, и, вероят-
но, несколько больше.
У сплавов титана с ниобием (рис. 115) ударная вяз-
кость снижается как при комнатной, так и при низких
температурах по мере увеличения содержания ниобия в
сплавах до 20%. Увеличение содержания ниобия от 20%
и выше сопровождается возрастанием ударной вязкости
при +20 и —70 и дальнейшим ее снижением при
— 196’С.
Удовлетворительной ударной вязкостью при комнат-
ной и низких температурах обладают титановые сплавы,
содержащие до 20% Nb, при этом Л%р не превышает
2,0—2,5.
У сплавов титана с ванадием (рис. 116) ударная вяз-
кость непрерывно снижается по мере увеличения содер-
жания ванадия. Удовлетворительные значения ударной
вязкости при комнат-
ной и низких темпера-
турах имеют сплавы,
содержащие до 9 %
ванадия.
Ударная вязкость
сплавов титана с мо-
либденом остается
практически неизмен-
ной как при комнат-
ной, так и при низких
температурах с увели-
чением содержания
молибдена до 7%.
Рис. 116. Изменение ударной вязкости
сплавов титана с ванадием в зависи-
мости от содержания ванадия при тем*
перэтурдх:
I — Й0а С; 2-* —70° С; 3-J9S° С
Дальнейшее увеличе-
ние содержания молибдена в сплавах до 20% сопро-
вождается снижением ударной вязкости и при комнат-
ной, и при низких температурах.
Добавление алюминия к сплавам с молибденом Н
другими p-стабилизирующими элементами сопровожда-
ется заметным снижением ударной вязкости при комнат-
ной и низких температурах, свойственным двойным спла-
вам Т1—А1 (рис. 117).
В заключение в работе сделаны выводы, что увеличе-
ние содержания алюминия от 0 до 3% в титановых спла-
вах сопровождается интенсивным снижением ударной
вязкости при температуре —196° С, затем при увеличе-
нии алюминия от 3 до 7% она изменяется незначитель-
но. Эвтектоидообразующие элементы — железо и хром,
наиболее сильные 0-стабилизаторы, резко снижают
ударную вязкость как при комнатной, так и при низких
температурах (—70, —196°С). У сплавов с элементами,
изоморфными 0-титану (Та, Nb, V, Мо), хладноломкость
проявляется в меньшей степени, чем у титановых спла-
вов с эвтектоидообразующими элементами. При одно-
временном легировании титана а- и 0-ста би лизирующи-
ми элементами, например алюминием и молибденом,
Рис. 117. Изменение ударной вязкости сплавов титана с молибденом и тнта- Рве. 118. Изменение механических свойств
на с молибденом и алюминием в зависимости от содержания молибдена и сплавов в зависимости от температуры испы-
алюминия: танин:
я —При 20° С; б —при — 7tFC; е — при —196° С; / — без А1; 2 — 2% Al; I — ОТ4-2; 2 — ВТ4: 3 — ОТ-1; 4 — ВТ1-0
3 — 4% А1; 4 — 6% А1
увеличение хладноломкости равно приблизительно сум-
марному действию каждого легирующего элемента от-
дельно на этот показатель.
В работе Е. А. Махмутовой исследовалось изменение
механических свойств при температурах от 20 до —196° С
титановых сплавов системы Ti—Al—Mn (ОТ4, ВТ4 и
ОТ4-2) в сравнении с техническим титаном марки ВТ1-0
с пределом прочности около 55 кгс/мм2. Для получения
температуры —196° С использовали жидкий азот; тем-
ператур — 120, —60 и —20° С достигали охлаждением
бензина жидким азотом. Результаты испытаний на рас-
тяжение и ударную вязкость приведены па рис. 118.
Как видно из полученных данных, понижение темпе-
ратуры испытания повышает предел прочности всех
сплавов. Относительное удлинение падает, но при стати-
ческом растяжении все сплавы системы Ti—Al—Мп да-
же при температуре жидкого азота (—196° С) сохраня-
ют относительное удлинение в пределах 7—10%, а отно-
сительное сужение шейки 15—20%. Кривые ударной вяз-
кости при —196° С у всех титановых сплавов близки ме-
жду собой и значение аа колеблется в пределах
2,0—2,5 кгс-м/см2
В работе также отмечается, что ударная вязкость с
понижением температуры испытания у сплавов типа ОТ4
снижается значительно интенсивнее по сравнению с од-
нофазными а-сплавами, например ВТ5.
При анализе кривых изменения предела прочности от
температуры испытания автором работы было установ-
лено, что между пределом прочности и температурой су-
ществует закономерная связь:
в — а1~кт
— ао <
где О/—предел прочности при заданной температуре;
— предел прочности при температуре абсолютного
пул я;
К—коэффициент, постоянный для данного сплава;
71—температура испытания в градусах Кельвина,
Величины оо и К были определены но эксперимен-
тальным данным для двух различных температур. По
данной формуле были построены расчетные кривые, при-
чем оказалось, что для технического титана теоретичес-
кие данные совпадают с экспериментальными. Для спла-
вов марок ОТ4, ВТ4 и ОТ4-2 экспериментальная кри-
ТАБЛИЦА 41
ИЗМЕНЕНИЕ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ
ТЕХНИЧЕСКОГО ТИТАНА С РАЗЛИЧНЫМ СОДЕРЖАНИЕМ
КИСЛОРОДА В ЗАВИСИМОСТИ ОТ ТЕМПЕРАТУРЫ ИСПЫТАНИЯ
Свойства Температура испытания, °C
—196 —70 20
Номера плавок
1 1 2 3 1 2 3 1 2 3
ов, кгс/мм2 . . 72,9 108,5 110,7 51,4 73,9 82,5 50,4 62,2 67,1
Од 2 , кгс/мм2 . 96,2 99,0 96,6 48,7 61,4 76,7 39,3 50,3 56,5
% . 28,7 6,4 10,1 25,6 19,3 14,4 23,0 21,6 18,9
«ц, кгс-м/см2 . 14,0 5,2 3,7 17,7 7,7 6,8 16,8 8J 8,3
Примечание. Ударную вязкость определяли на образцах после до-
полнительного вакуумного отжига по режиму ЕКЮ° С, 2 ч. Содержание водо-
рода в образцах колебалось в пределах 0,0(Н&—6,0180%.
вая отклоняется от теоретической. Например, у сплава
марки 0Т4 отклонение обнаруживается при 573 К. Это
было объяснено процессом старения в титановых сплавах
под воздействием напряжения.
Сильно на физико-механические свойства титановых
сплавов при низких температурах влияют тазовые при-
меси (кислород,азот, водород).
В работе [10] изучали влияние кислорода и водоро-
да на механические свойства технического титана при
температурах от —196 до 350° С. Технический титан,
имеющий примерно одинаковое содержание примесей,
но переменное содержание кислорода, был испытан на
растяжение при температурах 20, —70 и —196° С. Плав-
ка № 1 содержала 0,13% О2, плавка № 2 0,22% О2 и
плавка № 3 0,30% О2. Изменение механических свойств
этих Сплавов титана с кислородом при комнатной и низ-
ких температурах приведено в табл, 41.
В работе отмечается, что технический титан (0,13—
0,15% О2) не склонен к хладноломкости вплоть до
—196° С, У титана с более высоким содержанием кисло-
рода более резко снижается пластичность. В работе под-
черкивается сильное влияние водорода на ударную вяз-
кость и угол загиба листового металла и в меньшей сте-
пени на прочность при растяжении.
В работе делается вывод, что технический титан вы-
сокой чистоты (0,10—0,15% О2 и не более 0,005% Н2) не
222
склонен к хладноломкости при температурах до —196° С.
Отмечается, что в связи с этим для деталей, работающих
при низких температурах, целесообразно использовать
технический титан повышенной чистоты в отношении га-
зовых примесей.
ТАБЛИЦА 42
ИЗМЕНЕНИЕ УДАРНОЙ ВЯЗКОСТИ СПЛАВА МАРКИ ВТ5-1
В ЗАВИСИМОСТИ ОТ СОДЕРЖАНИЯ КИСЛОРОДА
И ТЕМПЕРАТУРЫ ИСПЫТАНИЯ
Содержание кислорода, % д , кто м/см* при температуре испытания, °C
20 -196
0,17 4,6 2,3
0,30 2,8 1,3
0,34 1,8 0,8
0,40 0,8 0,4
В работе [115, с. 160—169] исследовали влияние кис-
лорода и водорода на хладноломкость титанового сплава
марки ВТ5-1, являющегося представителем сплавов с
«-структурой. Было установлено, что при температурах
ниже 0° С относительное уменьшение ударной вязкости с
понижением температуры примерно одинаково для спла-
ва с различным содержанием кислорода (табл. 42).
При —196° С ударная вязкость по сравнению с удар-
ной вязкостью при комнатной температуре для сплава с
0,17% Оа снижается на 50%, для сплава с 0,3% О2 — па
57% и для сплава с 0,4% О2— на 50%. Однако посколь-
ку ударная вязкость при 20° С с увеличением содержания
кислорода значительно снижается (4,5 кгс-м/см2 для
сплава с 0,17% О2 и 0,8 кгс-м/см2 для сплава
с 0,4% О2), то, несмотря на примерно одинаковое
относительное снижение ударной вязкости с понижением
температуры, абсолютное ее значение во втором случае
крайне низкое. Учитывая это, авторы работы рекоменду-
ют ограничить содержание кислорода до 0,10—0,15% в
сплаве марки ВТ5-1, предназначенном для работы при
низких температурах.
В этой же работе приводятся некоторые данные по
влиянию водорода па механические свойства сплава мар-
ки ВТ5-1 при низких температурах; Указывается, что во-
дород в значительно меньшей степени повышает хруп-
кость сплава марки ВТ5-1, чем технического титана.
С увеличением содержания в сплаве водорода предел
прочности при 20° С при растяжении несколько повыша-
ется, а характеристика пластичности — относительное
удлинение и сужение поперечного сечения — при содер-
жании водорода до 0,025% при стандартных скоростях
испытания образцов почти не меняются. При дальней-
шем увеличении содержания водорода характеристики
пластичности уменьшаются. Наиболее резко влияние
водорода сказывается на свойствах при пониженных
температурах. При температуре —196° С образцы с
0,013% Н2 имели примерно такую же пластичность, как
и образцы в исходном состоянии (т. е. практически при
отсутствии водорода). Однако при содержании уже все-
го 0,017% Н2 при —196° С наблюдалось хрупкое разру-
шение. Авторы работы делают вывод, что для деталей,
работающих при низких температурах, содержание во-
дорода в сплаве ВТ5-1 должно быть ограничено 0,01%.
В работе [115] изучалось также влияние структуры
на хладноломкость титанового сплава ВТ5-1. Было
установлено, что структура значительно влияет на харак-
теристики пластичности особенно относительное удлине-
ние при низких температурах. При равноосной полиэд-
рической структуре (которую сплав имеет после полно-
го рекристаллизационного отжига или закалки с темпе-
ратур, близких к температуре полиморфного превраще-
ния) при температуре—196° С, характеристики пластич-
ТАБЛИЦА 43
ИЗМЕНЕНИЕ УДАРНОЙ ВЯЗКОСТИ ОБРАЗЦОВ СПЛАВА МАРКИ ВТ5-1
ПРИ КОМНАТНОЙ И НИЗКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ
В ЗАВИСИМОСТИ ОТ ИХ СТРУКТУРЫ
Тип структуры Термообработка кгс-м/см®, при температуре испытания
+20 —196
Равноосная полиэдриче- ская Закалка в воде с 900° С, 1 ч 4,3 2,9
С зубчатыми границами зерен Игольчатая Отжиг 800° С, 1 ч, ох- лаждение на воздухе Закалка в воде с 1200° С, 1 ч 3,5 6,2 2,0 2,3
ности сплава выше по сравнению с металлом, имеющим
структуру с зубчатыми границами зерен, характерную
для металла, подвергнутого деформации и неполному
отжигу (табл. 43).
В работе Л. В. Шохоловой и авторов изучалось вли-
яние структуры на механические свойства сплава марки
ОТ4 при 20, —70 и —196° С. С этой целью прутки диа-
метром 20 мм из сплава марки ОТ4 отжигали по стан-
дартному режиму (720°'С, 30 мин, охлаждение на воз-
духе), обеспечивающему мелкозернистую равноосную
структуру, и по режиму (отжиг при 970° С,30 мин в (J-об-
ласти, охлаждение на воздухе, затем стандартный от-
жиг), обеспечивающему крупнозернистую игольчатую
структуру. Результаты испытаний тех и других образцов
при различных температурах приведены в табл. 44.
ТАБЛИЦА 44
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА МАРКИ ОТ4
С МЕЛКОЗЕРНИСТОЙ И КРУПНОЗЕРНИСТОЙ (ПЕРЕГРЕТОЙ)
СТРУКТУРОЙ ПРИ НИЗКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ
Температура испытания, ЧС Отжиг при 720* С, 30 мин (мелко- зернистая структура) Отжиг при 970е* Сн 30 ман-НЭО’ С, 30 мии (крупноигольчатая структура)
% б. 4 Я (J К * CJ 6. S и s’ A t>
кгс/мм2 % кгс/мм4 % '
20 —70 —196 81,4 101,4 137,0 130,0 135,0 167,5 17,1 15,5 8,2 50,0 42,1 25,1 4,2 2,8 1,7 76,1 95,1 133,0 122,3 135,3 160,3 14,8 18,1 14,8 30,4 28,5 30,5 6,o 4,4 2,6
Отмечается, что с понижением температуры испыта-
ния характеристики пластичности снижаются более ин-
тенсивно у сплавов с мелкозернистой структурой. При
— 196°С сплав с крупноигольчатой структурой имеет бо-
лее высокие значения относительного удлинения, суже-
ния и ударной вязкости, чем сплав с мелкозернистой
структурой.
Уменьшение хладноломкости при —196° С у сплавов
с крупнозернистой игольчатой структурой авторы рабо-
ты объясняют перемещением примесей, влияющих на ох-
рупчивание сплава, из тела зерна к границам при его
росте. Вероятно, определяющим фактором хладноломко-
сти при —196° С является не граница, а тело зерна.
15—37 225
Опубликован ряд исследований [119—121], специ-
ально посвященных созданию сплавов, предназначенных
для работы при криогенных температурах.
В работе [119] указывается, что при выборе и разра-
ботке титановых сплавов для криогенных температур,
следует исходить из идеи сохранения однофазных
а-твердых растворов титана при низких температурах.
Наиболее благоприятны с этой точки зрения — сплавы
систем Ti—Zr, Ti—Hf, Ti—V, Ti-Nb, Ti—Ta, Ti—Mo,
где компоненты являются аналогами титана или распо-
ложены близко к нему в периодической системе. Учиты-
вая поведение компонентов в двойных и тройных систе-
мах, создается возможность предсказать их поведение
и в более сложных системах.
В результате подробных исследований строения и
свойств различных композиций титановых сплавов по-
добного типа авторами работ указанных выше были соз-
даны титановые сплавы марок ЛТ2-2, АТ2-3, АТ2-4 и др.
Сплав марки АТ2 был опробован при работе в условиях
криогенных температур и нашел промышленное приме-
нение. Сплав АТ2 не содержит алюминия, как большин-
ство титановых сплавов. В интервале температур от Одо
— 196°С он сохраняет высокую пластичность, присущую
ему при комнатной температуре. При температуре
—253° С сплав АТ2 также сохраняет хорошую пластич-
ность. В этом отношении он несколько превосходит та-
кие титановые сплавы как ОТ4, ВТ5-1, ВТ6С, ВТ14, но
заметно уступает им по характеристикам прочности.
В работе [119] указывается, что теоретические пред-
посылки создания титановых сплавов высокопластичных,
при температурах жидкого водорода, заключаются в том,
что металлы — составляющие компоненты этих систем
относятся к переходным элементам с аналогичным элек-
тронным строением и незаполненной d-оболочкой. Одни
из них — непосредственные аналоги (Zr, Hf), а дру-
гие— близко расположенные к титану элементы (V, Nb,
Та, Мо). Металлохимические свойства всех этих элемен-
тов близки к свойствам титана. Ни один из этих метал-
лов не дает с титаном соединений, одни (Zr и Hf) обра-
зуют непрерывные ряды твердых растворов с а- и р-ти-
таном, а другие —изоморфные с (3-титаном (V, Nb, Та,
Мо) дают непрерывные p-твердые растворы и ограничен-
но растворяются в а-титане. При этом зависимость пре-
дельной растворимости в к-титапе от температуры рез-
ко отличается от подобной зависимости других элемен-
тов в «-титане, которые в значительной мере способст-
вуют охрупчиванию при криогенных температурах.
В противоположность обычному уменьшению раствори-
мости элементов при понижении температуры (см. си-
стемы Ti—Si, Ti—Fe, Ti—Мп и др.) в системах Ti—V
(Nb, Та, Mo) растворимость повышается.
Такое различное поведение элементов в смысле уве-
личения и уменьшения их растворимости при пониже-
нии температуры, по мнению авторов, объясняет охруп-
чивание при низких температурах титановых сплавов,
легированных элементами, растворимость которых
уменьшается при понижении температуры, и сохранение
пластичности при легировании элементами, повышаю-
щими растворимость при понижении температуры. Ме-
ханизмы охрупчивания и сохранения пластичности при
этих условиях, по их мнению, заключается в том, что в
системах первой группы (Ti—Si, Ti—Мп и др.) при по-
нижении температуры возникают значительные внут-
ренние напряжения из-за образования избыточных фаз
(силицидов и др.), гетерогенизацин структуры сплавов
и больших объемных различий присутствующих фаз; в
системах второй группы (Ti—Zr, Ti—V, Ti—Nb и др.)
этих внутренних напряжений или нет, или они незначи-
тельны, благодаря гомогенности структуры и большому
сходству металлохимических свойств титана и циркония,
гафния, ванадия, ниобия, тантала, молибдена.
В работе делается вывод о пригодности применения
сплава АТ2 для работы при криогенных температурах.
В настоящее время для изготовления деталей и кон-
струкций, работающих при криогенных температурах,
рекомендуются титановые сплавы марок ВТ1-0, АТ2,
ОТ4, ВТ5-1, ВТ6С и ВТ14. Сплавы марок ВТ1-0, АТ2,
ОТ4 и ВТ5-1 могут использоваться при температурах до
—253° С. Сплавы марок ВТ6С и ВТ14 в отожженном со-
стоянии рекомендуется применять для изделий, рабо-
тающих при температурах не ниже —196° С.
Высокая пластичность и надежность работы тита-
новых сплавов при низких температурах могут быть
гарантированы только при условии низкого содержания
примесей (до 0,1% О2. до 0,03% N2, до 0,04% С й до
0,008% Н2).
Типичные механические свойства рекомендуемых
для использования в криогенной технике титановых
сплавов'при температурах 20, —196 и —253°С приведе-
ны в табл. 45.
ТАБЛИЦА 45
ТИПИЧНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ
ПРИ НИЗКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ (ПРУТОК ДИАМЕТРОМ ;0 мм)
Темпера- туря испыта- ния, °C Свойства Марка сплава
BTI-0 АТ2 ОТ4 ВТ5-1 ВТ6С ВТ14
20 ов, кгс/мм2 47 67 83 82 86 93
о02, кгс/мм2 40 62 77 80 81 89
% 30 20 24 21 17 15
41, % 65 60 50 55 55 60
йн, кгс-м/см3 20 15 9 10 14 13
—196 Сд, кгс/мм2 92 120 143 132 131 144
0О9, кгс/мм2 70 ПО 140 131 127 138
% 48 28 13 16 16 10
ф, % 60 45 19 27 48 45
ан, кгс-м/см2 22 14 5 4 6 4
—253 сгв, кгс/мм2 131 138 156 158
Сп2, кгс/мм2 92 120 141 140 — '—
65', % 24 14 16 15 — —-
4>, % 17 17 10 9
Он, кгс-м/см2 13 11 4 4 — —
5. ЛИТЕИНЫЕ ТИТАНОВЫЕ СПЛАВЫ
Литейные титановые сплавы появились сравнитель-
но недавно, хотя первые титановые отливки были полу-
чены еще на ранней стадии развития металлургии ти-
тана.
Промышленное освоение фасонного литья из ти-
тановых сплавов длилось долгое время и продолжает-
ся еще и сейчас. Трудности производства фасонных
отливок из титана обусловлены высокой активностью
его в жидком состоянии с газами, а также со всеми
известными формовочными огнеупорными материала-
ми. Другое обстоятельство, задерживавшее развитие
титанового литья — отсутствие специального литейно-
го оборудования, позволяющего осуществлять плавку
и разлив металла в защитной атмосфере или вакууме,
Технологические литейные евойства титана в основ-
ном определяются теми же факторами, что и свойства
других металлов и сплавов. Литейные свойства титано-
вых сплавов в значительной степени зависят от величи-
ны температурного интервала кристаллизации (рас-
стояния между линиями или поверхностями лицви-
дуса и солидуса), а также количества эвтектики.
Сплавы титана, как правило, имеют небольшой темпе-
ратурный интервал кристаллизации и с этой точки зре-
ния представляют определенный интерес. Эвтектика
в современных промышленных титановых сплавах
практически отсутствует, так как сплавы со значитель-
ным количеством эвтектики имеют низкие физико-ме-
ханические и технологические свойства. Таким обра-
зом, можно считать, что литейные свойства современ-
ных титановых сплавов определяются лишь величиной
интервала кристаллизации.
По этому признаку наилучшими литейными свойст-
вами, в частности наименьшей величиной усадки при
затвердевании, должны обладать сплавы титана с алю-
минием, ванадием, ниобием, танталом, молибденом и
вольфрамом, кристаллизующиеся по схеме образования
непрерывного ряда твердых растворов с ^-модификацией
титана (если рассматривать только тот интервал кон-
центраций, в котором находятся сплавы, имеющие про-
мышленное применение). Во всех этих системах интер-
вал кристаллизации нс превышает 50—70 град, как
можно судить по диаграммам состояния.
В титановых сплавах с эвтектоидообразующими
элементами можно встретить более широкий интервал
кристаллизации. Например, в системе Ti-—Si в сплавах
доэвтектического состава (мепее 8,5% Si) интервал
кристаллизации может превышать 200 град, а в спла-
вах, содержащих около 20% Si — более 600 град. Боль-
шие интервалы кристаллизации наблюдаются также
в сплавах систем Ti—Ni и Ti—Си. В сплавах титана
с железом и марганцем интервал кристаллизации нахо-
дится в пределах 100—150 град при концентрации ле-
гирующего элемента 10—20%. Однако следует иметь
в виду, что в промышленных титановых сплавах содер-
жание этих четырех элементов не превышает 1—2%,
а при столь незначительном их количестве они мало
влияют на интервал кристаллизации, который будет
определяться в основном содержанием алюминия, а так-
же уже упоминавшихся ранее элементов, образующих
с р-титапом непрерывный ряд твердых растворов.
Поэтому можно считать, что интервал кристаллиза-
ции титановых сплавов в подавляющем своем боль-
шинстве не превышает 50—70 град.
Принято считать, что по жидкотекучести титан на-
ходится примерно на уровне жидкотекучести углероди-
стой стали, однако в действительности получать круп-
ногабаритные тонкостенные отливки из титана значи-
тельно труднее вследствие очень быстрого остывания
и затвердевания металла. Это объясняется сравнитель-
но невысоким теплосодержанием жидкого титана
и трудностью получения высокого перегрева в услови-
ях дуговой плавки с расходуемым электродом.
Величина линейной усадки титана близка к величи-
не усадки углеродистой стали (составляет около 1,5%
при заливке в керамическую форму); при литье в ме-
таллические формы эта величина больше — порядка
2%. Объемная усадка составляет около 3%. В реаль-
ных отливках усадка может быть иногда несколько
меньше. Применение вакуума при плавке и литье ти-
тановых сплавов исключает возможность образования
газовой пористости, окисных и шлаковых включений,
а жидкотекучесть повышается в результате отсутствия
поверхностной окисной пленки на струе жидкого метал-
ла [122].
Интересно отметить, что как в отечественной, так и
зарубежной практике не создавались специально ли-
тейные сплавы, а использовались для фасочного литья
промышленные титановые сплавы, применяемые в де-
формированном состоянии. Это вызвано, вероятно, об-
щими принципами создания как литейных, так и де-
формируемых конструкционных и жаропрочных
сплавов.
Считается, что наиболее оптимальны для литья од-
нофазные сплавы на основе a-фазы с небольшим ко-
личеством р-фазы. Такие же сплавы, как это отмеча-
лось выше, широко используются и как конструкцион-
ный деформируемый материал. Наиболее широкое при-
менение для фасонного литья получили однофазные
а-сплавы (ВТ1Л и ВТ5Л), а также двухфазные
а+р-сплавы на основе а-титана (ВТ6Л, ВТ14Л,
ВТЗ-1Л, ВТ9Л, ВТ21Л). Количество р-фазы у этих
сплавов в отожженном состоянии не превышает 10%.
Особенность титановых сплавов в литом состоя-
нии — высокие характеристики прочности (предел
прочности, предел текучести), вполне сопоставимые
с характеристиками прочности, получаемыми на де-
формированном металле.
Что касается характеристик пластичности (относи-
тельное сужение, относительное удлинение, ударная
вязкость и др.), то они заметно уступают значениям, по-
лучаемым на деформированном металле (табл. 46).
ТАБЛИЦА 46
механические свойства отливок
ИЗ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ, НЕ МЕНЕЕ
Марка сплава Механические свойства
♦ кгс/мм8 СГ|;| 2> КГС/ММ» % Ф. % Од. кгсм/см»
ВТ1Л 35 10 20 4,0
ВТ5Л 70 63 6 14 3,0
втел 85 75 5 10 2,5
ВТ14Л 90 80 5 12 2,5
ВТ20Л 95 83 5 13 2,5
ВТЗ-1Л 95 83 4 8 2,5
ВТ9Л 95 83 4 8 2,0
ВТ21Л 100 86 4 8 2,0
Это объясняется влиянием крупнокристаллической
литой структуры, которая отрицательно сказывается на
пластичности титановых сплавов.
В пределах химических составов промышленных
титановых сплавов имеется определенная тенденция
к некоторому снижению характеристик пластичности
литого металла по сравнению с деформированным по
мере увеличения содержания в сплавах р-составляю-
щей. Такой же характер изменения механических
свойств в зависимости от состава сплава наблюдается
на перегретом металле или сварном соединении, где
также имеем дело с крупнозернистой кристаллической
структурой, сложившейся в результате нагрева при
высоких температурах.
Тем не менее, даже у сравнительно легированных
^-стабилизирующими элементами титановых сплавов
(ВТЗ-1) в литом состоянии механические свойства со-
храняются достаточно высокими.
ТАБЛИЦА 47
ТИПИЧНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ЛИТЕЙНЫХ
ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ ПРИ НИЗКОЙ, КОМНАТНОЙ
И ПОВЫШЕННЫХ ТЕМПЕРАТУРАХ
<4 «1 44
S к *-• я *1 Е °в .В
fe и
Темпе ЛСПЫТ * п О О to еГ % % °в
ВТ1Л 20 11 200 47 15 35 -- 12
400 — 18 — — 16 47 ’—
ВТ5Л —70 85 79 50 10 20 1,50 1,5
20 11 800 80 63 .— 6 14 1,56 3
300 10 500 40 32 25 8 25 —- —
400 9 300 35 25 20 10 30 —- -—
500 '— 30 — — 13 — —• —
ВТ6Л 20 11 500 88 80 62 4 10 3
200 - 60 55 50 4 10 — —
300 9 500 55 50 40 5 12 — —
400 9 100 50 45 30 5 12 — —
ВТ14Л 20 11 300 95 80 60 7 15 — 3,5
300 9700 63 52 39 8 20 — —-
400 9 500 55 46 33 8 20 '— —
ВТ20Л —70 „ ПО 5 13 1,4
20 10 800 98 85 65 8 20 1,45 3
200 . 77 — —г 8 20 — —
300 - 67 — — 10 30 —-
350 9 300 63 49 32 10 34 —' —
400 61 —- 10 35 —- .—
450 59 — —- 12 35 — —
500 8 100 56 44 29 12 35 2 '—
ВТЗ-1 Л —70 110 3 7 1,4
20 11 400 99 83 63 4 8 1,4 3
400 — 73 58 -— 9 18 —' —
450 9 200 68 52 35 10 20 — —
500 8 800 63 50 30 10 20 — —
ВТ9Л 20 10 300 103 80 65 4 12 2,5
150 9 100 78 60 34 4 15 — —
300 9 000 68 52 33 4 15 —- —
400 8 800 65 48 32 4 15 — —“
Продолжение табл. 47
Сплав Температура испытания, 'С кгс/мм1 “й S & t- а ш & 1 Ту и л S' я й г £ и V toG в„, % % •* ан> кгс-м/см*
450 8 600 63 45 30 4 15 , ,
500 8 200 57 44 28 4 15 -—' —
550 8 000 55 40 25 4 15 — —
600 7 800 50 40 22 4 20 — —
ВТ21Л —70 * 120 ПО 2 3 1.4 1,5
20 11 200 107 86 64 4 8 — 2
300 -— 70 <— ——, 8 15 —. —
400 9 300 65 54 37 6 13 — -—,
500 8 800 60 50 32 9 17 ——
600 — 53 — — 7 15 — —
У литых титановых сплавов, как и у деформиро,
ванных сплавов в перегретом состоянии, существует
тенденция к прогрессивному ухудшению характеристик
пластичности по мере повышения прочности сплава.
Рассмотрим физико-механические свойства литейных
титановых сплавов в сравнении с деформированным со-
стоянием. В табл. 47 приведены механические свойства
литейных сплавов при кратковременном растяжении
при низкой комнатной и повышенных температурах.
Отличительная особенность сплавов в литом состоя-
нии — пониженные значения относительного удлине-
ния, относительного сужения и ударной вязкости по
сравнению с деформированным состоянием. В то же
время характеристики прочности (ств, сто,г, Стщ, Е) со-
храняются па уровне деформированного материала.
Характеристики длительной жаропрочности приведены
в табл, 48. Как предел длительной прочности, так
и предел ползучести литого металла близок аналогич-
ным характеристикам деформированного. Отличитель-
ная черта литых титановых сплавов — сравнительно
невысокие характеристики усталости.
В табл. 49 приведены значения предела выносливо-
сти гладких и надрезанных образцов литейных титано-
вых сплавов. Видно, что значения предела усталости
литых образцов в 2—3 раза меньше, чем у деформиро-
ТАБЛИЦА 48
ХАРАКТЕРИСТИКИ ЖАРОПРОЧНОСТИ
ЛИТЕЙНЫХ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ, НЕ МЕНЕЕ
Сплав Время, Предел длительной прочнос ’ ти, кгс/мыя, при темпера- туре, сС Предел пол sy чести при остаточной деформации 0.2 %, кгс/мм\ при температуре, °C
300 350 ТОО 450 500 550 3» 350 400 500 550
ВТ5Л 100 40 35 . 28 . .
S00 40
ВТ6Л 100 53 47 . „— .— , ,
500 53 — 40 — — — — —'. —' — —
ВТ14Л 100 60 , 47 „— , .
1000 57 ”— — —’ —' — 43 —' —‘ — —
ВТ20Л 100 , 60 - 43 . 45 — 16
500 — 60 — — 33 — — — — — —
ВТЗ-1Л 100 . 72 -— — 45 — -
500 — — 68 — — — — — 38 —‘ —
ВТ9Л 100 65 _— 62 60 50 35 50 48 28 20
500 —‘ — 55 43 — — — 20 10
ВТ21Л 100 . 62 42 - 42 18
500 — —' 60 — —• 1— — — —’ —
ванных, при этом концентратор напряжения в виде
надреза существенно не влияет на предел выносли-
вости. Однако новейшие исследования показывают, что
эти цифры можно существенно повысить, если улучшить
методику испытаний и применить наклеп поверхности.
Термическая обработка литейных титановых спла-
вов в основном аналогична термической обработке де-
формированных.
Отливки из сплавов марок ВТ!Л и ВТ5Л как пра-
вило термической обработке не подвергаются. Это од-
нофазные сплавы, в отливках которых возникают
сравнительно невысокие остаточные напряжения.
Другие литейные титановые сплавы из названных
выше требуют отжига для стабилизации структуры
и снятия остаточных напряжений. В этом случае отжиг
ТАБЛИЦА -w
ПРЕДЕЛ ВЫНОСЛИВОСТИ ЛИТЕЙНЫХ ТИТАЙОВЫХ СПЛАВОВ
Сплав Продел выносливости на базе 2-10* циклов, не менее» кгс/мм2 при температурах, °C
2{) 390 400 500
гладкий надрезанный гладкий
ВТ5Л 28
ВТ6Л 20 — -— — —
ВТ14Л 27(40) ** 23 — — —
ВТ20Л 22 — — —
ВТЗ-1Л 22 — . 20*
ВТ9Л 18 18 20* 18*
ВТ21Л 20 — 18*
* На базе 500 а, частота 50 циклов л секунду.
*• Улучшенная методика отливки образцов.
ведут по режимам, применяемым для деформированно-
го металла.
Были попытки упрочнить литейные титановые спла-
вы с а-|-р-структурой закалкой и старением. Основ-
ные закономерности изменения механических свойств
Рис. Ц9. Изменение механических свойств сплава марки ВТ14Л в зависимо-
сти от температуры отжига и течение 1 ч и скорости охлаждения с темпе-
ратуры отжига:
а — охлаждение с печью (2—4 град/мвя); б — охлаждение на воздухе; а—
охлаждение в воде: / —%; 53 —Ф; 4 — &
и фазового состава литейных титановых сплавов при
термической обработке те же, что и у деформирован-
ных. Отличительная особенность литых сплавов — их
невысокая пластичность в термически упрочненном со-
стоянии, свойственная металлу с перегретой струк-
турой.
Ниже для примера приведены некоторые данные
изменения свойств титанового сплава марки ВТ14Л
Рие. 120. Изменение мезсани-
че.ских свойств сплава мар-
ки ВТ14Л, закаленного в во-
де с С, 1 ч, в зависи-
мости от режима старения:
/—475*С; 2 —500° С; 3 —
Б25° С; 4 —550“ С; 5 — 600“ С
в зависимости от режимов термической обработки
(рис. 119). Литые образцы сечением 14X14 мм отжи-
гали в течение 1ч при заданной температуре, а затем
охлаждали с печью со скоростью 2—4 град/мин на
воздухе и в воде. Во всех случаях характер изменения
механических свойств литых сплавов аналогичен де-
формированным '(см. рис. 136).
Свойства сплава марки ВТ14Л, полученные в ре-
зультате упрочняющей термической обработки приведе-
ны на рис. 120.
Как следует из представленных данных, литой ме-
талл после закалки и старения имеет более низкие ха-
рактеристики прочности и пластичности по сравнению
с деформированным. Этим, вероятно, и объясняется то
обстоятельство, что упрочняющая термическая обра-
ботка литого металла пе нашла еще промышленного
применения.
Глава III
ТЕРМИЧЕСКАЯ
ОБРАБОТКА
ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ
Для получения оптимальных физико-механических и
технологических свойств детали и полуфабрикаты из
промышленных титановых сплавов подвергают различ-
ным видам термической обработки; наиболее распрост-
ранены отжиг, закалка, закалка и старение (отпуск).
Отжиг применяется для всех типов титановых спла-
вов и является единственным видом термической обра-
ботки для а-сплавов и а-сплавов с небольшим количе-
ством ₽-фазы (псевдо-а-сплавов).
Закалка и закалка со старением (отпуском) приме-
няются для сплавов с a-f-p-структурой. Одна закалка
применяется сравнительно редко; это операция, повы-
шающая пластичность некоторых сплавов, как прави-
ло, на промежуточных стадиях передела полуфабрика-
тов или деталей. Закалка и старение — упрочняющая
термическая обработка, существенно повышающая
прочностные характеристики двухфазных а+р-титано-
вых сплавов.
Иптерметаллидный тип упрочнения титановых спла-
вов пока еще применяется мало.
При термической обработке титана, как и при дру-
гих технологических операциях, связанных с нагревом,
необходимо учитывать весьма активное его взаимодей-
ствие с атмосферой. Последствия взаимодействия с га-
зами значительно серьезнее для титана, чем для других
металлов, так как кислород атмосферы образует не
только окалину, но и сравнительно глубоко проникает
в кристаллическую решетку, резко повышая твердость
поверхности титана. С этим приходится считаться при
проведении операций термической обработки в печах
с воздушной атмосферой.
1. ОТЖИГ
Отжиг титановых сплавов проводят для выравни-
вания структуры и фазового состава, снижения прочно-
сти и повышения пластичности, а также устранения
внутренних Напряжений, возникших в результате обра-
ботки давлением, сварки или механической обработки.
Отжиг титановых сплавов состоит из нагрева до
температур выше температуры рекристаллизации, вы-
держки при заданной температуре и последующего ох-
лаждения (медленного с печью, на воздухе или ступен-
чатого). Отжиг а-титановых сплавов, как правило,
отжиг первого рода, поскольку он не связан с фазовы-
ми превращениями. Отжиг a+0-тнтановых сплавов во
всех случаях сопровождается изменением соотношения
содержания а- и 0-фаз и его следует относить к отжигу
второго рода, по классификации А. А. Бочвара [123].
Отжиг с полной фазовой перекристаллизацией для ти-
тановых сплавов как с а-, так особенно с а-)-0-структу-
рой, как правило, нежелателен, поскольку он сопро-
вождается необратимым изменением структуры (ро-
стом микрозерна) и существенным снижением характе-
ристик прочности и пластичности.
Для титановых сплавов применяется полный и не-
полный отжиг. Отличие неполного отжига от полного
заключается в том, что первый производится при более
низких температурах и предназначен главным образом
для снятия внутренних напряжений па полуфабрикатах
и изделиях.
Титановые сплавы с «-структурой и сплавы с не-
большим количеством 0-фазы (ОТ4, ВТ6) практически
не чувствительны к скорости охлаждения после отжига.
Двухфазные а+0-сплавы (ВТ16, ВТЗ-1, ВТ22 й др.)
наоборот весьма чувствительны к скорости охлаждения,
и поэтому скорость их охлаждения с температуры от-
жига регламентируется. С этой целью применяют от-
жиг с последующим охлаждением с печью с регламенти-
руемой скоростью до определенной температуры, а за-
тем на воздухе или ступенчатый отжиг, который может
быть двойным или изотермическим. Двойной отжиг со-
стоит из нагрева до температур выше температуры ре-
кристаллизации, выдержки, охлаждения на воздухе
и последующего нагрева при определенной температуре,
выдержки и охлаждения на воздухе. Изотермический
отжиг включает нагрев до температур выше темпера-
туры рекристаллизации, выдержки, затем переноса в
печь с определенной температурой, выдержки и охлаж-
дения на воздухе.
Во всех случаях, когда применяется отжиг с после-
дующим охлаждением сплава в печи (двойной или изо-
термический), температура, с которой производится ох-
лаждение на воздухе, должна быть такой низкой, чтобы
обеспечить достаточную стабильность а- и р-составля-
ющих не только при охлаждении сплава на воздухе, но
и при его последующей эксплуатации в интервале рабо-
чих температур. Поэтому режимы отжига для титановых
сплавов выбирают, как правило, не только с точки зре-
ния получения оптимального соотношения характерис-
тик прочности и пластичности, по и с точки зрения их
термической стабильности, т. е. неизменности физико-
механичесКих свойств в процессе эксплуатации. Поэто-
му для титановых сплавов в зависимости от их состава,
а иногда и от назначения полуфабриката или изделия
выбирают тот или иной вид отжига. Однако во всех
случаях для титановых сплавов применимы общие
принципы термической обработки. Следует различать
отжиг первого рода, пе связанный с фазовыми превра-
щениями (например, рекристаллизационный отжиг) и
отжиг второго рода, основанный на изменении фазового
состава сплава в соответствии с равновесными диа-
граммами состояния.
Вопросам рекристаллизации титана и его сплавов по-
священо значительное количество работ. Особенно де-
тально исследована рекристаллизация титана различной
степени чистоты. Пространственная диаграмма рекри-
сталлизации иодидпого титана, типичного представителя
сплавов с a-структурой, построена в работе [124]. Пред-
варительно отожженные образцы из иодидного титана
подвергали холодной деформации от 0 до 90%, а затем
отжигали в вакууме в течение 1 ч при температурах от
500 до 1300° С (рис. 121). С отжигом первого рода связа-
на часть диаграммы до температуры полиморфного пре-
вращения, т. е. до 900° С. Из диаграммы видно, что при
малых степенях деформации (порядка 2,5—5%) зерно
усиленно растет, что, очевидно, соответствует критиче-
ской степени деформации. Для p-области характерна
значительно большая средняя величина зерна по срав-
нению с a-областью. Из диаграммы также следует, что
Но мере увеличения степени деформации начало рекри-
сталлизации сдвигается в сторону меньших температур.
Авторы указывают, что оптимальный интервал темпе-
ратур отжига иодидного титана (титан высокой чисто-
ты) лежит в пределах от 650 до 800° С.
Процесс рекристаллизации нагартованного титана со-
стоит в зарождении новых зерен (вероятно, в точках
пересечения двух полос двойникования) и последую-
щем их росте.
В работе [125] указывается, что этому процессу пред-
шествует перемещение границ зерен или двойников и об-
разование свободных от напряжений кристаллов. В этой
работе приводится диаграмма рекристаллизации техни-
Стмень Деформации при прокатке, %
Pjic. 121. Диаграмма рекристаллизации иодрдного титана [124]
ческого титана чистотой 99,5%, на которой нанесена
температурная граница начала и конца рекристаллиза-
ции (рис. 122). Горячедеформированиые полосы титана
отжигали при 750° С, а затем деформировали в холод-
ном состоянии.
В работе [126] была построена пространственная
диаграмма рекристаллизации сплава марки ВТ2 (2—3%
Сг и 1—2% А1). Хотя этот сплав в настоящее время не
применяется в промышленности, его можно рассматри-
вать как представителя титановых сплавов со структурой
а+0. Поскольку у сплава марки ВТ2 с изменением тем-
пературы отжига меняется соотношение а- и (3-фаз, то
в данном случае мы имеем дело с отжигом второго рода.
Авторы исследовали влияние температуры ковки и по-
следующего нагрева до температуры ковки па величину
зерна после различной деформации (рис. 123). Микроис-
следования сплава показали, что отжиг при 600—800° С
практически не изменяет структуры сплава. После нагре-
ва до 1000—1300° С резко растет зерно, а при последу-
ющем быстром охлаждении крупные зерна [3-фазы пе-
реходят в зерна метастабильной а'-фазы.
Рис. 122. Диаграмма рекри-
сталлизации технического ти-
тана [I25J:
J температура начала ре-
кристаллизации; 2 — темпе-
ратура конца рекристалли-
зации
Степень Сеерормацт
. при прокатке. %.
Рис. [23. Диаграмма рекристаллизации сплава марки ВТ2 после горя*
чей ковки [126]
В отличие от диаграммы рекристаллизации иодид-
ного титана, диаграмма рекристаллизации сплава мар-
ки ВТ2 не имеет участка критической степени деформа-
ции, что типично для промышленных титановых спла-
вов с a+p-структурой. В результате рекристаллизации
титана и сплавов на его основе значительно изменяются
Рис. 124» Изменение механических
сврйств холодно деформированного
(Б0% деформации) сплава марки
ВТ 1-0 (лист 1,5 мм) в зависимости
от температуры отжига в течение
30 мин
Ркс. 125. И&менснне механических
свойств холодно де фор мир о ванного
(30% деформации) сплава марки
ОТ4 (лист ],5 мы) в зависимости
от температуры отжига в течение
30 мин
физико-механические свойства, что широко использует-
ся в практической работе.
Рассмотрим влияние степени рекристаллизации на
механические свойства различных титановых сплавов,
предварительно подвергнутых холодной деформации.
Возьмем сплавы с различным соотношением а- и fl-фаз
в порядке увеличения содержания р-фазы. На рис. 124
показано изменение механических свойств холодноде-
формированного технического титана марки ВТ1-0 в за-
висимости от температуры отжига. Отжиг проводили
в течение 30 мин с последующим охлаждением на возду-
хе. Отжиг при температурах до 300—350° С практически
не влияет на механические свойства, в интервале темпе-
ратур от 400 до 600° С интенсивно снижаются характе-
ристики прочности и возрастает относительное удлине-
ние, в интервале от 600 до 800° С этот процесс постепен-
но затухает.
Описанный выше характер изменения механических
свойств в зависимости от температуры отжига типичен
и для нагартованпого технического титана марки
ВТ 1-00.
Сплав марки ОТ4 уже не сплав с a-структурой, хотя
Содержание ^-стабилизирующего элемент^ в нем Лйи1Ь
незначительно превосходит предел растворимости
в а-титане. Деформированные в холодном состоянии на
30% листы толщиной 1,5 мм из этого сплава отжигали
при температурах до 900° С в течение 30 мин с последу-
ющим охлаждением на воздухе. Интенсивное разупроч-
нение холоднодеформированного сплава наблюдается
в интервале от 400 до 800° С, т. е. в интервале темпера-
тур, значительно более широком и сдвинутом в область
более высоких температур, чем у сплава марки ВТ1-0
(рис. 125). Холоднодеформированпый лист сплава мар-
ки ОТ4 с ов=97 кгс/мм2, щ.г—90 кгс/мм2, (% = 13% пос-
ле отжига при 800° С в течение 30 мин изменяет свои
механические свойства до сгв = 78 кгс/мм2, Оо,а=
= 74 кгс/мм2 и 6g = 27%.
Причем аналогичные результаты были получены
и у титановых сплавов марок ОТ4-1 и ВТ4, близких по
химическому составу сплаву марки ОТ4.
Титановые сплавы с a-структурой или с а-структурой
и небольшим количеством р-фазы (ОТ4-2, СТ5 и ВТ20)
практически не деформируются в холодном состоянии
из-за высокого содержания алюминия, интенсивно сни-
жающего технологическую пластичность титана.
В связи с этим рассмотрим, как изменяются механи-
ческие свойства сплава марки ВТ20, предварительно
подвергнутого деформации с нагревом при температу-
рах несколько ниже температуры конца рекристаллиза-
ции. Листы сплава марки ВТ20 толщиной 8 мм прокаты-
вали при температурах 800—650° С на листы толщиной
2 мм за несколько нагревов, а затем отжигали при раз-
личных температурах в течение 30 мин с последующим
охлаждением на воздухе. В исходном состоянии механи-
ческие свойства сплава были следующими: ств=
= 122 кгс/мм2, Оо.2=-116 кгс/мм2 и 65=13%- В связи
с повышенным содержанием в сплаве марки ВТ20 алю-
миния температура его рекристаллизации значительно
выше по сравнению со сплавом марки ОТ4 и особенно
ВТ 1-0. Заметное разупрочнение начинает обнаружи-
ваться лишь после отжига выше 550° С. В интервале
температур отжига от 550 до 850° С непрерывно
снижаются пределы прочности и текучести и растет
относительное сужение. Полностью рекристаллизован-
ный сплав марки ВТ20 имеет <7В = 97 кгс/мм2, ctq,2=
'=85 кгс/мм2 и 6= 19% (рис. 126).
У сплава марки ВТ16 типичного представителя ти-
тановых сплавов со структурой a-f-p в отличие от спла-
вов марок ОТ4 и ВТ20 механические свойства после от-
жига в значительной степени зависят от скорости ох-
лаждения с температуры отжига. Для получения отио-
Рис, 126- Изменение механических
свойств деформированного при
850“550° С сплава марки ВТ20 (лист
2 мм) в зависимости от температу-
ры отжига в терние 30 мин
7e»ne[xir,gpci, °C
Рис. 127. Измерение механически!,
свойств холоди одефор м ировннв ого
(50% деформации) сплава марки
BT1G (лист 2 мм) в зависимости
от температуры отжига в течение
40 мин
$5>
сительно равновесной структуры (70% a-f-30% р) сплав
следует охлаждать замедленно, по крайней мере, до
350—400° С.
На рис. 127 приведено изменение механических
свойств сплава марки ВТ16 (лист 1,5 мм), предвари-
тельно деформированного в холодном состоянии на
50%, в зависимости от температуры отжига. Листовые
образцы отжигали в течение 40 мин при различных тем-
пературах, охлаждали с печыо со скоростью 2—
4 град/мин до 350° С, а затем на воздухе.
Холоднодеформированный сплав марки ВТ 16 интен-
сивно разупрочпяется с повышением температуры от-
жига он* 500 до 700° С. В этом интервале температур вос-
станавливается и пластичность сплава. Отжиг сплава
при температурах вблизи или особенно выше полного
полиморфного превращения (840—860° С) заметно сни-
жает характеристики пластичности в связи с резким
ростом микрозерна. Такая закономерность типична и
для других титановых сплавов с а+р-структурой.
Изменение механических свойств холод но деформи-
рованного сплава марки ВТ15, основанного на р-струк-
туре, в зависимости от температуры отжига приведено
на рис. 128. Особенностью этого высоколегированного
0-стабилизируЮ1цими Злёментами (Мо и Сг) сплава яв-
ляется то, что его обычное состояние на стадии техноло-
гических переделов — полностью 0-структура, хотя
в равновесном состоянии он должен содержать пример-
но 80% 0- и 20% tz-фазы. Сплав отжигают обычно при
Рис. 128, Изменение механи-
ческих свойств холодноде-
формированного (70% дефор-
мации) сплава марки ВТ15
(лист 2 мм) в зависимости
от температуры отжига в
течение 1 ч
температурах 0-области (выше 780° С) и после отжига
ускоренно охлаждают в воде или на воздухе. Такая
обработка позволяет сохранить в структуре сплава
100% р-фазы и придать ему высокую пластичность,
свойственную кубической 0-структуре.
Листы из сплава марки ВТ15, предварительно отож-
женные при 800° С и охлажденные на воздухе, прока-
тывали в холодном состоянии с деформацией 70% на
толщину 2 мм. В этом состоянии сплав имел сгв=
= 150 кгс/мм2, <т0,2=143 кгс/мм2 и 6g = 5%. Затем на-
гартованные образцы отжигали в течение 1 ч при раз-
личных температурах и охлаждали иа воздухе. Посколь-
ку сплав марки ВТ 15, охлажденный на воздухе с темпе-
ратуры 800° С и деформированный в холодном состоя-
нии, имеет термически нестабильную структуру, то по
мере повышения температуры отжига от 350 до 500° С
происходит дисперсионное упрочнение, связанное с рас-
падом метастабильной 0-фазы. В этом интервале с по-
вышением температуры отжига возрастают характерис-
тики прочности (ов и Оо.а) и снижается относительное
удлинение.
Повышение температуры отжига сплава марки ВТ15
от 500 до 800° С сопровождается одновременно коагуля-
цией дисперсных частиц распавшейся 0-фазы и рекри-
бтаЛлиЗацней нагартойанного металла. При этом йО_Мё-
ре повышения температуры отжига до температуры
полного полиморфного превращения в сплаве происхо-
дит не только коагуляция частиц a-фазы, но и ее рас-
творение в p-матрице. Характеристики прочности в этом
интервале температур резко снижаются, а пластичность
возрастает. В полностью рекристаллизованном состоя-
нии, т. е. после отжига при температуре 800° С и после-
дующего охлаждения на воздухе, структура сплава со-
стоит на 100% из 0-фазы. В этом состоянии сплав имеет
сгв»88 кгс/мм2, сто,2^85 кгс/мм2 и 6л;20%.
Мы рассмотрели изменение механических свойств
холоднодеформированных титановых сплавов различ-
ного типа в зависимости от режима отжига. При этом
следует отметить, что однофазные а-Титановые сплавы,
а также сплавы на основе a-структуры с небольшим
количеством p-фазы (ОТ4, ВТ6) изменяют свои свойст-
ва в процессе отжига лишь в связи с процессом рекри-
сталлизации. У титановых сплавов со значительным со-
держанием p-фазы (BT16J ВТ22, ВТ15 и др.) в процес-
се отжига происходят не только процессы рекристалли-
зации, но и существенно изменяется фазовый состав,
что сильно влияет на механические свойства сплава.
Изменение фазового состава в сплавах такого типа
регламентируется при отжиге, как правило,'скоростями
охлаждения с температуры отжига, а также различны-
ми циклами отжига (ступенчатый отжиг).
Влияние скорости охлаждения с температуры отжи-
га на структуру и механические свойства а-рр-титано-
вых сплавов весьма значительно и его следует рассмот-
реть отдельно.
В назначении режимов отжига промышленных тита-
новых сплавов значительную роль играет не только про-
цесс рекристаллизации, но и такие факторы как окисле-
ние при нагреве па воздухе, а также чувствительность
титановых сплавов особенно с a+p-структурой к пере-
греву, т. е. к изменению структуры при нагреве сплава
выше температуры превращения а-рр+^р. Для всех
титановых сплавов нагрев при температурах выше пол-
ного полиморфного превращения нежелателен в связи
с резким ростом микрозерна, изменением строения внут-
ризеренной структуры и ухудшением механических
свойств. При этом структуру и механические свойства,
как правило, не удается улучшить последующей терми-
ческой обработкой. Перегрев особенно губительно влия-
ет на механические свойства титановых сплавов с а+Р*
структурой в термически упрочненном состоянии.
Изменение микроструктуры титанового сплава мар-
ки ВТ14 в результате перегрева приведено на рис. 129.
Нагрев при температурах fj-области сопровождается
Рис 129. Микроструктура сплава марки BTI4.X500
л — равноосная мелкозернистая; б — перегретая игольчатая
образованием крупного зерна игольчатого строения.
При этом резко ухудшаются свойства сплава как в
отожженном, так особенно в термически упрочненном
состоянии.
На рис. 130 приведено изменение механических
свойств прутка диаметром 12 мм, предварительно на-
гретого в течение 1 ч при различных температурах а+р-
и p-области, а затем подвергнутого отжигу или упроч-
няющей термической обработке по принятым в про-
мышленности режимам.'
Нагрев металла при температурах 950° С и выше,
т. е. в p-области, резко снижает характеристики пла-
стичности, особенно относительного сужения. Если в
отожженном состоянии предел прочности в результате
перегрева практически не изменяется, то в закаленном
и состаренном состоянии резко снижаются как характе-
ристики прочности, так и пластичности,
Рис. 130. Изменение ме-
ханических свойств спла-
ва марки ВТ14 в отож-
женном и термически
упрочненном состоянии
в зависимости от темпе-
ратуры предварительного
нагрева*
1 — закалка с 87(Г С, ста.
пение 470’С, 16 ч; 2—>
отжиг 750° С» 30 мпн
Рис. 131, Изменение ме-
ханических СВОЙСТВ раз-
личных титановых спла-
вов С <Х + Р -структурой
в отожженном состоянии
в зависимости от темпе-
ратуры предварительно-
го нагрева:
1 — ВТЗ-1, 800D С, воздух;
2 — В Тб, 800° С, воздух;
3—BTI5, 800° С, воздух;
4 — ВТ14, 750s С, воздух;
5 — BTI6, 780° С, воздух
температура предварительного отмцга, Т
На рис. 131 показано изменение механических
свойств (<тв и Я’) различных титановых сплавов (пруток
диаметром 12 мм) в отожженном состоянии в зависимо-
сти от предварительного нагрева при различных темпе-
ратурах в течение 1 ч. После различного нагрева спла-
вы отжигали по принятым режимам. Различные титано-
вые сплавы в разной степени чувствительны к перегре-
ву, но во всех случаях значительно снижается пластич-
ность (относительное сужение) после нагрева при
температурах выше превращения a+fis^p. Видно, что
существует некоторая тенденция к увеличению чувстви-
тельности к перегреву у титановых сплавов по мере
повышения их прочности в отожженном состоянии.
В термически упрочненном состоянии все титановые
сплавы еще в большей мере теряют свою пластичность
в результате перегрева, как это было показано выше
па сплаве марки ВТ14.
Температура полного полиморфного превращения
a + p-p-р и температуры начала и конца рекристалли-
зации для титановых сплавов различны и колеблются
в интервале, приведенном в табл. 50.
Во всех случаях температура отжига пе должна пре-
вышать температуры полного полиморфного превраще-
ТАБЛИЦЛ 50
ТЕМПЕРАТУРА ПОЛНОГО ПОЛИМОРФНОГО ПРЕВРАЩЕНИЯ
а+р<?₽И ТЕМПЕРАТУРЫ НАЧАЛА И КОНЦА
РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ ДЛЯ ПРОМЫШЛЕННЫХ
ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ
Марка сплава Температу- ра а+рЛР превраще- ния, °C Температура рекристалли- зации, °C Марка сплава Температу- ра ft превраще- ния, °C Температура рекристаллиза- ции, СС
начало | конец начало конец
ВТ1-00 885—890 580 670 АТ4 950—1020
ВТ1-0 885—900 600 700 ТС5 970—1020 ..._
ВТ5 930—980 750 850 ВТ6С 930—990 850 950
ВТ5-1 950—990 580 950 ВТ6 980—1010 850 950
ОТ4-0 860—930 680 800 ВТЗ-1 960—1000 880 950
ОТ4-1 910—950 720 840 ВТ14 920—960 900 930
ОТ4 920—960 760 860 ВТ16 840—880 820 840
ВТ4 960—1000 780 900 ВТ23 880—930
ОТ4-2 990—1050 800 930 ВТ22 840—880 800 825
ВТ20 990—1050 800 950 ВТ15 750—800 500 770
АТ2 870—910 —- -—— ТС6 770—810
АТЗ 940—1000 — —
ния. Исключение лишь составляют сплав марки ВТ15 ?
и сплавы подобного типа с более низкой температурой !
полного полиморфного превращения, чем температура
рекристаллизации. i
Вместе с тем титановые сплавы при нагреве на воз* ?
духе весьма активно взаимодействуют с окружающей j
средой, а именно—кислородом, азотом и водородом 1
воздуха. При этом, если нагрев титана и титановых i
сплавов осуществляется при температурах до 600—
650° С окисление незначительно. Дальнейшее повыше- i
ние температуры сопровождается резким ростом окис- ;
ления. Это необходимо учитывать не только при прове-
дении отжига, но и других технологических операций,
связанных с нагревом металла.
Вопросы окисления титана и его взаимодействие
с газами атмосферы будут изложены в конце настоя-
щей главы.
С учетом всех выше перечисленных факторов, j
а именно: рекристаллизации, фазовых превращений :
в процессе отжига, чувствительности сплавов к перегре- з
ву и окислению, типа полуфабриката, режимы отжига
промышленных титановых сплавов выбраны в пределах, %
указанных в табл. 51. Охлаждение сплавов с темпера-
туры отжига, кроме случаев, указанных в табл. 51, осу- *
ществляется на воздухе.
Отжиг сплава марки ВТЗ-1 по режиму: 840—860° С, !
охлаждение на воздухе, рекомендуется для деталей •!
и конструкций, работающих при температурах вблизи
комнатной. [
Двойной отжиг по режиму: 870—920° С, выдержка
550—600° С, 2—6 ч значительно повышает термическую Т
стабильность сплава и рекомендуется для изделий, ра- ,
ботающих длительно при повышенной температуре. 1
Для сплава марки ВТ14, как правило, применяют
отжиг по режиму: 740—760° С, выдержка, охлаждение ’
па воздухе. В том случае, когда хотят получить повы- ;
шенную пластичность за счет некоторого снижения
прочности, применяют изотермический отжиг по режи- £
му: 790—810° С, выдержка, охлаждение с печью или ;
перенос в другую печь с температурой 640—660° С, вы- j
держка 30 мин, охлаждение на воздухе. ?
Для большинства сплавов листы и листовые полу-
фабрикаты отжигают при более низких температурах,
чем массивные полуфабрикаты типа поковок, штампо-
ТАБЛИЦА St
РЕЖИМЫ ОТЖИГА ПРОМЫШЛЕННЫХ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ
Марка сплава Температура отжига, аС Примечание
листы и ли- стовые полу- фабрикаты прутки, по- ковки, штам- повки '
ВТ 1-00 520—540 670—690
ВТ 1-0 520—540 670—690
ВТ5 — 800—850
ВТ5-1 700—750 800—850
ОТ4-0 590—610 690—710
ОТ4-1 640—660 740—760 —
ОТ4 660—680 740—760
ВТ4 690—710 740—760 —-
ОТ4-2 710—730 840—860 —
ВТ20 700—800 700—800
АТ2 600—650 650—700 —
АТЗ 800—850 800—850 -—
АТ4 850—870 850—850 —
ТС5 760—780 760-780 —-
ВТ6-С 750—800 750—800 —
ВТ6 750—800 - 750—800 -—
ВТЗ-1 870—920 600—650 Изотермический отжиг: нагрев до 870—920° С, выдержка, ох- лаждение до 600—650° С (пере- нос в другую печь), выдержка 2 ч, охлаждение на воздухе Двойной отжиг, выдержка при 550—600° С 2—5 ч. Для силовых деталей допуска- ется отжиг при 850° С, охлаж- дение на воздухе
ВТЗ-1 870—920 650—600
ВТ14 740—760 740—760 —
ВТ14 790—810 790—810 Изотермический отжиг, 790—
640—600 640—660 810° С, выдержка, охлаждение с печыо (перенос в другую печь) до 640—660° С, выдерж- ка 30 мин, охлаждение на воз- духе
ВТ16 730—770 770—790 Охлаждение с печью со ско- ростью 2—4 град/мин до 500° С, затем на воздухе
ВТ22 740—760 680—800 Охлаждение с печью со ско- ростью 2—4 град/мин до 350° С, затем на воздухе
ВТ 15 790—810 790—810 — -
ТС6 790—810 790—810
ВТ23 740-760 740—760 —
вок и т. п. Это обстоятельство вызвано конечно не раз-
личной температурой рекристаллизации листов тГпоко-
вок, а исключительно повышенной склонностью к окис-
лению титановых сплавов, которое в большей степени
сказывается на полуфабрикатах с развитой поверхностью
и небольшим сечением. При отжиге листовых полуфаб-
рикатов в печах с защитной атмосферой или в вакуум-
ных печах температуру отжига можно повысить до уров-
ня температур, применяемых для поковок и штамповок,
что дает более полную рекристаллизацию и повышение
пластичности сплавов.
У некоторых сплавов температура отжига листов и
поковок одинакова, это вызвано, как правило, необхо-
димостью более полно осуществить рекристаллизацию с
целью достижения необходимой пластичности листовых
полуфабрикатов, не взирая на повышенную окисляемость
их при отжиге.
Продолжительность отжига титановых сплавов обыч-
но регламентируется сечением детали или полуфабрика-
та и принимается следующей:
Максимальное
сечение, мм . До 1,5
Время выдерж-
ки, мин ... 15
1,6—2,0 2,1—6,0 6,0—5,0
20 25 60
При сечениях более 50 мм рекомендуется время вы-
держки увеличивать вплоть до 2 ч. Время выдержки при
отжиге исчисляется с момента прогрева садки.
Различное время отжига полуфабрикатов разного се-
чения обусловлено с одной стороны учетом более вред-
ного влияния окисления на тонкостенные полуфабрика-
ты, а с другой стороны временем па прогрев сечения по-
луфабриката, поскольку отсчет времени отжига начина-
ется в промышленных условиях нередко с достижениям
заданной температуры па поверхности садки.
Для снятия внутренних напряжений, образовавших-
ся в результате механической обработки деталей (лис-
товой штамповки, правки, сварки и т. п), применяют не-
полный отжиг. Неполный отжиг ведут при температу-
рах, более низких, чем полный, в исчах с воздушной ат-
мосферой, и после его проведения на поверхности метал-
ла остается незначительная окалина, которую как пра-
вило не удаляют. Неполный отжиг является обычно за-
ключительной операцией. Оставшаяся окисная пленка за-
метно не влияет на механические свойства и работоспо-
собность деталей и узлов изделия. Температура непол-
ного отжига для различных титановых сплавов приведе-
на ниже, °C:
ВТ1-00, ВТ1-0 .................... 445—485
ВТ5, ВТ5-1 ....................... 550—600
ОТ4-0............................. 480—520
ОТ4-1, АТ2 ....................... 520—560
ОТ4, ЛТЗ.......................... 545—585
ВТ4, ОТ4-2, ВТ6-С, ВТ6, ВТ20, АТ4,
ТС5 .............................. 600—650
ВТ 14, ВТ23 ...................... 550—650
ВТЗ-1 ............................ 530—620
ВТ16 ............................. 520—550
ВТ22, ВТ15, ТС6 .................. 550—650
Для снятия напряжений, возникших при механичес-
кой обработке, продолжительность нагрева должна быть
0,5—2 ч. Для снятия напряжений, возникших при свар-
ке, продолжительность нагрева достигает 2—12 ч.
Обычно неполный отжиг целиком не снимает внут-
ренних напряжений, однако в значительной степени сни-
жает их.
2. УПРОЧНЯЮЩАЯ ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА
В настоящее время применяют упрочняющую терми-
ческую обработку к титановым сплавам с а+р-структу-
рой, состоящую из закалки и последующего старения.
Принцип упрочняющей термической обработки заклю-
чается в сохранении ускоренным охлаждением метаста-
бильных р-, а' (а")-фаз и последующем их распаде при
искусственном старении с выделением дисперсных час-
тиц а- и p-фаз. При этом эффект упрочняющей терми-
ческой обработки зависит от типа, количества и состава
метастабильных фаз, а также дисперсности, образовав-
шейся после старения частиц а- и рфаз.
Современная промышленность располагает1 рядом
титановых сплавов различного типа, эффективно упроч-
няющихся термической обработкой. По степени легиро-
ванное™ p-стабилизирующими элементами их можно
расположить в следующей последовательности: ВТ6,
BTI4, ВТЗ-1, ВТ16, ВТ22, ВТ15 (см, рис. 42).
Сплав марки ВТ6 содержит небольшое количество
ванадия, который слабо стабилизирует p-фазу, и его мо-
жно отнести к категории малолегированных р-стабилизи-
рующими элементами титановых сплавов. В равновесном
состоянии сплав содержит около 7% Р-фазы, а после за-
калки с критической температуры можно сохранить в
нем около 25% метастабильной р-фазы. 'Эффект упроч-
нения, т, е. отношение предела прочности отожженного
сплава к пределу прочности закаленного и состаренного
сплава, у сплава марки ВТ6 не превышает 25%.
Сплав марки ВТ14 также содержит сравнительно не-
большое количество p-стабилизирующих элементов. Од-
нако в равновесном состоянии у него около 10% р-фазы,
а закалкой можно сохранить до 35—-40% метастабильной
р-фазы. Эффект упрочнения при закалке и старении мо-
жет достигать 50%.
Сплав марки ВТЗ-1 еще более легирован р-стабили-
зирующими элементами (Мо, Сг) и включает такие
сильно действующие стабилизаторы р-фазы, как железо
и кремний. В равновесном состоянии он содержит око-
ло 15—20% р-фазы, а после закалки с критической тем-
пературы! около 40% метастабильной р-фазы. Макси-
мальный эффект упрочнения у этого сплава может до-
стигать 60%.
Сплав марки ВТ16 следует относить к категории сред-
нелегированных сплавов. Хотя он и не содержит силь-
нодействующих p-стабилизаторов, содержание в нем
молибдена и ванадия приближается к 10%. В равновес-
ном состоянии он содержит около 25% р-фазы; закалкой
можно сохранить до 55% р-фазы. Эффект упрочнения
у этого сплава достигает 75%.
Сплав марки ВТ22 еще более легирован по сравне-
нию со сплавом марки ВТ16, Наряду с молибденом и
ванадием, он содержит по 1 % сильно действующих р-ста-
билизаторов (Cr, Fe), Отличительная особенность сплава
марки ВТ22—это то, что температура его мартенситного
превращения находится вблизи комнатной. Если в рав-
новесном состоянии он содержит около 30—35% р-фазы,
то закалкой можно сохранить 100% р-фазы. Закалкой и
старением предел прочности сплава можно повысить на
80—85% по сравнению е Пределом прочности в Отож-
женном состояииш
Сплав марки ВТ15 наиболее высоколегированный
промышленный титановый сплав. В относительно равно-
весном состоянии он состоит примерно на 80% из р-фа-
зы. Эффект упрочнения у этого сплава несколько мень-
ше, чем у сплава марки ВТ22 и не превышает 60—70%.
Все сказанное выше о сплаве марки ВТ15 можно от-
нести и на счет сплава марки ТС6.
Таким образом, в зависимости от содержания р-ста-
билизирующего элемента в сплаве (количества р-фазы)
наблюдается различный эффект при упрочняющей тер-
мической обработке (рис. 42). Он возрастает по мере
повышения содержания в сплаве р-стабилизирующих
элементов до критического состава, т. е. до сплавов, у
которых температура мартенситного превращения нахо-
дится около комнатной. Затем по мере дальнейшего уве-
личения содержания p-стабилизирующих элементов эф-
фект упрочнения несколько уменьшается. Таким обра-
зом, эффект упрочнения после закалки и старения повы-
шается от сплава марки ВТ6 к сплаву марки ВТ16, дос-
тигая максимума у сплава марки ВТ22 и затем несколь-
ко снижается у сплава марки ВТ15. Такой характер из-
менения эффекта упрочнения при термической обработке
связан с изменением типа и состава метастабильных
фаз, сохраняемых при резком охлаждении, а также со
степенью изменения фазового состава закаленного спла-
ва после старения.
На схеме, приведенной на рис. 132, показано измене-
ние фазового состава титановых сплавов с a-j-p-струк-
турой в зависимости от содержания р-стабилизирующе-
го элемента и температуры закалки.
У сплавов докритического состава (ВТ6, ВТ 14, ВТЗ-1
и ВТ16), содержащих p-стабилизирующие элементы в
количествах до С2, при закалке в воде с температур от
комнатной до Т% сохраняется первичная a-фаза и метас-
табильная p-фаза (см. рис. 132). В этом случае при ста-
рении сплавов упрочнение происходит в результате рас-
пада метастабильной р-фазы.
У сплавов докритического состава, закаленных с тем-
ператур от до Ti, сохраняется первичная tz-фаза и ме-
тастабильные р- и а! (а") (титановый мартенсит)-фазы,
последняя является продуктом частичного превращения
р-фазы. При старении сплавов, закаленных с этих темпе-
ратур, происходит распад р- и а' (а")-фаз. Сплавы, зака-
ленные с температур от Л до температуры а+рч^р-пре-
вращения, состоит из а- и а' (ц'^-фаз- После закалки из
p-области сплавы с содержанием легирующих элементов
до Ci состоят исключительно из а' (а")-фазы, а сплавы с
p-стабилизирующими элементами в концентрации от Ci
Рис* 132. Схема изменения фа зон ого состава титановых сплавов в зави-
симости от содержания р-стабилизирующего элемента й температуры
закалки
до С2, содержат одновременно az (а")- и остаточную
р-фазу.
Изменение фазового состава различных типов титано-
вых сплавов с а-|~р-структур ой при закалке в воде на
примере сплавов марок BTI4, ВТ16 и ВТ15 приведено на
рис. 133. Малолегированные титановые сплавы марок
ВТ6, ВТ14 и ВТЗ-1 отличаются тем, что при закалке ив
p-области или из области а-рр с температур выше кри-
тической (Тьт) p-фаза пе сохраняется и претерпевает
Рис. 133. Схема изменения фазового состава различных типов промышленных
титановых сплавов t a + 0-структурой и зависимости от температуры закал-
ки [12S]:
а — ВТК; б — BT1G; в — ВТ1Б
мартенситное превращение в a'-фазу, являющуюся пере-
сыщенным твердым раствором ^-стабилизирующего
элемента в a-титане и имеющую гексагональную ре-
шетку.
У сплавов с большим содержанием р-стабилизирую-
щего элемента мартенситное превращение р-фазы за-
капчивается образованием а"-фазы, представляющей со-
бой твердый раствор па основе a-титана с ромбической
решеткой, которую можно рассматривать как промежу-
точную между объемно-центрированной кубической
p-решеткой и гексагональной a-решеткой. К сплавам та-
кого типа относится сплав марки ВТ16.
У еще более легированных сплавов (содержание
p-стабилизирующих элементов больше С?) с температу-
рой мартенситного превращения ниже комнатной при рез-
ком охлаждении сохраняется p-фаза. Ее стабильность
повышается по мерс увеличения легирования р-стабили-
зирующими элементами. Представителем этой группы
сплавов являются сплавы марок ВТ22, ВТ15 и ТС6.
У сплавов марок ВТ15 и ТС6 p-фаза настолько стабиль-
на, что сохраняется не только при закалке в воде, но и
17—37 257
при более медленном охлаждении, например, на воз-
ч Духе.
Особое место занимает сплав марки ВТ22, который
по составу близок к критическому, т. е. температура его
мартенситного превращения близка к комнатной. В зави-
симости от состава превращение при закалке у сплава
марки ВТ22 протекает либо по схеме, как у сплава мар-
ки ВТ16 (легирование p-стабилизирующими элементами
по нижнему пределу), либо по схеме, как у сплава мар-
ки ВТ15 (легирование p-стабилизирующими элементами
по верхнему пределу). Сплав марки ВТ22, легированный
по среднему составу, как это принято в промышленно-
сти, целиком закаливается на р-фазу.
В отожженном состоянии (близком к равновесному)
все промышленные термически упрочняемые титановые
сплавы имеют двухфазную и+р-структуру. Только спла-
вы марок ВТ15 и ТС6, содержащие большое количество
p-стабилизирующих элементов в отожженном состоя-
нии (по режимам, применяемым в промышленности)
имеют исключительно p-структуру. В случае охлаждения
после отжига промышленных титановых сплавов па воз-
духе их фазовый состав весьма неопределенный и зави-
сит в основном от скорости охлаждения.
В связи с изменением фазового состава после закал-
ки с различных температур, а также после отжига с раз-
личной скоростью охлаждения с температуры отжига
существенно меняются и механические свойства сплавов.
На рис. 134—139 приведено изменение механических
свойств сплавов марок ВТ6, ВТ14, ВТЗ-1, ВТ16, ВТ22 и
ВТ15 в зависимости от температуры отжига и скорости
охлаждения с температуры отжига (закалка в воду, ох-
лаждение на воздухе, охлаждение с печью со скоростью
2—4град/мин). Исследования проводили на образцах из
прутка диаметром 12 мм илилистов толщиной 2— З мм.
Термическую обработку сплавов проводили на заготовках.
Листовые заготовки после термической обработки про-
ходили пескоструйную очистку и травление для удале-
ния загрязненного газами слоя металла. Затем из за-
готовок делали образцы для испытаний па растяжение,
ударную вязкость, определения пластичности при испы-
тании на загиб. Время нагрева при соответствующей тем-
пературе: заготовки из прутка 1 ч, заготовки из листа-
30 мин. Испытания на загиб проводили вокруг оправки
с радиусом, равным толщине листа, или подбирали ми-
нимальный радиус гиба при загибе на 90°.
У сплавов мартенситного типа (ВТ6, ВТ14, ВТЗ-1),
закаленных на максимальное количество метастабильной
P-фазы (закалка примерно от 800—900°С), предел тску-
Gff, бц?, хгс/ммг , л-^/w
Температура отжига, °C.
Температура отжига, ’(7
Рис. 134. Изменение мехапиче-
ских свойстd сплава марки
ВТ6 (пруток диаметром 12 мм)
в зависимости от температуры
отжига и скорости охлаждения;
а — закалка в воду; б — охлаж*
дение на воздухе; в — охлажде-
ние с печью; 1 2 — 0 5
3_<р; 4-6 Е 0-J
W Ж7 w /ОПО THIS
Температура отжига, °C
чести (То,2 низкий, что обусловлено превращением мета-
стабильной p-фазы при растяжении образца. Повышение
температуры закалки сплавов примерно от 850° С до тем-
пературы полиморфного превращения сопровождается
непрерывным увеличением количества а'-фазы и ростом
предела прочности и текучести (а'-фаза, т, е. титановый
мартенсит отличается повышенной твердостью).
Характер изменения механических свойств после за-
калки у сплава марки ВТ16 аналогичен. Отличие лишь в
том, что титановый мартенсит в сплаве марки ВТ16 обра-
зуется в форме ромбической а"-фазы, не обладающей по-
17* 559
Рис. 138, Измепеиие механических свойств сплава марки ВТ22 (пруток диамет-
ром 12 мм) в зависимости от температуры отжига и скорости охлаждения:
а — охлаждение с печью {3 град/мин); б — охлаждение на воздухе; е — закал<
ка в воду
Тмлература нагрева, °C
Рис. 139. Изменение механических свойств сплава марки ВТ15 (лист
2,5 мм) в зависимости от температуры отжига и скорости охлаждения:
а — закалка в воду; б — охлаждение на воздухе; в — охлаждение
с Печью
вишенной твердостью. Поэтому сплав марки ВТ16, зака-
ленный в воде от температуры Та до температуры а+
-фрд^р-препращепия, не склонен к повышению проч-
ности. ’
Сплавы марок ВТ22, ВТ 15 и ТС6 имеют критический
или закритический состав, поэтому при их закалке с тем-
ператур а+|3-области сохраняются первичная а-фаза , и
метастабильная p-фаза, а при закалке из р-области —
исключительно метастабильная p-фаза. Термически мета-
стабильпая (3-фаза у этой группы сплавов механически
стабильна и не претерпевает превращения при деформа-
ции (испытании) образца. Механические свойства этих
сплавов в закаленном состоянии определяются в основ-
ном соотношением а- и р-фаз.
Механические свойства всех сплавов в отожженном
состоянии (отжиг с печью со скоростью 2—4 град/мин) с
относительно равновесной структурой определяются в ос-
новном свойствами а- и p-фаз, степенью рекристаллиза-
ции и величиной микрозерна. Поэтому у всех сплавов
снижаются характеристики прочности (ств и од г) по мере
повышения температуры отжига, а характеристики пла-
стичности сначала растут в связи с увеличением степени
рекристаллизации, а затем с ростом микрозерна снижа-
ются.
После отжига и последующего охлаждения на возду-
хе у титановых сплавов докритического состава (ВТ6,
ВТ14, ВТЗ-1 и ВТ16) по мере повышения температуры
отжига от критической до температуры a-pp^p-превра-
щения непрерывно повышается предел прочности и сни-
жается пластичность, что обусловлено как мартенситным
распадом, так и частичным превращением фаз рвав
стесненных условиях.
У сплавов критического и закритического состава
(ВТ22, ВТ15 и ТС6), охлажденных после отжига на воз-
духе, непрерывно снижаются характеристики прочности
но мере повышения температуры отжига. У этих спла-
вов p-фаза достаточно стабильна и не претерпевает пре-
вращений при охлаждении на воздухе. Механические
свойства этих сплавов определяются в основном сте-
пенью их рекристаллизации и размером микрозерна.
Метастабильные составляющие р- и а'-фазы у спла-
вов марок ВТ6, ВТ 14 и ВТЗ-1, р- и «"-фазы у сплава мар-
ки ВТ16 и p-фаза у сплавов марки ВТ22, ВТ15 и ТС6
склонны к распаду в процессе изотермического нагрева
при умеренных температурах с образованием равновес-
ной а-Р^-структуры. На начальной стадии старения об-
разуются дисперсные выделения а- и p-фаз, что сопро-
вождается значительным упрочнением сплавов. Распад
метастабильной p-фазы идет ио схеме
Рпестаб Рнестйб 4“ ® _>а “Ь Р-
При изотермическом нагреве а' распадается по схеме
-> “обогати + Я -> а + ₽нвстаб-> а + ₽
Распад а'-фазы сопровождается на первой стадии
образованием a-фазы и а'-фазы, обогащенной р-стаби-
лизирующими элементами.
При изотермическом нагреве а" распадается по схеме
а —аобогащ 4” ® -“ *4 Рпестаб я Т" Р-
Изменение механических свойств в связи с режима-
ми закалки и старения у сплавов марок ВТ14, ВТ16,
ВТ22, ВТ15 (различные типы сплавов) приведено на
рис. 140—143. Во всех случаях испытания проводили на
образцах, изготовленных из прутка диаметром 12 мм.
Закалку осуществляли в заготовках, затем изготавлива-
ли образец с припуском под шлифовку. После этого про-
водили старение и шлифовали рабочую часть образца
до заданного размера. Время нагрева под закалку во
всех случаях равнялось 1 ч.
На рис. 140 показано изменение механических свойств
сплава марки ВТ14, закаленного па метастабильную (1-фа-
зу и на а'-фазу в зависимости от температуры и време-
ни старения. Рассматривая кривые старения, можно от-
мстить, что изотермический нагрев от 300 до 450° С в те-
чение от 4 до 64 ч сопровождается увеличением предела
прочности за счет дисперсионного твердения.
Повышение температуры старения от 450 до 600° С
сопровождается снижением предела прочности практиче-
ски до величины его в отожженном состоянии в связи
с коагуляцией дисперсных частиц. Можно отметить не-
которую разницу в поведении сплава, закаленного на
метастабильные р- и а'-фазы.
Процесс старения у сплава марки ВТ 14, закаленно-
го на (3-фазу (850° С), начинается при температурах вы-
ше 350° С, в то время как у сплава, закаленного на а'-
фазу (900° С), упрочнение наблюдается после старения
выше 300° С. Это указывает па то, что с повышением
температуры старения распад а'-фазы начинается рань-
ше распада метастабильной p-фазы. Если сравнить по-
ложение максимумов прочности на кривых старения при
одинаковой продолжительности старения, то можно от-
Рнс. 140, Изменение механических своЛств сплава марки ВТ14 (пру-
ток диаметром 12 мм), закаленного с 850 и 900n С„ п зависимости от
температуры л продолжительности старения
метить, что максимум по прочности у сплава, закаленно-
го на а'-фазу, сдвинут к более высоким температурам
старения. Это указывает, что процесс распада а'-фазы
с повышением температуры старении протекает медлен-
нее по сравнению с распадом 0-фазы. Старение при тем-
пературе 600° С уже в течение первых четырех часов при-
водит к полному" разупрочнению сплава марки ВТ14, за-
каленного как с 850° С на p-фазу, так и с 900° С на а'-фа-
зу. У сплава марки ВТ16 в зависимости от температуры
закалки образуются р- или а"- фазы. Метастабильпая 0-
фаза образуется при закалке с температур ниже критиче-
ской, а а"-фа за — с температур выше критической. Дис-
персионное твердение у сплава марки ВТ16 таким обра-
зом может протекать за счет распада р- или а"-фаз.
Рис. 14L Изменение механических свойств сплава марки ВТ16 (пруток
диаметром 12 мм), закаленного с 790 и 830е С, в зависимости от темпе-
ратуры и продолжительности старения
ва, закаленного на 0-фазу (790°С), Сплав, закаленный
на а"-фазу (830° С) и состаренный при 250° С, еще не
даст большого повышения прочности. Максимальная
прочность сплава, закаленного на 0-фазу, достигается
после старения в течение 4 ч при 400° С и после старения
в течение 16 и 64 ч при 350° С. Сплав же, закаленный на
«"-фазу, достигает максимальной прочности после ста-
рения в течение 64 ч при 400° С, в течение 16 ч при
450° С и в течение 4 ч при 500° С. Это указывает на
большую стабильность а"-фазы по сравнению со ста-
бильностью 0-фазы у сплава марки ВТ 16. Такое утверж-
дение подтверждается еще и тем, что при перестарива-
нии при 500° С и выше сплав, закаленный па а"-фазу,
разупрочняется медленнее, чем закаленный на 0-фазу.
Так же, как у сплава ВТ14, у сплава ВТ16 упрочнение,
полученное закалкой на а"-фазу и старением, будет со-
храняться при более высоких температурах, чем закал-
кой на p-фазу и старением.
У сплава марки ВТ22, закаленного в воде с различ-
ных температур, во всех случаях сохраняется исключи-
тельно p-фаза. Поэтому эффект дисперсионного упроч-
нения может протекать лишь за счет распада р-фазы.
Изменение температуры закалки в пределах a-f-0-об-
ласти сопровождается лишь сохранением большего или
меньшего количества р-фазы в закаленном металле.
На рис. 142 приведено изменение механических
свойств сплава ВТ22 закаленного в воде из а+0-области
и состаренного по различным режимам.
У сплава марки ВТ22, закаленного с 700° С, эффект
дисперсионного твердения начинается лишь после нагре-
ва при температурах выше 300° С. Максимальная проч-
ность у сплава, состаренного при 400° С в течение 64 ч
или при 500° С в течение 4 ч. Сплав, состаренный при
600° С, полностью разупрочняется уже после нагрева
в течение 4 ч. У сплава, закаленного с 750° С, 0-фаза
менее термически стабильна и эффект дисперсионного
упрочнения, хотя и незначительный, наблюдается уже
при повышении температуры от 200 до 300° С при про-
должительности старения 16 и 64 ч. Эффект упрочнения
при старении в течение 4 ч начинает проявляться при
температурах выше 300° С. Максимальная прочность
у сплава, закаленного с 750° С, после старения при
400° С в течение 16 и 64 ч или после старения при 500° С
в течение 4 ч. Сплав, закаленный с 750° С, после старе-
Рис, 142. Изменение механических свойств сплава марки ВТ22 (пру-
ток диаметром 12 мм), закаленного с 700 (а) н 750° С (б), в зависи-
мости от температуры и продолжительности старения
ТОО 4Я7 500 000' 500 400 500 000
Температура старения, °C
Рис. 143. Изменение механических свойств сплава марки ВТ15 (пруток
диаметром 12 мм), закаленного с 750 (а) и ШУ С (б), в зависимости от
температурь! к продолжительности старения
НИя при Тёмпёратурах 600° С й выше практически полно-
стью разупрочпяется.
Сплав марки ВТ15, еще более легированный р-ста-
билизирующими элементами, по сравнению со сплавом
марки ВТ22, при резком охлаждении сохраняет исклю-
чительно мстастабильную p-фазу. При этом это единст-
венный сплав, который как и сплав марки ТС6, допу-
скает упрочняющую термическую обработку, включаю-
щую закалку с температур выше а+р^р-превращения
Это обстоятельство обусловлено, вероятно, с одной сто-
роны, сравнительно низкой температурой а+рч±р-прев-
ращения у этих сплавов, а с другой, — вялостью фазовых
превращений у столь высоко легированных сплавов.
На рис. 143 приведено изменение механических
свойств сплава ВТ 15, закаленного в воде из а-|-р-обла-
сти и р-области.
У сплава марки ВТ15, закаленного с 750° С, эффект
старения становится заметным лишь при температурах
выше 350° С. В отличие от ранее рассмотренных сплавов,
эффект упрочнения у этого сплава в результате закалки
и старения в значительной мере зависит от продолжи-
тельности старения. Например, наиболее высокая проч-
ность может быть получена после старения в течение
64 ч и наименьшая — после 4 ч, как в случае закалки
с 750, так и с 800° С. У сплава, закаленного с 750° С,
прочности максимальная после старения при 450° С в
течение 16 и 64 ч и при 500° С в течение 4 ч. После ста-
рения при 600° С при всех исследованных выдержках
заметного упрочнения не обнаружено. У сплава, зака-
ленного с 800° С, т. е. с температур p-области, макси-
мальная прочность обнаруживается после старения при
450° С в течение 64 ч и при 500° С в течение 4 и 16 ч.
Особенностью сплава марки ВТ15 в отличие от ос-
тальных промышленных сплавов с a+p-структурой яв-
ляется то, что при обработке его по режимам перестари-
вания происходит обычное разупрочнение металла, од-
нако характеристики пластичности при этом улучшают-
ся в меньшей степени. Например, после закалки с 800° С
и старения при 600° С в течение 64 ч предел прочности
снижается до предела прочности сплава в отожженном
состоянии, а пластичность, особенно сужение, остается
сравнительно низкой.
Еще нагляднее эта особенность сплава ВТ15 под-
тверждается данными, приведенными на рис. 144. С по-
вышением температуры отжига упрочненного сплава
ВТ15 от 550 до 700° С и выше <тв снижается, а пластич-
ность начинает возрастать лишь после отжига при тем-
пературах выше 650° С. При этом увеличение продолжи-
тельности отжига от 1 до 4 ч не увеличивает, а даже
несколько снижает
пластичность. Это по-
зволило предположить,
что в сплаве проходят
необратимые превра-
щения, связанные, ве-
роятно, с образовани-
ем интерметаллидного
соединения титана с
хромом или по край-
ней мере с начальной
стадией его образова-
ния. Отжиг при темпе-
ратуре 700 и особенно
750° С, т. е. при темпе-
ратурах выше эвтекто-
идного превращения,
сопровождается рез-
ким ростом характери-
стик пластичности, что
может быть объяснено
растворением интерме-
тал лид а.
В работе Н. М. Се-
меновой1 иначе объяс-
нено поведение сплава
марки ВТ15 при старе-
нии. Образовавшиеся
имеют сложное строе-
Температура стжига, ”£
Рис. 144- Изменение механических
свойств сплава марки В'П5 (пруток ди-
аметром 12 мм), термически упрочнен-
ного по режиму: 800е С, 1 ч, закалка
в воду, старание 480° С. в зависимости
от температуры последующего отжига
при старении выделения а-ф;
ние и низкую пластичность. Они устойчивы при до-
вольно высоких температурах (до 600° С). Такая а-фаза
характеризуется двойниковыми ориентировками внутри
одного выделения, при этом происходит многократное
двойникование, когда внутри двойников образуются
двойники второго и т. д. порядков. Электронно-микро-
1 Семенова НМ. Электронно-микроскопическое исследова-
ние структуры титановых сплавов с метастабильной Д-фазой. Авторе-
ферат канд. дис- М-, 1972-
скопическим исследованием было установлено, что на
строение такой a-фазы существенно влияет температура
старения. После старения при 550° С частицы огрубля-
ются, пластины становятся крупнее. Однако лишь после
старения при 600° С 50 ч полосчатость внутри частиц
полностью исчезает и сплав восстанавливает свою плас-
тичность.
Рассматривая вышеприведенные данные по измене-
нию механических свойств закаленных сплавов с а+0-
структурой в зависимости от режима старения можно
проследить общие закономерности.
С повышением температуры старения закаленного
металла при определенной продолжительности нагрева
повышается прочность и снижается пластичность. Мак-
симальная прочность при минимальной пластичности
достигается при старении вблизи 450—500° С. Даль-
нейшее повышение температуры старения (как правило,
выше 500° С) сопровождается разупрочнением металла
и возрастанием характеристик пластичности.
Продолжительность старения так же влияет па ме-
ханические свойства, как и повышение температуры
старения, однако ее влияние значительно менее эффек-
тивно по сравнению с влиянием температуры. При тем-
пературах старения, которые приняты для промышлен-
ных титановых сплавов, т. е. вблизи 500° С и выше,
процессы дисперсионного распада метастабильных 0,
а7 (а")-фаз протекают весьма интенсивно. Например, у
сплавов мартенситного типа (BTI4, ВТЗ-1 и др.), зака-
ленных как на метастабильную fj-фазу, так и на а!
(а")-фазу, процесс дисперсионного упрочнения почти
полностью протекает в первые несколько минут. То же
самое наблюдается и у сплавов с метастабильной 0-фа-
зой, по составу близких к критическому (ВТ22 и др).
Совсем иначе ведут себя сплавы за критического состава,
особенно такие высоколегированные 0-стабилизирующи-
ми элементами, как ВТ15, ТС6 и т. п. У закаленных спла-
вов этого типа 0-фаза столь- стабильна, что процесс ее
распада при температурах старения протекает весьма
вяло и требуется несколько часов для достижения доста-
точно полного и равномерного дисперсионного распада
0-фазы.
На рис. 145 показано влияние продолжительности
старения при температурах вблизи принятых для про-
мышленных титановых сплавов марок ВТ14 и ВТ15 на
их механические свойства. Листы толщиной 2 мм из
сплавов марок ВТ 14 и ВТ15 закаливали в воде с тем-
ператур 870 и 800° С соответственно, а затем старили
при различных температурах и времени.
Старение у сплава марки ВТ 14 протекает практиче-
ски мгновенно, в то время как для сплава марки ВТ15
Рис. 145.
иичеекие
BTI5:
— ВТ14; 2 — ВТ15
Время старения, ч
Влияние продолжительности старении на меха-
сиойства закаленных сплавов марок ВТ14
требуе
старен
мого у
я несколвко часов выдержки при темпе]
, прежде чем его прочность достигает нес
'овня. Обычно в промышленных условиях
rvpe
эди-
емя
старения титановых сплавов назначается в пределах
2—20 ч в зависимости от типа сплава. Продолжитель-
ность старения даже относительно малолегировакных
сплавов должна быть не менее 2—4 ч для более полного
и равномерного распада метастабильных фаз и образо-
вания дисперсных частиц определенных размеров, обес-
печивающих наилучшее сочетание прочностных и пла-
стических характеристик.
В общем виде схема изменения прочности или твер-
дости закаленного сплава в зависимости от температуры
и продолжительности старения приведена на рис. 146.
Если сплав закален на р- или а -фазу, то эффект дис-
после старения более значителен,
персионного упрочнения
чем у сплава, закален-
ного на «'-фазу, отлича-
ющуюся повышенной
твердостью и прочно-
стью. Однако у всех
изученных титановых
сплавов с а+|3-струк-
турой эффект упрочне-
ния закалкой на а'-фа-
зу меньше эффекта ди-
сперсионного упрочне-
ния при распаде ее.
Приведенное выше'
изменение механиче-
ских свойств закален-
ных сплавов в записи-
Рис. 146. Схема изменения предела
прочности закаленных титановых сила-
вов с а 4--структурой в зависимости
от температуры и времени старения
мости от режимов старения в значительной мере объяс-
няется изменением микроструктуры. Так, структура спла-
ва ВТ16 (пруток диаметром 12 мм), закаленного в воде с
790° С, представляет собой под электронным микроско-
пом a+p-твердый раствор. После нагрева в течение
16 ч при температурах до 250° С (рис. 147, а) микрост-
руктура практически не меняется, не изменяются при
этом и механические свойства (<тв=105 кгс/мм2; 6= 15%;
ф = 50%). Старение при 450° С в течение 16 ч
(рис. 147,6) сопровождается распадом метастабильной
р-фазы с образованием в ее матрице мелкодисперсных
выделений a-фазы. При этом повышается предел проч-
ности до 150 кгс/мм2 и снижаются характеристики пла-
стичности (6 = 7%, ф = 30%). Старение при 550° С в те-
чение 16 ч (рис. 147, в) ведет к коагуляции дисперсных
частиц а-фазы в [3-матрице и к разупрочнению сплава
в связи с перестариванием. При этом предел прочности
снижается до ов=125 кгс/мм2, а характеристики плас-
тичности заметно растут: 6 до 10% и ф до 60%. Такой
характер изменения механических свойств и структуры
в зависимости от температуры старения типичен и для
других титановых сплавов с а+р-структурой.
Рассмотрим теперь влияние температуры закалки на
механические свойства и структуру сплавов в термиче-
ски упрочненном состоянии.
На рис. 148 приведено изменение механических
свойств титановых сплавов марок ВТ14, ВТ16 и ВТ15
(пруток диаметром 12 мм) в термически упрочненном
состоянии в зависимости от температуры закалки. Эти
сплавы — представители различных типов титановых
сплавов с а+Р-структурой и в зависимости от температу-
ры закалки по-разному изменяют свой фазовый состав.
С повышением температуры закалки до температуры
а+Р^р-превращения непрерывно возрастает предел
прочности сплава марки ВТ14, подвергнутого старению
по режиму: 480°, 16 ч. Это вызвано непрерывным увели-
чением содержания метастабильных фаз, сначала 0-фа-
Грпперятуро UHfOflxu, °C
Рис. 148. Изменение механических свойств различного типа титановых спла-
вов с р-структурой (ВТ14, BT16, ВТ15} в термически упрочненном со-
стоянии в зависимости от температуры закалки [128]:
а —ВТ14; б — BT16; а — BT15
зы, а затем с повышением температуры закалки а'-фазы,
образующихся при закалке и распадающихся при ста-
рении. Наиболее высокая прочность наблюдается после
закалки из a-j-fJ-области с температур вблизи
превращения. Повышение температуры закалки выше
полного полиморфного превращения ведет к снижению
прочности и пластичности, что связано с резким ростом
Температура закалки, °C .
Рис. 149. Схема изменения пре-
дела прочности термически
упрочненных титановых спла-
ион с а 4-0-структурой в зави-
симости от температуры закалки
Зёрна И Изменением внутричерепного строения при нагре-
ве сплава в р-области.
У сплава марки ВТ16 в зависимости от температуры
закалки образуется 0- или а"-фаза. Как и у сплава мар-
ки ВТ14, повышение температуры закалки до полного по-
лиморфного превращения сопровождается непрерывным
увеличением количества метастабильпых фаз: сначала
Р-, а затем «"-фазы. После старения при 480° С в тече-
ние 16 ч с повышением тем-
пературы закалки до а~Т
+р^р-превращения непре-
рывно возрастает предел
прочности. Термически уп-
рочненный сплав марки
ВТ16, закаленный с темпе-
ратур выше полного поли-
морфного превращения,
так же как и сплав марки
ВТ 14, имеет пониженные
характеристики прочности
и пластичности.
У сплава марки ВТ15
с повышением температуры
закалки возрастает в струк-
туре количество метаста-
билыюй р-фазы до темпе-
ратуры а+р^р-превращения и увеличивается предел
прочности в термически упрочненном состоянии (старе-
ние 480° С в течение 20 ч, 560° С в течение 15 мшг, охлаж-
дение па воздухе).
Закалка из p-области ведет к снижению прочности
и пластичности сплава в термически упрочненном состоя-
нии, хотя и менее значительному, чем у сплавов марок
ВТ 14 и ВТ 16. Таким образом, общую зависимость изме-
нения предела прочности сплавов с а+^-структурой втер-
мически упрочненном состоянии от температуры закал-
ки можно представить в виде графика, приведенного на
рис. 149.
Как правило с ростом предела прочности характери-
стики пластичности соответственно снижаются. Такое из-
менение механических свойств хорошо объясняется и
иллюстрируется изменением микроструктуры, наблюдае-
мым под электронным микроскопом. На рис. 150 приве-
дена микроструктура сплава марки ВТ16 (пруток диа-
метром 12 мм), закалённого в одном случае с темпера-
туры 74О°С (рис. 150,а), а в другом случае с 810°С
(рис. 150,6) и состаренного при 520° С в течение 16 ч.
Механические свойства сплава соответственно были сле-
дующими: стЕ =120 и 143 кгс/мм2, 65 = 18 и 9%, ф = 62 и
25% и ан=4,3 и 2,5 кгс-м/см2. С повышением темпера-
туры закалки увеличивается количество метастабильной
Рис, 150- Микроструктура сплаиа марки ВТ16 под электронным микро-
скопом с реплик, X10000
, р-фазы, которая претерпевает при старении дисперсион-
ное упрочнение. В первом случае объем дисперсионно
упрочненной фазы составляет около 30%, во втором —
около 70%. Этот фактор и обусловливает изменение ме-
ханических свойств в связи с изменением температуры
закалки.
У сплавов мартенситного типа (ВТ6, ВТ14, ВТЗ-1,
ВТ16), где с повышением температуры закалки в обла-
сти критических температур происходит превращение ме-
тастабильной р-фазы в мартенситную а' (а")-фазу, сле-
довало ожидать изменения в эффекте дисперсионного
упрочнения.
Действительно такое предположение было практиче-
ски подтверждено на сплаве марки ВТ14 при более де-
тальном его исследовании. На рис. 41 приведены резуль-
г таты исследований, позволяющие заключить, что эффект
от дисперсионного упрочнения при распаде р-фазы не-
сколько больше, чем от распада а' (а") -фазы, хотя в пер-
вом приближении сохраняется общая тенденция увеличе-
ния предела прочности по мере повышения температу-
ры закалки. В этом исследовании использовали прутки
сплава марки ВТ14 диаметром 12 мм, которые закали-
вали в воде с температур через каждые 10 град, особен-
но в интервале критических температур (850—880° С).
Старение во всех случаях проводили по режиму 480° С,
16 ч.
Время выдержки сплавов при температуре закалки
обычно назначается таким же, как при отжиге. По мере
увеличения толщины закаливаемой детали время вы-
держки рекомендуется увеличивать в следующих пре-
делах:
Максимальное се-
чение, мм . . . До 1,5 1,6—2,0 2,1—6,0 6,0—5,0
Время выдержки,
нин............... 15 20 25 60
Время выдержки исчисляется с момента прогрева
садки. Следует, однако, отметить, что для различных
титановых сплавов требуется различное время выдержки
при температуре закалки для достижения необходимого
фазового равновесия. Продолжительность выдержки за-
висит от химического состава и самой температуры за-
калки сплава. У малолегированных р-стабилизирующи-
ми элементами титановых сплавов мартенситного типа
(ВТ14, ВТЗ-1 и др.) равновесное состояние достигается
очень быстро, вероятно, еще в связи с тем, что темпера-
тура закалки у этих сплавов весьма высокая, что в значи-
тельной степени способствует быстрому достижению рав-
новесия. У более легированных титановых сплавов типа
ВТ22, ВТ15 температура закалки при упрочняющей тер-
мической обработке значительно ниже (750—800° С).
Кроме того, известно, что фазовые превращения у такого
типа сплавов протекают более вяло и для достижения
фазового равновесия при температуре закалки требуется
больше времени.
На рис. 151 приведено изменение механических
свойств сплавов марок ВТ14 и ВТ15. Образцы предвари-
тельно отжигали и охлаждали с печью со скоростью 2—
4 град/мин для получения относительно равновесной
структуры при комнатной температуре. Затем образцы
278
нагревали до температуры закалки и выдерживали при
этой температуре различное время. Образцы из сплава
марки ВТ14 обрабатывали по режиму: 870° С закалка в
воду, старение 500° С, 16 ч; а из сплава марки ВТ15 по
режиму: 800° С закалка в воду, старение 480° С, 20 ч,
560° С, 15 мин. Видно, что сплав марки BTI4 достаточно
выдержать при темпера-
туре закалки в течение
2 мин для получения не-
обходимого уровня проч-
ности после закалки.
Сплав же марки ВТ15
необходимо по крайней
мере 15 мин выдержать
при температуре закал-
ки, чтобы получить отно-
сительно равновесное фа-
зовое состояние и как
следствие требуемые ста-
бильные механические
свойства.
Однако рекомендуе-
мая продолжительность
выдержки сплавов при
температуре закалки, хо-
тя и не учитывает осо-
бенностей отдельных сила-
Рис, 151. Изменение «еханичоских
свойств сплавов марок ВТ14 и ВТ!5
(лист 2 мм) в термически упроч-
ненном состоянии в зависимости ст
продол жите л ьн q сти вьтд ерж к и при
температуре закалки:
1 — ВТ1&; 2 — ВТ14
вов, во всех случаях заведомо достаточна.
Закалку титановых сплавов в промышленных услови-
ях ведут исключительно в воде. Температура воды —•
комнатная. Исследования влияния температуры воды под
закалку показали, что в интервале от 0 до 30° С этот фак-
тор заметно не влияет на свойства сплавов в термически
упрочненном состоянии. Следует, однако, отметить, что
для сохранения при закалке различных метастабильных
фаз (р, о/, а") требуются несколько отличные скорости
охлаждения, которые в свою очередь зависят от степени
легирования этих фаз элементами, т. е. температуры за-
калки.
Наглядным примером этому могут служить исследо-
вания, проведенные на сплаве марки ВТ14. Прутки диа-
метром 10, 15, 20, 30, 40, 60 и 80 мм и длиной, равной
трехкратной длине образца, закаливали в воде с различ-
ных температур после выдержки при соответствующей
температуре закалки в течение 1 я. Сплав закаливали
с 900° С на метастабильную а'-фазу, составляющую по
объему примерно 75% металла; с 860° С на максималь-
ное количество метастабильной fl-фазы (около 40%), от-
личающейся малым содержанием ^-стабилизирующих
элементов (Мо и V), т. е, малой стабильностью; и с
820° С на относительно обогащенную молибденом и вана-
дием нестабильную p-фазу, составляющую около 20%
Рис. 152. Изменение преде-
ла прочности сплава ВТ14т
закаленного с различных
температур н состаренного
по режиму 600° С, 16 ч, а за’
виси мости от диаметра
прутка:
/ — 900й С; 2 —860° С;
,J — 620" С
объема металла. Затем из центральной средней части
каждой заготовки вырезали образец Гагарина с припу-
ском рабочей части под шлифовку. Все образцы старили’
по режиму: 500° С, 16 ч, шлифовали рабочую часть об-
разца до заданного размера и испытывали на растяже-
ние. Результаты испытаний (три образца на точку) при-
ведены на рис. 152.
У прутков диаметром 12 мм, полностью прокаливаю-
щихся во всех случаях, предел прочности определяется
исключительно объемом метастабильной фазы (а' или
.₽), претерпевшей дисперсионный распад при старении.
Поэтому чем выше температура закалки, тем больше
предел прочности сплава в условиях полной прокаливае-
мости.
Увеличение диаметра заготовки от 10 до 30 мм со-
провождается резким снижением предела прочности, что
указывает на весьма низкую стабильность а'-фазы при
закалке с 900° С в сплаве марки ВТ14.
Закалка на fl-фазу с 860° С обеспечивает полную про-
каливаемость до диаметра 40 мм, что позволяет заклю-
чить о большей стабильности р-фазы по сравнению с а'-
фазой в сплаве марки ВТ14 при закалке. При закалке
с 820° С фиксируется p-фаза при скоростях охлаждения
меньших, чем при закалке с 860° С, и прокаливаемость
в этом случае увеличивается до диаметра 60 мм.
Результаты, полученные на сплаве марки ВТ14, ти-
пичны и для других титановых сплавов мартенситного
типа (ВТЗ-1, ВТ16 ит. п.).
Стабильность p-фазы при закалке особенно интенсив-
но начинает увеличиваться у сплавов критического со-
става номере их дальнейшего легирования р-стабилизи-
рующими элементами. Так, например, сплав марки ВТ 15
имеет настолько стабильную p-фазу, что она сохраняется
даже при охлаждении на воздухе полуфабрикатов, име-
ющих относительно большое сечение. В табл. 52 приве-
дены механические свойства сплавов марок ВТ14 и ВТ15
в термически упрочненном состоянии после охлаждения
с температуры закалки с различной скоростью. При этом
скорость охлаждения при закалке значительно зависила
и от сечения закаливаемого полуфабриката (лист 2 мм
или пруток диаметром 20 мм). Малолегированный р-ста-
билизирующими элементами сплав марки ВТ14 в виде
листов и прутков небольшого сечения можно закаливать
в масло. Некоторый эффект упрочнения происходит и по-
ТАБЛИЦА 52
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВОВ МАРОК ВТ14 И ВТ15
В ТЕРМИЧЕСКИ УПРОЧНЕННОМ СОСТОЯНИИ
ПОСЛЕ ЗАКАЛКИ
^Термическая обработка Закалка
Б ВОДУ в масло на воздухе
Сплав Образец ав’ кгс/м№ °В' кгс/мм* % «4 £ 2 V К «с?
ВТ 14 Закалка с 860° С, старение 500° С, 16 1 ч, Лист 2 мм Пруток диаметром 126 8 124 8 112 12
ч 20 мм 121 9 116 10 106 13
ВТ15 Закалка с 800° С, старение 1 ч, Лист 2 мм Пруток диаметром 143 5 142 5 143 5,5
480° С, 560° С, 15 20 ч, мин 20 мм 146 5,5 145 6 146 6
еле охлаждения на воздухе с последующим старением.
Сплав марки ВТ15 закаливается не только в воду, но и в
масло и на воздухе.
Другие титановые сплавы в зависимости от содержа-
ния ^-стабилизирующих элементов занимают промежу-
точное положение между сплавами марок ВТ 14 и ВТ 15
по прокаливаемости. Считается, что сплав марки ВТ6
(ВТ6С) прокаливается в сечении до 30 мм; сплавы ма-
рок ВТ14, ВТЗ-1, ВТ16— до 40 мм; сплав марки ВТ22
до 60 мм и сплав марки ВТ15 до150—200 мм.
В связи с широкими возможностями изменения меха-
нических свойств закалкой и старением промышленных
титановых сплавов с a+p-структурой, естественно, встает
вопрос, какие режимы обработки наиболее оптимальны.
Один и тот же уровень прочности можно получить, па-
пример, после высокотемпературной закалки и высоко-
температурного отпуска или после низкотемпературной
закалки и низкотемпературного отпуска.
Упрочнение, например сплава марки ВТ14, можно
осуществить либо в результате дисперсионного распада
при старении нестабильной р-фазы, либо сТ-фазы. В этом
случае, однако, после закалки как па p-фазу, так и на
а'-фазу при последующем старении в структуре сплава
образуются дисперсные частицы а- и p-фаз. При равной
прочности сплава в том и другом случае разница в струк-
туре будет заключаться лишь в степени дисперсности
и- и р-частиц, зависящей от температуры и продолжи-
тельности старения и объема участков, на которых про-
исходит дисперсионное твердение, зависящее от темпе-
ратуры закалки (количества метастабильной фазы, за-
фиксированной закалкой). Следует предполагать, что на
физико-механические свойства и характеристики работо-
способности сплава, будет решающе влиять именно та-
кая внутризеренная структура, поскольку для промыш-
ленных титановых сплавов характерен интеркристалли-
ческий тип разрушения.
В работе [127] была поставлена задача оценить ме-
ханические свойства и некоторые характеристики рабо-
тоспособности сплава марки ВТ14, термически обрабо-
танного по различным режимам, т. е. имеющего различ-
ную степень дисперсности а- и р-частиц и различный
объем дисперсионно упрочненных участков. Исследова-
ния проводили на прутках диаметром 20 мм из сплава
марки ВТ 14, имеющего температуру полиморфного прев-
ращения 970° С, а критическую температуру —875° С.
Для получения предела прочности около 120 кгс/мм2
было выбрано два режима упрочняющей термической об-
работки: закалка с 870° С, 1 ч в воду, старение 470° С,
12 ч; и закалка с 950° С, 1 ч в воду, старение 550° С, 12 ч.
В первом случае в результате закалки с 870° С в спла-
ве фиксируется 35—40% метастабильной р-фазы и 60—
65% остаточной a-фазы. В этом случае упрочнение про-
исходит при последующем старении, за счет высокодис-
перспого распада участков р-фазы; a-фаза значительных
изменений не претерпевает. Во втором случае в резуль-
тате закалки с 950° С в сплаве фиксируется 80—90%
а'-фазы; a-фазы остается незначительное количество.
Во время старения при 550° С почти во всем объеме
металла происходит превращение а'->а+0. Дисперсион-
ные выделения а- и p-фаз значительно крупнее, чем в
первом случае, так как температура старения значитель-
но выше. Поскольку в процессе упрочняющей термообра-
ботки, проведенной по первому варианту, лишь р-фаза
(количество которой 35—40%) претерпевает превраще-
ние, а в процессе термической обработки по второму ва-
рианту а'-фаза (количество которой 80—90%), то, сле-
довательно, и прочность распавшихся участков в первом
случае значительно больше, чем во втором, считая, что
остаточная a-фаза имеет примерно постоянную проч-
ность.
Изменения величины микрозерпа или состояния его
границ в связи с изменением температуры закалки от
870° С до 950° С обнаружено не было, так как деформа-
цию сплава проводили при сравнительно высоких темпе-
ратурах (1050—900° С).
Таким образом, изменение физико-механических
свойств и эксплуатационных характеристик сплава мар-
ки ВТ14, обработанного по двум различным режимам,
было связано в основном с впутризеренной структурой.
Результаты испытаний образцов (средние значения)
термически упрочненных по различным режимам приве-
дены в табл. 53. Видно, что сплав, упрочненный через
распад р-фазы, обладает более высокими характеристи-
ками пластичности, особенно поперечным сужением. Это
происходит даже при условии несколько более высокой
прочности, полученной при термообработке по первому
режиму по сравнению с уровнем прочности, полученным
после термообработки по второму режиму. Характерн-
стики работоспособности (сопротивление повторно-ста-
тическим нагрузкам и предел выносливости) также не-
сколько выше у сплава, обработанного по первому ре-
жиму.
ТАБЛИЦА 53
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА МАРКИ ВТ14,
ТЕРМИЧЕСКИ УПРОЧНЕННОГО ПО РАЗЛИЧНЫ^ РЕЖИМАМ
Свойства Режим термической обработки
закалка с 8т!о6 С, старение 470° С, 12 ч закалка с 950® С, старение 550® Ст 12 ч
Предел прочности, кгс/мм2 . . но 116
Предел текучести, кгс/мм2 . . 101 102
Предел пропорциональности, кгс/мм2 77 78
Модуль упругости, кгс/мм2 . . 12 000 11 850
Относительное удлинение на базе 10 rf, % 4,0 3,5
Поперечное сужение, % . . . 34 24
Предел выносливости на базе 2-Ю7 циклов, кгс/мм2 .... 54 48
Сопротивление повторно-стати- ческим нагрузкам в циклах при а = 0,7 <тв и гк — 0,75 . . . 4 000 2 500
Таким образом, всестороннее И1сследовапие сплава
марки ВТ14 показало, что упрочняющая термическая об-
работка (закалка и старение) с невысоких температур
имеет некоторое преимущество но сравнению с закалкой
и старением при высоких температурах.
У сплава, закаленного на p-фазу с температур ниже
критической и состаренного при 470° С, 12 ч, внутризе-
ренная структура представляет собой мягкую а-матри-
цу, упрочненную сравнительно небольшим объемом дис-
персионно упрочненных участков р-фазы, имеющей вы-
сокую прочность.
У сплава, закаленного на «'-фазу с температур вы-
ше критической и состаренного при -550° С, 12 ч, все по-
ле зерна упрочнено примерно одинаково, а остаточная
a-фаза, количество которой невелико, уже не представ-
ляет собой сплошную матрицу, а щчеет вид отдельных
284
участков. Кроме того, в первом случае распад неста-
бильной р-фазы носит характер равномерного распреде-
ления дисперсных выделений а по участкам ранее суще-
ствовавшей р-фазы. Мартенситная ct'-фаза, получаемая
в результате закалки по второму режиму, имеет игло-
образную форму. Вероятно и характер дисперсных вы-
делений в результате ее распада будет несколько иным
и менее благоприятным.
В ряде работ отмечается, что низкотемпературная
закалка дает некоторые преимущества и при упрочняю-
щей термической обработке титановых сплавов с мета-
стабилыюй p-фазой типа ВТ 15.
Так в работе [128] указывается, что изменяя темпе-
ратуру закалки в а-фр-области, можно эффективно ре-
гулировать свойства сплава марки ВТ15 в термически
упрочненном состоянии; что упрочняющая термическая
обработка, состоящая из закалки из а-[-р-области, дает
лучшее сочетание прочности и пластичности, чем терми-
ческая обработка, состоящая из закалки из р-области
и последующего старения. Считается, что это обусловле-
но присутствием первичной пластичной a-фазы и мелко-
зернистой структурой, образующейся при закалке из
а 4-р-области.
Ниже мы рассмотрим изменение механических
свойств титановых сплавов, наиболее часто применяе-
мых в промышленности в термически упрочненном со-
стоянии, в зависимости от режимов закалки и старения,
близких к оптимальным. Сплавы будут рассматривать-
ся в порядке степени их легированности р-стабилизиру-
ющими элементами. Во всех случаях, за Исключением
сплава марки ВТ15, при упрочняющей термической об-
работке, применяются режимы перестаривания, т. е. ре-
жимы старения при температурах, более высоких, чем
те, которые обеспечивают максимальную прочность. Ста-
рение по режимам нисходящей ветви прочности(см.
рис. 139—143) обеспечивает лучшее сочетание прочно-
сти и пластичности подавляющего большинства сплавов
и минимальный разброс свойств в термически упрочнен-
ном состоянии.
Если сплав применяется в промышленности в виде
листов, а также прутков, поковок, штамповок, то при-
водятся данные по упрочняющей термической обработ-
ке как тех, так и других полуфабрикатов.
Во всех случаях при исследовании упрочняющей тер-
мической обработки была принята следующая техноло-
гия изготовления образцов: листовые заготовки для об-
разцов закаливали в воде, затем их подвергали песко-
струйной очистке и травлению. Из заготовок делали об-
разцы, которые проходили старение. После этого образ-
цы поступали на испытание. При исследовании прутко-
вого металла закалку проводили в прутках, после это-
Рис. 153, Изменение механических свойств Прутков диаметром 12 мм Из
сплава марки ВТ6 в зависимости от температуры закалки и температуры
я времени старения:
Л g5fja с в воду; б — Q50° С в воду; ! — 400^ С; 2 — 500° С; 3 — 600° С
го изготавливали образец, с припуском на шлифовку.
Образцы старили, а после этого рабочую часть образца
подвергали шлифованию. Такая технология была при-
нята для всех сплавов.
На рис. 153 приведено изменение механических
свойств прутков диаметром 12 мм из сплава марки ВТ6
в зависимости от температуры закалки и режима ста-
рения. У сплава марки ВТ6 в отличие от других, более
легированных термически упрочняемых титановых спла-
вов повышение температуры закалки эффективно не уве-
личивает прочности. Например, повышение температу-
ры закалки в а4-р-области от 850 до 950° С не дает воз-
можности увеличить прочность после старения, однако
206
разупрочнение сплава после старения при 500 и 600й С
идет менее интенсивно в случае его закалки с более вы-
соких температур. Такое поведение сплава В Тб при уп-
рочняющей термической обработке можно объяснить
пониженным эффектом упрочнения при дисперсионном
распаде а'-фазы, которая по своему составу очень близ-
ка a-фазе в связи с незначительным пересыщением ее
ванадием. Такое же явление было обнаружено и у спла-
ва марки ОТ4, который также незначительно можно уп-
рочнить закалкой и старением. Повышение температу-
ры и увеличение продолжительности старения в преде-
лах, приведенных па рис. 153, сопровождается у сплава
марки ВТ6 снижением прочности и незначительным рос-
том характеристик пластичности после закалки с лю-
бых температур.
На рис. 154, 155 приведено изменение механических
свойств листов и прутков из сплава марки ВТ14 в зави-
симости от режимов упрочняющей термической обработ-
ки. Листы из сплава марки ВТ14 толщиной 3 мм нагре-
вали при температурах 820, 850 и 880° С в течение
20 мин, а затем закаливали в воде. Прутки диаметром
12 мм закаливали в воде с температур 850, 880 и 910° С
после выдержки при соответствующей температуре в
течение 30 мин.
В зависимости от режима закалки и старения меха-
нические свойства листов и прутков из сплава марки
ВТ14 могут изменяться в широком диапазоне.
С повышением температуры закалки увеличивается
прочность сплава и соответственно снижаются характе-
ристики пластичности в термически упрочненном состо-
янии.
С повышением температуры старения или увеличени-
ем его продолжительности снижается прочность и уве-
личивается пластичность. Старение при температурах
475° С и ниже дает неустойчивые свойства, особенно ха-
рактеристики пластичности. В этом интервале темпера-
тур процесс старения протекает неравномерно и не ис-
ключено образование промежуточной ы-фазы.
Во всех случаях при упрочняющей термической об
работке сплава марки ВТ 14 влияние температуры ста-
рения значительно больше времени старения. У сплава
марки ВТ14, как и у сплава марки ВТ6, старение весь-
ма полно протекает уже в первые 10—15 мин. Дальней-
шее увеличение продолжительности старения ведет
Рис. 15к Изменение механических свойств прутков диаметром 12 мм сплава
марки ВТ14 в зависимости от температуры закалки и режима старения:.
а — закалка с 850е С; б — 880° С; о — 910е С; 1 — 475° С; 2 — 500° С;
3 — 525° С
Рис. 155. Измерение механических свойств листов сплава марки ВТ14 толщи-
ной 3 мм в зависимости от температуры закалки и режима старения:
с —закалка с 820° С; £ —WC; б*—880° С; J — 475° С; 2 — 500° С;
5 —525° С
лишь к более равномерному распаду метастабильных
фаз и к некоторой коагуляции дисперсных частиц. Это
обеспечивает более стабильные механические свойства
сплава в термически упрочненном состоянии. Обычно,
Рнс. 156. Изменение механических свойств прутков диаметром 12 мм из
сплава марки ВТЗ-1 в зависимости от температуры закалки и режима
старения:
а — закалка с 850° С; 6 — 300° С; 1 — 500° С; 2 — 530° С; 3 — 500° С
оптимальной продолжительностью старения для спла-
вов типа ВТ6 и ВТ14 считают 4—16 ч.
На рис. 156 приведено изменение механических
свойств сплава марки ВТЗ-1 в зависимости от режимов
упрочняющей термической обработки [115, с. 121—130;
129]. Закалку проводили с температур 850 и 900° С пос-
ле выдержки образцов в течение 40 мин. Затем образцы
старили при 500, 550 и 600° С в течение от 1 до 16 ч,
В интервале принятых для сплава марки ВТЗ-1 режи-
мов упрочняющей термической обработки механические
свойства сплава изменяются весьма существенно. При
этом, как и у других сплавов такого типа, повышение
температуры закалки, снижение температуры старения
и уменьшение продолжительности старения в пределах,
приведенных па рис. 156, сопровождается ростом преде-
ла прочности и снижением характеристик пластичности.
Изменение механических свойств при упрочняющей
19—37 289
термической обработке сплава марки ВТ16 в основном
аналогично наблюдаемому у сплавов марок ВТ14 и
ВТЗ-1. Листы из сплава марки ВТ16 толщиной 2 мм на-
гревали при температурах 770, 800, 830° С в течение
20 мин и закаливали в воде. Прутки диаметром 12 мм
закаливали в воде с температур 790 и 830° С после вы-
держки при соответствующей температуре в течение
40 мин.
По мере повышения температуры закалки, снижения
температуры старения и уменьшения его продолжитель-
ности в пределах, приведенных на рис. 157 и 158, увели-
чивается предел прочности сплава марки ВТ16 и соот-
ветственно снижаются характеристики пластичности.
Изменяя режим упрочняющей термической обработки,
можно менять механические свойства сплава марки
ВТ16 в широком диапазоне.
На рис. 159 и '160 приведено изменение механиче-
ских свойств сплава марки ВТ22 в зависимости от режи-
мов упрочняющей термической обработки. Прутки пос-
ле выдержки при 700 и 750° С в течение 40 мин закали-
вали в воде. Листы закаливали в воде с температур
700, 750 и 800° С после выдержки при соответствующей
температуре в течение 30 мин.
У сплава марки ВТ22 еще в большей степени могут
изменяться механические свойства в зависимости от ре-
жимов термической обработки, чем у остальных тита-
новых сплавов. Как и у других сплавов с повышением
температуры закалки или снижением температуры ста-
рения и уменьшением продолжительности старения в
приведенных интервалах, предел прочности увеличива-
ется, а характеристики пластичности снижаются.
Упрочняющая термическая обработка сплава марки
ВТ15, как это указывалось и ранее, несколько отличает-
ся от упрочняющей термической обработки других тита-
новых сплавов с а+р-структурой. Можно добавить, что
в практике работы со сплавом марки ВТ15 для повыше-
ния его характеристик пластичности принято двойное
старение, которое пока не используют для других тита-
новых сплавов. Двойное старение заключается в том,
что после проведения обычного цикла старения на ко-
роткое время переносят металл в печь с более высокой
температурой. Такая операция при некотором снижении
характеристик прочности значительно повышает харак-
теристики пластичности. Для сплава марки ВТ 15 высо-
4 8 86 J2 8 4 8 /У 32
Время старения, ч
Рис, 157. Изменение механических свойств прутков диаметром 12 мм сплава
марки ВТ16 в зависимости от температуры закалки и режима старения:
(2 — 790’0, 30 мия, в воду; б — 830’С, 30 мин. в воду; 1 — 500е С; 2 — 550° С:
3 — ООО’ с
4 8 16 4 8 16 4 8 . 16
Время старения, ч
Рис. 1Б8. Изменение механических свойств листов сплава марки ВТ16 толщи’
пой 2 мм в зависимости от температуры закалки и режима старения:
а—'770° С, 20 мни, в воду; б — 800" С, 20 мин, в воду; в—i830®C, 20 мин. в во-
ду; / - 475° С; 2 — 500’ С; 3 - 525° С
Время старения, ч
Рис 159. вменение механических свойств прутков диаметром 12 мм сплава
марки ВТ22 в зависимости от температуры закалки и режима старения:
а ™ закалка с 700° С; б — закалка с 7505 С; 1 — 500е С; 2 — 550* С; 3; — 600° С
Рис, 160. Изменение механических свойств листов сплава марки ВТ22 толщи-
ной 2 мм в зависимости от температуры закалки и режима старения:
4 —закалка с 700° С; б — закалу с 750’С; с —закалка с 800* С; / — 500* С;
2 — 550° С; 3 — 600е G
котемпературная ступень старения включает, как пра-
вило, нагрев при 560° С в течение 15 мин. Считается,
что такой кратковременный нагрев при высокой темпе-
ратуре обеспечивает оптимальную коагуляцию дисперс-
ных частиц ct-фазы, изменяет их внутреннее строение и
Температура старения, 9с
Рис. 16L Изменение механических свойств листов сплава марки BTI5 толщи-
ной 3 мм в зависимости от температуры закалки и старения (время старе-
ния 20 ч):
« — закалка с 700° С 4-старение; б — закалка с 800° С + старение; о —закалка
с 830D С + старение; 1 — старение без переноса; 2 — старение с переносом 560° С,
15 мин
дает наиболее благоприятное их распределение по объ-
ему зерна. Есть такое мнение, что высокотемпературное
старение подавляет образование промежуточной со-фа-
зы.
На . рис. 161 приведено изменение механических
свойств листов толщиной 3 мм в зависимости от режи-
мов термической обработки. Листы перед закалкой вы-
держивали при соответствующей температуре в течение
30 мин, а потом старили по различным режимам. У спла-
ва марки BTI5, в отличие от других титановых сплавов,
изменение температуры закалки и старения в приведен-
ных пределах нс сопровождается значительным измене-
нием механических свойств.
Обычно промышленности рекомендуются режимы
упрочняющей термической обработки, приведенные в
табл. 54. Температуру пагрева под закалку и старение
для конкретных деталей или полуфабрикатов выбира-
ют в пределах указанного интервала температур в за-
висимости от структуры, сечения и требования к меха-
ническим и другим свойствам деталей или полуфабрика-
тов. Для выбранной температуры точность нагрева
должна быть ±10°.
ТАБЛИЦА S4
РЕЖИМЫ УПРОЧНЯЮЩЕЙ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ
Марка сплава Температура, °C Продолжительность старения, ч
нагрева под закалку старения
ВТ6-С 880—980 450-500 2—4
ВТ6 900—950 450—550 2—4
ВТ14 870—910 480-560 8—16
ВТЗ-1 860—900 500—620 1—6.
ВТ16 810—830 560—580 8—10
ВТ22 690—750 480-540 8-16
ВТ15 780—900 480—500 и 550—570 15—25 и 0,25
ВТ23 800—820 430—500 8—12
Для деталей из сплава марки ВТ 14, изготовленных
из полуфабрикатов сечением более 100 мм, температура
нагрева иод закалку 880° С, температура старения —
540° С, продолжительность старения 8—12 ч.
Старение сплава марки ВТ15 производится по ре-
жиму: нагрев при 480—500° С, продолжительность от 15
до 25 ч; перенос в печь с температурой 560° С, выдерж-
ка при этой температуре в течение 15 мин, охлаждение
на воздухе.
Упрочняющая термическая обработка сплава марки
ВТ16 для деталей крепления (наиболее широкая об-
ласть применения этого сплава) состоит из трех обяза-
тельных операций: отжига (780±10°С, 2 ч, охлаждение
с печью со скоростью 2—4 град/мин до 550° С, затем
на воздухе), закалки (820±10°С, 2 ч, охлаждение в во-
де) и старения (570±10°С, 8—10 ч, охлаждение на воз-
духе) .
При проведении упрочняющей термической обработ-
ки время переноса деталей после нагрева под закалку
перед погружением в закалочный бак должно быть ми-
нимальным. Это требование абсолютно необходимо для
сплавов мартенситного типа (ВТ6, ВТ14, ВТЗ-1, ВТ16)
и желательно для сплавов с метастабильной (Тфазой
(ВТ22, BTI5).
Перерыв между закалкой и старением для всех ти-
тановых сплавов не регламентируется.
Все титановые сплавы можно подвергать повторной
упрочняющей термической обработке. Повторная тер-
мическая обработка безусловно может быть успешной
лишь в том случае, если перед этим металл не был пе-
регрет, т- е. не нагревался при температурах выше по-
лиморфного превращения. Исключение составляет лишь
сплав марки ВТ15, закалку которого проводят из
р-области.
Изменение механических свойств листов толщиной
3 мм из сплава марки ВТ 14 в связи с повторной терми-
ческой обработкой приведено в табл. 55. Листовые за-
готовки трижды подвергали упрочняющей термической
обработке по режиму. 860° С, 30 мин, закалка в воду,
ТАБЛИЦА 55
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА МАРКИ ВТ14
ПОСЛЕ ПОВТОРНОЙ УПРОЧНЯЮЩЕЙ
ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
Термическая обработка Механические свойства
<тв, кгс/мм’ в5.Л/.
Закалка с 860° С, .30 мин, в во- ду, старение 500° С, 8 ч: 1 цикл 130 8
2 цикла 126 6,5
3 цикла 131 4,5
Закалка с 890° С, 30 мин, в во-
ду; старение 470’С, 8ч... 156 3
То же + повторная закалка с 860° С, 30 мин, в воду; старение 500° С, 8 ч 132 6,5
Закалка с 820° С, 30 мин, в во-
ду; старение 500° С, 8ч. . . 118 16
То же+повторная закалка с 860° С, 30 мин, в воду; старение 500’ С, 8 ч 133 7
Примечание. В таблице приведены средние значения 3 образцов.
старение 500° С, 8 ч с соответствующим удалением ока-
лины и загрязненного газами слоя металла после каж-
дого цикла. По мере уветичения количества циклов тер-
мической обработки несколько снижалось относительное
удлинение образцов, что
было вызвано, очевидно, неко-
торым ухудшением качества поверхности по мере уве-
личения количества циклов пескоструйной обработки и
травления.;
Проводились эксперименты по проведению повтор-
ных термических обработок сплава марки ВТ14 сначала
на высокую прочность, а затем на оптимальную, а так-
же сначала на низкую прочность, а потом на оптималь-
ную. В обоих случаях механические свойства образцов
после повторной упрочняющей термической обработки
определялись исключитсгьпо последним режимом.
3. ВЗАИМОДЕЙСТВИЕ ТИТА:
ДА С ГАЗАМИ
ПРИ НАГРЕВЕ НА ВОЗДУХЕ
При нагреве на воздухе титан и титановые сплавы
образуют с атмосферными газами не только химическое
соединение — окалину, но и растворяют их. Проникно-
вение газов (кислорода
титана приводит к обра:
па внедрения, сильному
снижению пластичности
и азота) в поверхностные слои
зованию твердых растворов ти-
упрочнепию металла и резкому
(. Как показали исследования
[130—132], это существенно отражается па механичес-
ких и технологических
изделий. С повышением
сов окалинообразования
ветственно усиливается
слоев металла, связанное
свойствах полуфабрикатов или
температуры скорость процес-
и диффузии возрастает и соот-
охрупчивание поверхностных
с диффузией кислорода и азо-
та. Вместе с тем, неотъемлемой частью технологии про-
изводства изделий и полуфабрикатов из титана и тита-
нагрев при термической обра-
ботке и горячей обработке давлением, производимый
новых сплавов является
обычно в печах с воздушной атмосферой.
Если образование окалины ведет лишь к безвозврат-
ным потерям металла, то последствия диффузии газов
в металле более серьезны. Полуфабрикаты, особенно
листовые, имеющие на поверхности загрязненный газа-
ми слой, обладают пониженными пластическими свой-
ствами. Установлено, что
загрязненный газами слой ме-
талла на поверхности листов отрицательно сказывается
па пластичности сварного шва в связи с его загрязне-
нием газами из поверхностного слоя. Слой окалины, об-
разовавшийся на поверхности полуфабрикатов, как пра-
вило, подлежит удалению различными методами (хи-
мическим, механическим) и степень его удаления доста-
точно надежно можно проконтролировать. Что касается
загрязненного газами диффузионного слоя (часто назы-
ваемого «альфироваипым»), то его существование
трудно поддается контролю, а влияние, как это было от-
мечено выше, особенно существенно.
Интересующихся вопросами окисления титана (ока-
линообразования) мы адресуем к фундаментальным
работам в этой области [133—135], а в настоящей гла-
ве рассмотрим лишь вопросы диффузии газов в титан
при нагреве его на воздухе и влияние диффузионного
(альфированного) слоя на механические и эксплуатаци-
онные свойства полуфабрикатов и деталей.
Ниже приведены результаты исследований, получен-
ных на техническом титапе марки ВТ1-1 [132]. Резуль-
таты по диффузии газов в технический титан при на-
греве его на воздухе можно в значительной мере пере-
нести на существующие промышленные сплавы с
точностью примерно ±10%. Результаты приводимого
исследования дают количественное представление о сте-
пени загрязненности поверхностных слоев металла га-
зами в процессе горячей деформации и термической
обработки в зависимости от температуры и времени
нагрева, а также могут служить руководством для пра-
вильного построения технологии глубокого травления
титановых полуфабрикатов с целью удаления загряз-
ненного газами поверхностного слоя. Экспериментально
работа проводилась следующим образом. Слиток спла-
ва марки ВТ1-1 прокатывали на листы толщиной 10 и
1 мм. Для определения глубины загрязненного газами
слоя из листов толщиной 10 мм изготовляли образцы
размером 6X20X20 мм путем механической обработки
резанием и шлифованием. Из листов толщиной 1 мм из-
готовляли образцы для испытаний па растяжение и
пластичность при загибе и образцы для определения
содержания газов. Листы толщиной 1 мм предваритель-
но подвергали пескоструйной очистке и травлению,
в кислотной ванне для удаления загрязненного газами
поверхностного слоя, образовавшегося в процессе на-
грева под прокатку и отжиг. Образцы, использованные
для замера м:
икротвердости, толщиной 6 мм механичес-
кой обработкой также были очищены от загрязненного
газами слоя.
полностью уд
ДЛЯ ГОМОП
пытания на м
Таким образом с готовых образцов был
ален загрязненный газами слой.
енизации структуры все образцы для ис-
икротвердость подвергали вакуумному от-
жигу при 803°
С в течение 2 ч в вакууме 1 • 10-3 мм
рт.ст. Средней линейный размер зерна образца после
вакуумного отжига составлял 0,08—0,10 мм.
Различная
ществлялась
степснь загрязнения металла газами осу-
нагревом образцов в муфельной электро-
печи при температурах от 500 до 1000° С при макси-
мальной выде
ржке 8 ч.
Характер
и глубину проникновения газов определя-
ли измерением микротвердости па приборе ПМТ-3 с на-
грузками 20 г
50 Г. Твердость измеряли на шлифе, пер-
пепдикулярном окисленной поверхности образца. Твер-
дость измеряли от поверхности в глубь сечения с интер-
валами
через каждые 0,005—0,05 мм и на самой
поверхности
ности листа).
(индентор был перпендикулярен поверх-
На каждом уровне делали 10—12 отпе-
чатков. Влияние загрязненного слоя на механические
свойства и пластичность при испытании на загиб опре-
деляли на обячпых листовых образцах толщиной 1 мм
после нагрева их по различным режимам. При этом оп-
ределяли Предел прочности, удлинение, сужение, мак-
симальный угол загиба вокруг оправки с радиусом,
равным толщине листа;
Образцы для определения микротвердости, механи-
ческих и технологических свойств нагревали от 500 до
1000° С с интервалом 50 град; время нагрева при каж-
дой температуре составляло 0,25; 0,5; 1; 2; 4 и 8 ч.
Для устан
эвлепия влияния температуры нагрева на
растворения кислорода, азота и водоро-
иитснсивпость
да производи
ли газовый анализ образцов титана после
нагрева их при различных температурах.
Заготовки
вали в течепш
После этого с
листового титана толщиной 1 мм нагрс-
е 1 ч в интервале температур 750—1000° С.
них тщательной зачисткой удаляли обра-
зовавшиися п
ди нагреве слой окалины таким образом,
чтобы не затронуть поверхностный слой металла. Заго-
товки разреза
проведения га.
ли на образцы размером 1X4X4 мм для
зового анализа.
При таком методе взятия пробы для определения
содержания газов с использованием всего сечения лис-
та, получались усредненные данные. Поэтому они пе
отражают существования большого градиента концент-
рации газов от поверхности в глубь сечения. Результаты
(средние из 2—4 проб) газового анализа приведены
в табл. 56.
ТАБЛИЦА 5G
СОДЕРЖАНИЕ ПРИМЕСИ ГАЗОВ ПОСЛЕ НАГРЕВА
ТЕХНИЧЕСКОГО ТИТАНА МАРКИ ВТ1-1 (ЛИСТ 1 мм)
В ТЕЧЕНИЕ 1 ч ПРИ РАЗЛИЧНЫХ ТЕМПЕРАТУРАХ
Содержание газон, %
Температура нагрева, °C Оз N,
Исходное состояние 0,14 0,070 0,012
750 0,25 0,077 0,063
800 0,18 0,068 0,033
850 0,27 0,074 0,014
900 0,49 0,073 0,027
950 0,59 0,060 0,023
1000 1,05 0,071 0,065
Полученные результаты свидетельствуют о том, что
основным газом, растворяющимся в титане при на-
греве его до 1000° С, является кислород. Растворение
азота в интервале исследованных температур при на-
греве на воздухе обнаружено не было. Результаты ана-
лиза на водород не показали какой-либо закономерно-
сти. Содержание водорода колебалось в пределах от
0,012 в исходном материале до 0,027—0,033%, только
при температурах 750 и 1000° С содержание его по не-
установленным причинам достигало 0,065%. Как изве-
стно, водород в указанных пределах не влияет па обыч-
ные механические свойства (твердость, предел прочнос-
ти и т. д.).
Таким образом охрупчивание поверхности титана
при нагреве его на воздухе до 1000° С можно отнести
исключительно за счет кислорода.
Исходя из того, что твердость титана является функ-
цией концентрации кислорода в области твердого раст-
вора (рис. 162), растворение его изучали методом мик-
ротвердости по методике, описанной выше.
Твердость замеряли на нетравлеиом шлифе через
интервалы, указанные выше, в зависимости от градиеп-
та твердости. Глубина отпечатка составляла не более
0,0035 мм. Нагрузку па индентор прибора выбрали в за-
висимости от твердости поверхностных слоев. Получен-
ные результаты замеров твердости поверхностных слоев
Рис. 162, Изменение твердости титана
в зависимости от диаграммы состояния
Т1-0 [83]
образцов титана после
нагрева представлены на
рис. 163. На образцах
титана, которые нагрева-
ли при 600° С и ниже, за-
мерить глубину загряз-
ненного газами слоя не
удалось из-за малой ее
величины. Не удалось
также замерить глуби-
ны проникновения кисло-
рода в титан и при на-
греве до более высоких
температур и коротких
выдержках.
Разумеется, это не оз-
начает, что кислород в
этих условиях нс раство-
рялся. На поверхности
таких образцов твер-
дость была весьма зна-
чительной. Это свиде-
тельствует лишь о том,
что глубина проникнове-
ния кислорода не превы-
шала 0,005 мм (расстоя-
ние от поверхности до
первого отпечатка). Изменение микротвердости на по-
верхности образцов с исходной твердостью 279—
282 кгс/мм2 после нагрева их в интервале температур
650—500°С показывает, что растворение кислорода в
титане начинается только при температурах 550—
600°С (табл. 57).
Как показывают измерения твердости образцов по-
сле нагрева титана при 500° С в течение 8 ч, кислород
в металле не растворялся. Первые признаки растворе-
ния начинают появляться после нагрева при 550° С в те-
чение 2 ч и более, а при 600° С —в течение 1 ч и более.
После нагрева при 650° С растворение ощутимо уже че-
рез 15—30 мин.
ТАБЛИЦА 57
изменение микротвердости
НА ПОВЕРХНОСТИ ОБРАЗЦОВ ТЕХНИЧЕСКОГО ТИТАНА МАРКИ ВТ1-1
ПОСЛЕ НАГРЕВА ПРИ РАЗЛИЧНЫХ
ТЕМПЕРАТУРАХ И ВРЕМЕНИ
Темпера- тура наг- рева, РС Микротвердостъ, кгс/мм* при времанн нагрева, мин
15 30 60 120 240 480
500 279 283 280 280 280 281
550 282 281 278 293 300 330
600 279 280 302 330 343 392
650 310 335 362 407 452 480
О 0,075 0.050 0 0.05 OJO 0J5
Расстояние от пайерхности, мм
ЫМ/Эф
О 0,2 6/ <7/ 0 0,2 О/ 0,6 Щ /
Расстояние от поверхности, мм
Рис. 163. Твердость поверхностных слоев титана после нагрева по различным
режимам (цифры па кривых — время нагрева в минутах):
а — нагрев 700' С; б — 800° С; в — 800° С; г — 1000’ С
Полученные результаты свидетельствуют о том, что
проникновение кислорода в титан при высоких темпера-
турах (950—1000° С) достигает глубины 1,5 мм; с по-
нижением температуры оно резко падает; при 500° С
кислород практически не растврряется в титане. Кон-
центрация кислорода и, как следствие этого, твердость
Рис. 164. Микроструктура
поверхностного слоя техни-
ческого титана марки ВТ1-1,
загрязненного газами с от-
печатками алмазной пира-
мидки, X 900
от поверхности вглубь резко падают. Наиболее высокая
концентрация кислорода простирается в глубь металла
не более 0,3—0,4 мм (см. рис. 162, 164). Таким образом,
состав поверхностных слоев титапа при нагреве выше
500—550° С изменяется по содержанию кислорода от
его поминальной величины в образце до рутила (ТЮа)
на поверхности образца (окалина).
Загрязненный газами слой, часто называемый «аль-
фированным», можно выявить не только замером мик-
ротвердости, по и металлографическим методом. По-
скольку кислород резко повышает температуру поли-
морфного превращения в титане, то на образце, зака-
ленном с температурит полиморфного превращения,
«альфированный» слой выявится в виде светлой ото-
рочки, представляющей собой первичную а-фазу.
На рис. 164 приведена микроструктура технического
титана, закаленного в воде с температуры ач±р-пре-
вращения сердцевины металла. Образец имеет на по-
верхности загрязненный кислородом слой, который вы-
явлен в виде светлой первичной a-фазы. Там же видпы
отпечатки алмазной пирамидки, по размерам которых
можно судить о величине твердости различных участков
шлифа.
В работе [136] была исследована окисляемость и
диффузия газов в металл при нагреве на воздухе тита-
новых сплавов с различным фазовым составом. Были
исследованы «+р-титановые сплавы (ВТ14, ВТ16,
ВТ15), у которых в отожженном состоянии структурасо-
стоит из «-фазы и соответственно из 10, 20 и 80% [3-фа-
Рис. 165. Изменение микротвердостн от поверхности п глубь образцов сплавов
в зависимости от температуры нагрева б течение 4 п:
a —BTI4' б— ВТ16; а — ВТ15; НОР" С; 2— 1ЖС; 3 — 900'С; 4 - &00° G;
5 — 7003 С
I
зы. Для установления влияния температуры и продол-
жительности нагрева па интенсивность диффузии кисло-
рода в эти сплавы, было проведено исследование,
аналогичное проведенному на сплаве ВТ1-1. Образцы
нагревали в электрической печи со свободной циркуля-
цией воздуха при температурах 700—1100° С в течение
различного времени. Изменение микротвердости от по-
верхности в глубь металла на образцах этих сплавов
после нагрева при различных температурах приведено
на рис. )65.
Основные закономерности изменения твердости об-
разцов сплавов марок ВТ14, ВТ 16 и ВТ15 в зависимос-
ти от температуры и времени нагрева те же, что и для
технического титана.
Имеется тенденция к увеличению глубины проник-
новения газов в металл по мере возрастания в сплаве
количества [3-фазы. Глубина загрязненного газами слоя
и его твердость несколько увеличиваются по мере по-
вышения содержания в сплаве ^-стабилизирующих эле-
ментов. Это обстоятельство также указывает на допол-
нительные трудности, связанные с окисляемостью тита-
новых сплавов с большим количеством р-фазы.
Поскольку загрязненный газами слой металла от-
рицательно сказывается на свойствах полуфабрикатов
и изделий из титановых сплавов, весьма важен его кон-
троль. Такой контроль рекомендуется осуществлять
главным образом замером микротвердости. Контроль
может быть как количественным, так и качественным.
При количественном контроле необходимо замерить
микротвердость образца от поверхности вглубь и таким
образом установить величину загрязненного слоя ме-
талла. Замеры микротвердости, в зависимости от вели-
чины загрязненного слоя, можно проводить па перпен-
дикулярном или косом шлифе. При качественном конт-
роле достаточно знать микротвердость основного ме-
талла и сравнить ее с микротвердостыо, определенной
на поверхности образца. Более высокая твердость на
поверхности свидетельствует о существовании загряз-
ненного слоя металла.
Для замера микротвердости поверхность образца
следует подготовить таким образом, чтобы при зачист-
ке не снять самого слоя. Достаточно иметь отдельные
полированные участки, на которых можно поместить
отпечаток пирамидки. Для этого достаточно проводить
кратковременную полировку окисленной поверхности
образца на войлочном круге. Однако такой метод конт-
роля загрязненного газами слоя требует вырезки из
детали специального образца и может быть только вы-
борочным.
При опенке окисляемости различных титановых
сплавов при нагреве на воздухе приходится учитывать
и тот факт, что диффузия газов в металл может носить
в некоторых случаях избирательный характер. Избира-
тельный характер диффузии наиболее резко проявляет-
ся у р-титана, который, как правило, имеет крупнозер-
нистую структуру. Диффузия газов идет предпочтитель-
но по границам зерен, которые па микрофотографии
проявляются в виде белых игл первичной а-фазы.
На рис. 166 и 167 приведена микроструктура поверх-
ности сплавов ВТ1-1, BTI4, ВТ16 и ВТ15, на которых
видеп характер диффузии газов в металл после нагрева
в а+р- и p-областях. При нагреве сплавов в р-области
идет избирательная диффузия по границам крупного
P-зерна. При этом имеется тенденция к увеличению не-
Рис. 166. Микроструктура поверхностных слоев сплавов после на-
грева в 3-области при 1000’С в течение 2 ч-.ХЗОО:.
a-BTI-1; 6-ВТ14; е—ВТ16; г~ВТ15
равномерности диффузии по мере легировапности ^-фа-
зы стабилизирующими ее элементами, т. е. от сплава
ВТ1-1 к сплаву ВТ15.
При нагреве сплавов марок ВТ1-1, ВТ14 и ВТ16 в
a+0-области диффузия газов носит практически фрон-
тальный характер, что связано, очевидно, главным об-
разом с их мелкозернистой структурой, которая форми-
руется при нагреве в этой области. При этом глубина
проникновения газов в металл значительно меньше, чем
при избирательном окислении. Поскольку сплав марки
ВТ15 при всех температурах имеет 0-структуру и, как
правило, крупнозернистую, то он наиболее склонен к
избирательной диффузии газов. Несмотря на то, что
обычная атмосфера состоит в основном из азота, лишь
кислород у всех типов титановых сплавов значительно
диффундирует в металл. Это связано с более низкой
скоростью диффузии азота в титане, а также с меньшей
прочностью нитрида титана по сравнению с окислами.
Фактически азот играет незначительную роль в процес-
се образования окалины и загрязнении поверхностного
слоя металла при нагреве в атмосфере воздуха.
Высоколегированный кислородом охрупченный слой
на титановых изделиях и полуфабрикатах снижает их
пластические свойства и при дальнейшей деформации
полуфабрикатов или эксплуатации деталей может при-
вести к образованию поверхностных трещин и разруше-
нию. Упрочнение и хрупкость поверхностных слоев бу-
дут сказываться на свойствах изделий тем в большей
степени, чем меньше их сечение. Особенно чувствитель-
ны к загрязненному газами слою листы, лента, трубы,
профили, проволока и т. п. Безусловно, загрязненный
газами слой отрицательно скажется и на толстостенных
деталях или полуфабрикатах, поскольку он может быть
причиной появления поверхностных трещин.
Влияние поверхностного слоя изучалось на образцах
листового титана марки ВТ1-1 толщиной 1 мм. Образцы
для испытания на растяжение и загиб нагревали в ин-
тервале температур 600—1000° С в течение от 15 мин до
8 ч. После нагрева с образцов удаляли (пескоструйной
очисткой) окалину. Определяли механические свойства
при растяжении и пластичность при испытании на за-
гиб. Результаты испытаний (рис. 168) показывают
(каждая точка характеризует средний результат из пя-
ти испытаний), что нагрев в течение 8 ч при температу-
pax до 750° С незначительно повышает прочность и не-
сколько снижает удлинение и поперечное сужение; угол
загиба при этом уменьшается значительнее. Нагрев вы-
ше 750—800° С также незначительно повышает предел
прочности и резко снижает все характеристики пластич-
ности даже при длительности до 30—60 мин. Нагрев
О f 2 3 Ь 5 В 7 В 0 / ? 3 « 5 6 7 8
Выдержка, j
выдержка, ч
Рис. 168. Изменение свойств листов титана марки ВТ1-1 толщиной 1 мм
в зависимости от температуры и времени нагрева:
7 — 650’С; 2 — 700’С; 3 — 750’ С; 4 — 600’С; 5 — 850’ С;
6 — 900’ С; 7 — 950’С; « — ПХЮ’С
при температурах 950—1000° С в течение 15—30 мин
приводит к полной потере пластичности и снижению
прочности вследствие хрупкого разрушения.
Повышенная чувствительность испытания на загиб
к загрязненной поверхности листовых полуфабрикатов
кислородом воздуха вполне понятна, если иметь в виду,
что максимальная деформация при этом виде испыта-
ния приходится на поверхностные слои. Загрязненный
газами слой достаточной толщины неблагоприятно ска-
зывается также па ударной вязкости и сопротивлении
усталостным и повторно статическим нагрузкам титана
и его сплавов.
В практике работы с листовым титаном совершенно
необходим нагрев при термической обр
аботке и плютл-
ческой деформации (листовой штампогке) при темпера-
турах 550—700° С. При этом в некоторых случаях уда-
лить окалину после нагрева весьма
трудно, а ин огр,
,а
даже практически невозможно.
Для оценки влияния окисной плени:
го газами слоя, образовавшихся при t
:и и загрязш нно-
н >
КТ2-
:СЛ 5-
:й на растяя4енце
и загиб, испытания на усталость, сопротивление пот1
сравнительш
высоких температурах, на эксплуатационные хар
ристики ряда титановых сплавов было
дование, включающее, кроме испыташ-
проведено и
но-статическим нагрузкам и чувствите.
ЛЬНОСТ!» к тр
•OJJ-
ци-
не при ударном изгибе (дт.у, кгс-м/см2).
Разную степень окисления создавали путем па’
при различных температурах, близких
к "
'ем тер ат
era
ам,
применяемым при термической обработке л л^С'
штамповке. Листы толщиной 2 мм из спла;— -
'ВС
ft
к
X
вов м арс
ОТ4 и ВТ14 нагревали в течение 1 ч при тенперат/рг:
от 550 до 750° С. Затем из листов изгстовдяли обр юцы
для испытаний. Результаты испытаний обра
зцов г
нагрева при различных температурах в
ведены в табл. 58.
течение 1 ч
осле
upli-
Как следует из приведенных выше
грев титановых сплавов при температу
результатов па-
рах до 650- С су-
щественно не влияет на такие чувствительные к состоя-
нию поверхности испытания, как испытания ид уста-
лость и
кам.
сопротивление повторно-статическим r|ai руз-
Нагрев при более высоких температурах хотя
a не
снижает характеристик пластичности при испытании га
растяжение, ударную вязкость и изгиб,
ухудшает усталость и выносливость п|
, но существ hi о
по зторно
ри
тических нагрузках образцов из титане вых сил
Поэтому в том случае, когда отжиг ти
2та-
зоз.
лей или конструкций производится п
ган
овых j гта-
температ
jltpax
[ри температ[у
выше 650—700° С, рекомендуется обязательно удалять
окалину и загрязненный газами слой металла для повы-
работоспособности конструкции. В некрторьх
шения
случаях, когда отжиг производится п
не выше 600—650° "
ри темпер'атург
С, допускается применять в ковст-
х
рукциях детали или узлы без обязате,
поверхности.
Кардинальным решением защиты
вов от окисления и загрязнения газам:
:ЛЬНОИ ОЧИСЦК
I гх
титдновых с
ГЛс -
:т при нагреве на
ТАБЛИЦА 58
ИЗМЕНЕНИЕ свойств ЛИСТОВ ТОЛЩИНОЙ 2 мм
ИЗ СПЛАВОВ МАРОК ОТ4 и ВТ14
В ЗАВИСИМОСТИ ОТ ТЕМПЕРАТУРЫ НАГРЕВА В ТЕЧЕНИЕ 1 ч
Свойства ОТ4 ВТ 14
исходное состояние 650й 7SP исходное состояние 550е (150° 75(Г
Предел прочности,
кгс/мм2. . . - .
Предел текучести,
кгс/мм2..........
Относительное
удлинение на базе
п.згё; . %.
Угол загиба, гра-
дус, при r= 1,5
толщины . , . .
Чувствительность
к трещине при
ударном изгибе,
кгс-м/см2 . . . .
Число циклов до
разрушения при
повторно статиче-
ском растяжении
°max =56 кгц/мм2 ,
I1редел усталости
на базе 107 циклоп,
кгс/мм2, не менее .
74,0
71,5
23,5
100
5,8
2450
73,5
72,0
23,0
100
5,5
2416
74,5
71,5
24,5
95
5,7
2039
73,0
70,8
25,0
85
5,3
1247
99,4
93,6
8,1
68
6,6
38
99,1
94,0
7,9
68
6,8
38
99,6
92,5
8,7
65
6,5
38
98,4
92,0
7,2
58
6,3
32
Примечание, Ддется сроднее значение не менее чем пяти результатов
испытания.
воздухе при термической обработке и горячей деформа-
ции является применение печей с защитной атмосферой
и защитных эмалей и различного типа покрытий.
Если вакуумные печи или печи с защитной атмосфе-
рой (аргон, гелий) позволяют осуществлять активную
защиту металла при нагреве, но являются довольно
сложным и дорогим оборудованием, то защитные по-
крытия позволяют осуществлять защиту на обычном
существующем оборудовании. Правда, эмали и покры-
тия не обеспечивают полной защиты металла от окисле-
ния, но снижают его на 70—85%.
Глава IV
ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЕ
СВОЙСТВА
ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ
1. СВАРИВАЕМОСТЬ
Одним из важнейших свойств титана и титановых спла-
вов, предназначенных для штампо-сварных конструк-
ций, является свариваемость. Проблемы свариваемости
титановых сплавов несколько отличаются от проблем
свариваемости других конструкционных металлов (ста-
лей, алюминиевых и магниевых сплавов). Основные
трудности сварки плавлением многих сталей, алюмини-
евых и магниевых сплавов вызваны их склонностью
к кристаллизационным трещинам. У промышленных ти-
тановых сплавов такая склонность к трещинообразова-
нию практически отсутствует, что связано, очевидно,
с небольшим интервалом их кристаллизации по сравне-
нию со сталью и алюминиевыми и магниевыми спла-
вами.
Прочность и пластичность сварных соединений ста-
лей и алюминиевых и магниевых сплавов, как правило,
ниже основного металла, в то время как у титановых
сплавов сварное соединение равнопрочно основному
металлу. Основная проблема свариваемости титановых
сплавов — получение хорошей пластичности сварного
соединения.
Не касаясь техники выполнения сварки, можно ска-
зать, что свойства сварного соединения определяются
в основном фазовыми превращениями в сплаве, проте-
кающими при термическом цикле сварки, а также
структурными изменениями, связанными с особенно-
стью литого состояния.
Образование промежуточных метастабильных фаз
решающе влияет па свойства сварного соединения. Ли-
тая структура, а также зоны металла, подвергнутые на-
греву до высоких температур (выше а+р+*,р-превраще-
ния), также отличаются пониженными характеристика-
ми пластичности.
Большое значение придается возникновению оста-
точных напряжений, образующихся в сварном соедине-
нии после сварки. Высокие остаточные напряжения при
хранении и особенно эксплуатации сварных конструк-
ций могут приводить к преждевременному разрушению
изделий.
Остановимся сначала на проблеме изменения струк-
туры и свойств сварного соединения титановых сплавов
различного состава под воздействием термического цик-
ла сварки. Здесь следует различать два возможных со-
стояния сварного соединения, полученного в результате
сварки и термической обработки: непосредственно пос-
ле сварки и после сварки и последующей термической
обработки.
Наиболее интересно с технологической точки зрения
получение пластичного сварного соединения непосред-
ственно после сварки. Это исключает необходимость от-
жига сварных конструкций, который часто сопряжен
с большими техническими трудностями.
Для некоторых конструкций могут быть использова-
ны титановые сплавы, которые непосредственно после
сварки имеют малопластичное сварное соединение, но
после термической обработки, как правило, отжига,
пластичность восстанавливается.
Прежде чем перейти к свариваемости промышлен-
ных титановых сплавов, рассмотрим влияние различных
легирующих элементов на свариваемость. На рис. 169—
171 приведено изменение предела прочности и пластич-
ности сварного соединения при испытании на загиб
двойных сплавов титана с алюминием, цирконием, оло-
вом, молибденом, ванадием, железом, хромом и марган-
цем в сравнении с основным металлом. Перечисленные
элементы являются основными легирующими добавка-
ми, применяемыми при создании промышленных тита-
новых сплавов.
Алюминий — типичный представитель элементов,
стабилизирующих a-фазу в титане, растворимость его
в ней 6—7%.
Цирконий и олово незначительно влияют на темпе-
ратуру полиморфного превращения и в достаточно
больших количествах растворяются в а-титане.
Молибден и ванадий — изоморфные р-титапу эле-
менты, в различной степени растворяющиеся в а-титане
(0,5 и 2% соответственно) и неограниченно в р-титане.
И, наконец, железо, хром и марганец — сильно дей-
ствующие p-стабилизаторы, незначительно растворяю-
щиеся в а-титане (около 0,5%) и дающие эвтектоидную
реакцию с (3-титаном.
Надо однако отметить, что эвтектоидная реакция у
некоторых сплавов протекает чрезвычайно вяло.
Свариваемость изучали па сварных соединениях,
выполненных автоматической аргоно-дуговой сваркой
неплавящимся электродом на листах толщиной 1,5 мм.
Рис. 169, Изменение предела
прочности и пластичности при
испытании на загиб сварных об-
разцов, выполненных аргоно-
дуговой сваркой сплавов Ti—Al,
Ti—Zr и Ti—Sn в зависимости
от содержания легирующего
элемента и состояния образца
(лист 1,6 мм):
/ — исходный образец (несвар-
ной); 2 —сварной образец:
3—сварной и отожженный об-
разец
°/a %
Рис. 170. Изменение предела прочЕюети и пластичности при испытании
ла загиб сварных образцов, выполненных аргоно-дуговой сваркой,
сплавов Ti—Mo и T1—V в зависимости от содержа кия легирующего
элемента и состояния образца (лист 1,5 мм):
1 — исходный образец (нссварной); 2 — сварной образец; 3 — сварной
и отожженный образец
Рис. 171. Изменение предела прочности и пластичности при испытании па загиб
сварных образцов, выполненных аргоно-дуговой сваркой, сплавов Ti—Fc, Ti—Сг,
Ti—Мп в зависимости от содержания легирующего элемента и состоянии образца
(лист 1,5 мм):
/—.исходный образец; 2 —сварной образец; J — сварной и отожженный образец
314
Прочность и пластичность сварного соединения оце-
нивали при испытаниях сварного соединения на растяже-
ние и загиб. Сварные образцы для испытаний на растя-
жение имели ширину рабочей части 10 мм. Шов распо-
лагали поперек рабочей части. Сварные образцы для
испытаний па загиб были шириной 15 мм, шов наносили
поперек образца. Ось гиба располагалась вдоль сварно-
го соединения; радиус гиба равнялся толщине листа.
Пластичность сварного соединения оценивали макси-
мальным углом загиба в градусах до образования трещи-
ны. Испытание сварных соединений проводили как не-
посредственно после сварки, так и после сварки и отжи-
га при температурах 700—800° С в течение I ч в вакууме.
Для сравнения на графиках приведены свойства основ-
ного металла при указанных методах испытания.
У сплавов с алюминием, цирконием и оловом (см.
рис. 169), содержащих перечисленные элементы в преде-
лах растворимости в а-титане, свойства сварных соеди-
нений и основного металла близки между собой. После-
дующий отжиг заметно их не изменяет.
Следует отметить, что цирконий и олово слабо упроч-
няют и-твердый раствор, в то время как алюминий эф-
фективный упрочнитель и его используют почти во всех
промышленных сплавах.
В сварном соединении и основном металле у спла-
вов этого типа после нагрева и охлаждения при сварке
и термической обработке сохраняется исключительно
a-структура. Если металл нагревался выше температу-
ры полиморфного превращения, a-структура представ-
ляет собой крупные зерна игольчатого строения.
У сплавов титана с p-стабилизирующими элементами
характер изменения свариваемости в зависимости от со-
держания легирующего элемента иной (см. рис. 170, 171).
Общее для всех титановых сплавов с р-стабилизирующи-
ми элементами — близкие прочность и пластичность ос-
новного металла и сварного соединения в отожженном
состоянии.
Непосредственно после сварки во мере увеличения
количества p-стабилизирующего элемента до определен-
ной величины пластичность сварного соединения снижа-
ется, в связи с образованием в структуре шва при терми-
ческом цикле сварки мартенситной а'-фазы с пониженной
пластичностью. При этом у сплавов с эвтектоидообра-
зующими элементами (Fe, Сг и Мп) пластичность свар-
кого соединения падает до очень низких значений, что
можно объяснить присутствием в сварном соединении
хрупкой ©-фазы. У сплавов Т1—Мп, содержащих свыше
8% Мп, хрупкость сварного соединения столь велика,
что при растяжении сварные соединения не показывают
истинной прочности (см. рис. 171). Дальнейшее увеличе-
ние содержания p-стабилизирующих элементов ведет к
росту пластичности сварного ’соединения непосредствен-
но после сварки. Это обусловлено сохранением в свар-
ном соединении при термическом цикле сварки пластич-
ных а"- или р-фаз.
У сплавов с эвтектоидообразующими элементами
(Fe, Сг и Мп) при высоком содержании этих элементов,
вероятно, происходит эвтектоидный распад или предва-
рительная стадия этого процесса, охрупчивающая свар-
ное соединение.
Приведенные выше закономерности указывают, что
отожженное сварное соединение у титановых сплавов с
различными легирующими элементами в широком ин-
тервале составов равноценно:основному металлу.
Непосредственно после сварки хорошей пластично-
стью обладают сварные соединения у сплавов, содержа-
щих a-стабилизирующие элементы в пределах их раст-
воримости в а-титане, а также сплавы, содержащие не-
большое количество ^-стабилизирующих элементов
(близкое к пределу растворимости в а-титане) или та-
кое количество p-стабилизирующего элемента, когда в
сварном шве при термическом цикле сварки сохраняют-
ся метастабильные а."- или fl-фазы. При этом следует от-
метить, что пластичное сварное соединение, полученное
на сплавах с высоким содержанием ({-стабилизирующих
элементов, термически нестабильно и может охрупчивать-
ся при нагреве в процессе эксплуатации изделия. Стаби-
лизирующий отжиг такого сварного соединения может
восстановить его термическую стабильность.
Промышленные титановыр сплавы по их поведению
при сварке можно разделить на несколько групп.
Сплавы с a-структурой (ВТ]-00, ВТ1-0, ВТ5 и ВТ5-1)
не изменяют фазового состава и не требуют стабилизи-
рующего отжига после сварки.
Сплавы ОТ4-0, ОТ4-1, ОТ4, ВТ4, ОТ4-2, ВТ20, АТ2,
АТЗ,ЛТ4,АТ6 являются а-сплавами с небольшим количе-
ством p-фазы. Их поведение при сварке в основном анало-
гично поведению а-сплавов, для них также не обязателен
316
стабилизирующий отжиг после сварки. Титановый мар-
тенсит — о/-фаза у этих сплавов имеет прочность, близ-
кую к прочности сс-фазы. Эти сплавы получили название
псевдо- а-сплавов.
Титановые сплавы мартенситного типа (ВТ6-С, ВТ6,
ВТ 14, ВТЗ-1) непосредственно после сварки имеют пони-
женную пластичность сварного соединения в связи с об-
разованием в структуре шва довольно прочной мартен-
ситной а'-фазы. Для восстановления пластичности свар-
ных соединений у сплавов такого типа применяется
стабилизирующая термическая обработка, сопровожда-
ющаяся превращением а'-фазы обычно в стабильные
a-f-p-составляющие.
У сплавов марок ВТ16, ВТ22, ВТ15 и ТС6 после свар-
ки в сварном соединении фиксируются относительно пла-
стичные а"-(ВТ16) или p-фазы (ВТ22, ВТ15,ТС6). Свар-
ное соединение таких сплавов отличается хорошей пла-
стичностью, но низкой термической стабильностью, т. е.
охрупчивается при повышенных температурах при дли-
тельной эксплуатации. Для стабилизации структуры та-
ких сварных соединений используют термическую обра-
ботку, обычно отжиг или закалку со старением.
Все высказанные выше соображения относятся к
сварке плавлением титановых сплавов, свариваемых
в небольших толщинах (до 3 мм), а также к контактной
(точечной и роликовой) сварке, когда скорость охлажде-
ния сварного соединения достаточно высокая.
При применении присадочных материалов, многопро-
ходной сварке и сварке больших толщин, описанные вы-
ше закономерности изменяются. В этом случае может
существенно измениться химический состав сварного сое-
динения, меняются скорости охлаждения сварного соеди-
нения и переходной зоны при термическом цикле сварки,
а при многопроходной сварке накладывается термичес-
кое воздействие каждого последующего прохода на пре-
дыдущие.
С целью создания представления о поведении титано-
вых сплавов различного типа при сварке в различных
условиях рассмотрим некоторые вопросы свариваемости
сплавов марок ВТ20, ВТ14 и ВТ22. Сплав марки ВТ20—
представитель псевдо а-сплавов, имеющий свойства, ти-
пичные для а-сплавов. Сплав марки ВТ14 — среднелеги-
рованный сплав мартенситного типа. Сплав марки ВТ22—
высоколегированный а+р-сплав критического состава.
Он способен после охлаждения из p-области сохранять
целиком p-фазу, а после замедленного охлаждения имеет
а+Р-структуру.
В табл. 59 приведены механические свойства сварных
соединений сплавов марок ВТ20, ВТ14 и ВТ22, выполнен-
ных автоматической аргоно-дуговой сваркой неплавя-
щимся электродом непосредственно после сварки и пос-
ле сварки и отжига. Также приведены свойства сварных
соединений после воздействия нагрева при 450° С в те-
чение 100 ч, позволяющие оценить термическую стабиль-
ность сварного соединения как в исходном, так и отож-
женном состоянии. Отжиг сплава марки ВТ20 проводили
при 750° С в течение 30 мин, с последующим охлаждени-
ем на воздухе, сплава марки ВТ14—при 680° С, 30 мин,
охлаждение на воздухе; и сплава марки ВТ22—780° С,
30 мин, охлаждение с печью со скоростью 2—4 град/мин
до 450° С, затем — на воздухе. '
ТАБЛИЦА да
СВОЙСТВА СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ,
ПОЛУЧЕННЫХ АВТОМАТИЧЕСКОЙ АРГОНО-ДУГОВОЙ СВАРКОЙ
БЕЗ ПРИСАДКИ (ЛИСТ 2 мм)
ВТ» ВТ14
ВТ22
Состояние сварного
соединения
После сварки . .
После сварки и от-
жига .............
После сварки, на-
грела 450° С, 100 ч
После сварки, от-
жига, нагрева
450°С, 100 ч . . .
98
96
98
95
30 1,8
40 2,8
20 1,5
96 37 2,7
95 45 2,5
115 35 2,2
121 Хруп- 0,3
ко
113 33 2,1
Видно, что псевдо а-сплав марки ВТ20 мало чувст-
вителен к воздействию термической обработки, как это и
свойственно однофазным а-сплавам. Имеется некоторая
тенденция к незначительному ; снижению пластичности
сварного соединения после длительного воздействия ра-
бочих температур, что связано скорее всего с некоторым
избыточным содержанием в сплаве алюминия, образую-
щего при некоторых условиях упорядоченный а-твердый
раствор (а2-фазу).
В сварном соединении сплава марки ВТ14 при терми-
ческом цикле сварки образуется мартенситная а'-фаза,
имеющая пониженную пластичность. Последующий на-
грев при 450° С в течение 100 ч сопровождается частич-
ным превращением а'-фазы в дисперсные образования
а- и p-фаз, что также сопровождается дальнейшим незна-
чительным снижением пластичности и ростом прочности.
После отжига сварное соединение сплава марки ВТ 14
имеет относительно стабильную а-|-р-структуру и удов-
летворительную пластичность, которая практически со-
храняется и после длительного нагрева при 450° С.
Сварное соединение сплава марки ВТ22 в состоянии
непосредственно после сварки имеет p-структуру. В этом
состоянии сплав имеет умеренную прочность и удовлет-
ворительную пластичность сварного соединения. После
отжига сварное соединение приобретает Относительно
стабильную a+p-структуру. Это сопровождается замет-
ным ростом прочности сварного соединения благодаря
гетерогенизации структуры; при этом пластичность из-
меняется незначительно. Длительный нагрев (450° С,
100 ч) сварного соединения в нестабильном состоянии
сопровождается охрупчиванием за счет образования ы-
фазы или очень дисперсных выделений а- и p-фаз. Ох-
рупчивание начинается примерно с 250° С, а полное вос-
становление пластичности наступает после нагрева при
650—700° С. Фактор продолжительности нагрева безу-
словно влияет на температурные интервалы этих про-
цессов.
Рассмотрим теперь изменение свойств и структуры
этих сплавов (листов большой толщины) после много-
проходной аргоно-дуговой сварки с присадкой (табл. 60).
В этом случае оценить влияние всех технологических
факторов и химического состава шва значительно слож-
нее, но и здесь могут быть сделаны некоторые обоб-
щения.
Сплав марки ВТ20 практически не чувствителен к
термическому циклу сварки. Прочность его сварного со-
единения определяется прочностью сварного шва, пред-
ставляющего собой смесь основного металла и присадки.
Сварное соединение как после сварки, так и после свар-
ки и отжига обладает хорошей термической стабильно-
стью. Пластичность сварного соединения при таком виде
сварки определяется переходной зоной, поскольку приса-
дочный материал, как правило, имеет значительно более
высокую пластичность, по сравнению с • основным ме-
таллом. У
ТАБЛИЦА 60
СВОЙСТВА СВАРИ ЬГ’ СОЕДИНЕНИЙ,
ПОЛУЧЕННЫХ МНОГОПРОХОДНОЙ АР ГО НО-ДУГОВОЙ
СВАРКОЙ С ПРИСАДКОЙ СПТ2 (ПЛИТА 1в мм,
V-ОБРАЗНАЯ РАЗДЕЛКА)
Состояние сварного соединении ВТ20 ВТ И вти
gKW/OJM •“fl * %• кгс-и/см* кгс/мм2 ан> КГС'М/СМа кгс/мм1 % кгс-м/см2
После сварки . . После сварки и от- 91 3,5 89 3,8 98 1,2
жига После сварки, на- 92 3,8 90 5,4 100 4,2
грева 450° С, 100 ч После сварки, от- жига, нагрева 94 3,4 93 3,3 102 0,4
450° С, 100 ч. . . 95 3,7 91 4,8 100 4,0
* Ударная вязкость определена по переходной зоне.
У сплава марки ВТ 14 сварное соединение (лимити-
рующая переходная зона) после многопроходной сварки
не содержит совсем или содержит незначительное коли-
чество мартенситной а'-фазы, поскольку каждый после-
дующий проход воздействовал на предыдущий как от-
пуск а'-фазы в а+|}-структуру. Последующее длитель-
ное воздействие температуры 450° С заметно не влияет
на свойства сварного соединения как отожженного, так
и неотожженного.
Что касается сплава марки ВТ22, то непосредственно
после сварки он в переходной зоне имеет относительно
невысокую пластичность. Повторяющиеся циклы сварки
приводят к распаду метастабильной р-фазы в предыду-
щем шве с образованием дисперсных выделений а- и
р-составляющих, а возможно также и со-фазы. Последу-
ющий длительный нагрев сварного соединения непос-
редственно после сварки может сопровождаться даль-
нейшим превращением оставшейся метастабильной
320
Р-фазы в co-фазу и охрупчиванием сварного
Отжиг сварного соединения стабилизирует CTp^kfflgto1'
сваренного металла до сравнительно равновеснойг^»№;
фазы и придает сплаву удовлетворительную терЩд1в-,-
скую стабильность. йящЬи
Следует отметить, что для получения хорошей
тичпости сварного соединения сплав ма£-Ди ВТ22 н&О^^И
ходимо отжигать при температурах не ниже 750° С.
пример, изменение ударной вязкости по переходной зомЯИ
на плитах толщиной 15 мм в зависимости от темпер атуШи
ры отжига в течение 1 ч составляло: ' -Т1Д
аи, кгс-м/см2 . 1,0—1,2 1,2—1,8 2,7—3,0 3,5—4,2 3,8—4,7'W
t, °C . . . . 600 650 700 750 800
Это может показаться странным, поскольку процессы
превращения ©-фазы в а+Р*фазы, а также переход дис-
персных а- и p-выделений в коагулированные происхо-
дит при значительно более низких температурах. Есть
основания предполагать, что в переходной зоне сварного
соединения сплава марки ВТ22 (как, вероятно, и у дру-
гих высоколегированных титановых сплавов) при тер-
мическом цикле сварки образуется сильно фрагментиро-
ванная a-фаза, напоминающая титановый мартенсит.
Эта фаза существенно влияет на пластичность сварного
соединения и является весьма устойчивой. Для полного
перехода ее в обычную a-фазу требуется температура
отжига не менее 700—750° С.
Как уже отмечалось, одним из основных практичес-
ких методов стабилизации структуры сварного соедине-
ния у двухфазных а-]-£-титановых сплавов является от-
жиг с последующим охлаждением на воздухе или более
медленный.
Реже применяется упрочняющая термическая обра-
ботка, состоящая, как правило, из закалки и последую-
щего старения. Ограничивает применение упрочняющей
термической обработки сварных соединений недостаточ-
но хорошее сочетание прочности и пластичности шва
после закалки и старения. Литая структура, как и пере-
гретый металл, плохо воспринимают упрочняющую тер-
мическую обработку. При незначительном повышении
предела прочности сварного соединения существенно
снижается его пластичность. Обычно сварные соедине-
ния рекомендуется подвергать «мягкой» упрочняющей
термической обработке, повышающей предел прочности
не более чем на 15—25%.
Более эффективно упрочняющей термической обра-
ботке подвергаются сварные соединения у относительно
малолегированных p-стабилизирующими элементами
титановых сплавов мартенситного типа (ВТ6-С, ВТ6,
ВТ14).
Характер изменения свойств сварных соединений лис-
тов из сплава марки ВТ14, выполненных аргоно-дуговой
Время старения, ч
Рис. 172. Изменение предела прочности я пластичности при испытании на за-
гиб сварных соединений сплава марки ВТ14 в зависимости от режимов упроч-
няющей термической обработки (лист 2 мм, сварка автоматическая аргоио-ду-
говая):
а — 820° С, 10 мин, в воду; б —860° С, 10 мин, в воду; е — 900° С, 10 мин, в во-
ду; / — 500’ С; 2 — 550° С; 3 — 600° С
сваркой плавлением, в зависимости от режимов терми-
ческой обработки приведен на рис. 172.
Чаще всего при изготовлении сварных конструкций из
высокопрочных термически упрочняемых сплавов преду-
сматриваются отожженные сварные соединения с утол-
щенной кромкой под сварку или другие аналогичные кон-
структивные решения (рис. 173).
Свариваемость титановых сплавов в значительной ме-
ре ?.:опрёделяется возникновением остаточных напряже-
ний в сварном соединении, В ряде исследований [137—
139, 142] показано, что сварные соединения могут иметь
высокие остаточные напряжения, вызванные большими
температурными градиентами, фазовыми превращениями
в зоне нагрева, а также процессами кристаллизации
жидкого металла в области сварного шва,
В области сварного соединения существует сложно-
напряженное состояние, характеризующееся продольны-
Рис. 173. Сваренная спиральным швом емкость высокого давления (при-
мер равнопрочной сварной конструкции), изготовленная из термически
упрочненной на 120 кгс/мм2 ленты из сплава марки BT16 с утолще!шЫ-
мн по донцам шпангоутами для приварки днищ:
а — внешний вид конструкции; б— характер разрушения от внутренне-
го давления
ми и поперечными напряжениями различной величины и
знака, резко меняющимися при удалении от центра шва.
Анализ кинетики разрушения сварных соединений из
титановых сплавов показывает значительное влияние
уровня и характера распределения остаточных напряже-
ний на работоспособность и надежность сварных конст^
рукций.
Основной задачей при оценке роли остаточных напря-
жений является их количественное Определение.
21* ЙЗ
Единственным неразрушающим методом определения
остаточных напряжений в сварных соединениях титано-
вых сплавов и других металлов является рентгеновский
метод. Кроме того, этот метод позволяет замерять оста-
точные напряжения на весьма малой базе. К недостат-
кам этого метода следует отнести малую точность в оп-
ределении величин остаточных напряжений в зоне рас-
плавленного металла и в зоне термического влияния,
имеющих крупнозернистое строение. Это связано с труд-
ностями получения четких дифракционных линий на
рентгенограмме с металла, имеющего литую или крупно-
зернистую структуру. Однако наиболее обширные и си-
стематизированные исследования по замеру остаточных
напряжений в сварном соединении титановых сплавов,
выполнены именно рентгеноструктурным методом.
Исследования, проведенные Самойловым А. И., Ер-
моловой М. И. с участием авторов настоящей книги па
сварных соединениях титановых сплавов показали суще-
ствование остаточных напряжений, характеризующихся
значительной неоднородностью. Исследования проводи-
ли с помощью локального рентгеновского метода. Благо-
даря сокращению базы измерения этот метод позволяет
более четко выявить неоднородность напряжений в зоне
сварного соединения. Были применены рентгеновские ди-
фрактомеры УРС-50Н, УРС-50ИМ и ДРОН-1 па Си Ка-
излучении. Рентгеносъемки осуществлялись по методу
наклонной съемки.
В случае контактной (точечной) сварки определяли
напряжения, действующие в радиальном направлении,
в остальных случаях напряжения, действующие в пер-
пендикулярном по отношению к оси шва направлении.
Напряжения определяли в средней части сварного образ-
ца в нескольких точках: в непосредственной близости к
краю шва (зона сплавления) и далее, постепенно удаля-
ясь от этого участка на расстояние до 20—30 мм от зоны
сплавления. Непосредственно в шве напряжения не оп-
ределяли, так как в этой зоне крупнозернистая литая
структура не позволяла с достаточной степенью точ-
ности определить период кристаллической решетки ис-
следуемого материала и следовательно рассчитать оста-
точные напряжения. Таким образом, напряжения опреде-
ляли как В зоне максимального нагрева, так и в более
холодных участках свариваемого металла. При исследо*
вании сварки плавлением база измерений по ширине со-
ставляла не более 4 мм. Глубина исследованного слоя со-
ставляла не более 10 мкм.
Результаты измерений остаточных напряжений в
сварных образцах из листа сплава марки ОТ4 приведе-
ны на рис. 174. Замеры производили на поверхности об-
разцов в направлении поперек шва со стороны сварки и
со стороны проплава в
другую сторону от оси
шва.
На сварном шве
непосредственно после
сварки наблюдается
значительный гради-
ент поперечных оста-
точных напряжений в
зоне сварного шва с
обеих сторон образца.
В шве и вблизи грани-
цы шва имеются зна-
чительные растягива-
ющие напряжения, до-
стигающие 35 кгс/мм2.
По мере удаления от
границы шва остаточ-
ные напряжения изме-
няют знак — они ста-
новятся сжимающими.
На расстоянии 3—
4 мм от границы шва
сжимающие остаточ-
ные напряжения до-
стигают значений, со-
ответствующих 40—50
гопой сваркой неплавящимся электро^
дом (лист 2 мы):
J1 — со стороны сварки; 2 — со стороны
uponлава
кгс/мм2. Значительные остаточ-
ные напряжения в зоне сварки — это обычное последст-
вие сварки как процесса, сопровождающегося локаль-
ным нагревом металла с последующим неравномерным
охлаждением. Однако при сварке титановых сплавов на-
блюдаются некоторые особенности, связанные со специ-
фикой физических свойств титана. Помимо максимумов
растягивающих напряжений в шве и на его границе, в
исследованных образцах обнаружены дополнительные
максимумы на расстоянии 1—2 мм от границы шва (зо-
ны сплавления). Это соответствует участкам металла,
претерпевающим полиморфное превращение при терми-
ческом цикле сварки. Причина этих максимумов — объ-
емные изменения, сопровождающие аллотропическое
превращение при охлаждении после сварки.
Характер распределения остаточных напряжений,
действующих перпендикулярно оси шва, обнаруживае-
мый на сварном соединении сплава марки ОТ4, наблю-
дается и для других титановых сплавов. Однако величи-
на остаточных напряжений в значительной степени за-
висит от типа сплава, т. е. его структуры.
Безусловно наиболее серьезное внимание следует об-
ращать па растягивающие напряжения, могущие послу-
жить причиной разрушения сварного соединения. Бели-
Рис, 175, Изменение величины максимальных растягивающих
остаточных напряжений и сварных соединениях, выполненных
аргон о-дуговой сваркой, раз<личных сплавов-в зависимости от
количества р-фазы (содержания (5-стабилизирующего элемен-
та) (лист 2 мм)
чина максимальных растягивающих напряжений у раз-
личных сплавов различна (рис. 175). Наиболее высокие
остаточные напряжения возникают в сварных соединени-
ях однофазных как а-, так и (3-титановых сплавов или у
слабо гетерогенизованных сплавов такого типа.
У двухфазных сплавов марок ВТ14, ВТЗ-1 и особенно
ВТ16 и ВТ22 остаточные напряжения значительно мень-
226
ше, что обусловлено вероятно протеканием фазовых
(^«-превращений в процессе термического цикла свар-
ки, способствующих снятию остаточных напряжений.
Остаточные напряжения возникают и в сварных сое-
динениях, выполненных контактной сваркой. Так, напри-
мер, при точечной сварке по оптимальным режимам в зо-
не сварной точки происходит типичное распределение
остаточных напряжений,
отличительная особен-
ность которых —растя-
гивающие напряжения
по контуру точки, пере- м
ходящие в сжимающие
по мере удаления к цент-
ру точки и па периферию, ®
Типичная эпюра на-
пряжений в сварных точ- J0
ках для сплавов марок V
ОТ4, ВТ20 и ВТ14 приве-
дена на рис. 176. Причем °
характерно, что в образ- v
цах, сваренных при боль-
шой силе тока, растягива-
ющие напряжения увели-
чиваются и сосредоточи- -го
ваются не только по гра-
нице сварной точки, но _ „
и в ее центре, как это
обычно происходит в ре-
зультате локального ип-
тенсйвного нагрева ме-
таллического тела в свя-
зи с тепловым линейным
расширением.
Таким образом, сва-
рочные напряжения, воз-
никающие при контакт-
ной точечной сварке, на-
Рис. 176. Эпюра остаточных напряже-
ний в сварной точке сплава марки OT4#
полученной при различных силах тока
(лист 2 мм):
/ — 6000 А; 2 8500 А; 3 — 12000 А
ходятся в связи с тепловыми режимами сварки и и мень-
шей степени с фазовым составом сплава.
Эффективным методом борьбы с остаточными напря-
жениями в сварных конструкциях является отжиг. Как
правило, применяют так называемый «неполный» отжиг
при сравнительно невысоких температурах, снимающий
остаточные напряжения на 70—80%.
Режимы неполного отжига на воздухе для снятия ос-
таточных напряжений в сварных конструкциях:
' °C
ВТ1-00, ВТ1-0 ................... 445—485
ОТ4-0, АТ2 ...................... 480—520
ОТ4-1 .......................... 520—560
ОТ4, АТЗ......................... 545—585
ВТ4, ВТ5, ВТ5-1, ВТ6С............ 550—600
ВТ6, ВТ14, ВТ22, BTI6, ВТ23 . . . 550—650
ОТ4-2, ВТ20, ТС5 ................ 600—650
Такой отжиг проводят, как правило, в печах с воз-
душной атмосферой, по поскольку температура отжига
невысока, последующее Травление для удаления легкой
окисной пленки необязательно. Это существенно упро-
щает технологию изготовления штампосварных конст-
рукций.
Отжиг для снятия остаточных напряжений можно
проводить также в вакуумных печах или в печах с за-
щитной атмосферой. В этом случае температура отжига
может быть несколько повышена и остаточные напряже-
ния могут быть сняты практически полностью.
Снять внутренние напряжения в сварных соединени-
ях, выполненных аргоно-дуговой сваркой, можно также
путем регламентируемой деформации шва и околошов-
ной зоны. Однако этот метод пока не нашел промышлен-
ного применения для конструкций из титановых спла-
вов.
Таким образом, основываясь па вышеизложенных
данных, следует считать, что хорошей свариваемостью
обладают не только однофазные титановые сплавы со
структурой а или р, или незначительно гетерогепизован-
ные сплавы, например, сплавы на основе а-титана с не-
большим количеством р-фазы типа ОТ4, по и титановые
сплавы с a+p-структурой. Двухфазные а-фр-титановые
сплавы, как правило, свариваются всеми видами сварки,
применяемыми для титана, однако сварное соединение
таких сплавов требует обязательной термической обра-
ботки, восстанавливающей пластичность сварного сое-
динения и стабилизирующей структуру, а также снимаю-
щей остаточные напряжения.
В заключение следует обратить внимание на весьма
важное значение, которое имеют вопросы взаимодейст-
вия жидкого металла с газовой средой при сварке тита-
на и титановых сплавов. Как и для других свариваемых
металлов, это может явиться определяющим фактором
получения сплошности литой структуры (проблемы по-
ристости). Кроме того, газы (кислород, азот) чрезвычай-
но интенсивно растворяются в жидком титане и, как ле-
гирующие элементы, резко изменяют свойства шва, ох-
рупчивая его. Поэтому вопросы защиты расплавленной
ванны металла и зоны термического влияния имеют пер-
воочередное значение при сварке титана плавле-
нием.
Сварка плавлением
Дуговая автомати-
ческая сварка
флюсом
под
I
Дуговая сварка
в защитной среде
инертных газов
Электр о шлако-
вая сварка
Сварка
I
пепла вящрмся
(вольфрамовым) элек-
тродом
I
Автоматическая сварка
плавящимся электродом
Механизирован-
ная сварка
I
Без присадки
I
Ручная сварка
Без присадки
С присадкой С присадкой
Контактная сварка
~ i
Точечная Роликовая
Стыковая
Рис. 177. Классификация методов сварки титана и титановых сплавов
Особое место в оценке качества сварного соединения
занимает загрязнение водородом. Воздействие водорода
проявляется, главным образом, на склонности к замед-
ленному разрушению сварного соединения под воздейст-
вием внутренних напряжений^ Поскольку влияние га-
зовых примесей (кислорода, азота и водорода) на свой-
ства сварных соединений — самостоятельная проблема,
в настоящей главе мы ее не рассматриваем.
Классификация существующих методов сварки тита-
на и его сплавов показана на рис. 177.-
ТАБЛИЦА 61
ТИПИЧНЫЕ СВОЙСТВА СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ
ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ (ЛИСТ 2 мм>,
ВЫПОЛНЕННЫХ АВТОМАТИЧЕСКОЙ аргоно-дуговой
СВАРКОЙ БЕЗ ПРИСАДКИ
Марка сплава Состояние а и Ь Угол загиба, град ат.у кгс-м/см1 Сопротивле- ние повторно статическим нагрузкам при а = 0,7 оЕ, • циклов
втьоо После сварки 34 90 — ,—
ВТ1-0 » » 47 90 10,0 18 000
ВТ5-1 » » 85 60 3,5 —
ОТ4-0 56 90 — —
ОТ4-1 67 80 6,0 17 000
ОТ4 » » 78 65 5,0 15 500
ВТ4 X- & 88 55 4,0 11 500
ОТ4-2 99 40 3,0 10 000
ВТ6С » » 87 50 — — .
» Термически упрочненное 107 35 — —
ВТ20 После сварки 95 40 3,0 12 500
ВТ14 Отожженное 97 40 3,5 12 000
Термически упрочненное 152 30 2,0 5 000
ВТ16 Отожженное 92 45 4,0 13 500
ъ Термически упрочненное 115 35 1,5 4 500
АТ2 После сварки 60 80 — —
АТЗ » » 85 55 — '—•
АТ4 л » 93 45 — —
ТС5 100 40 — — .
BTI5 » » 92 85 •— —
ВТ22 Отожженное 105 35 2,5 7 000
ТС6 После сварки 95 80 — —
Ручная аргоно-дуговая сварка без присадки применя-
ется для коротких и криволинейных швов преимущест-
венно стыковых соединений толщиной 0,8—1,0 мм.
Ручная аргоно-дуговая сварка с присадкой применя-
ется для коротких и криволинейных швов всех соедине-
ний толщиной 1 мм и более.
Механизированная аргоно-дуговая сварка без при-
садки применяется для стыковых соединений толщиной
0,8—3,0 мм с продольными и кольцевыми швами.
Рис, 178, Контактная сварка титановой панели, подкрепленной гофром
Механизированная аргойо-дуговая сварка с присад-
кой применяется для всех типов соединений толщиной от
1 мм и более с продольными и кольцевыми швами.
Автоматическая дуговая сварка плавящимся элек-
тродом применяется для соединений толщиной более.
3 мм встык, втавр и внахлестку с продольными и коль-
цевыми швами.
Дуговая автоматическая сварка под флюсом приме-
няется для соединений толщиной более 3 мм встык,
втавр и внахлестку с продольными и кольцевыми швами.
Электрошлаковая сварка применяется для листов
больших толщин (более 10 мм) и деталей с площадью
сечения сварного стыка более 900 мм2.
М ТАБЛИЦА 62
“типичные механические свойства сварных соединении больших толщин,
ВЫПОЛНЕННЫХ АРГОНО-ДУГОВОЙ СВАРКОЙ С ПРИСАДКОЙ ПЛАВЯЩИМСЯ И НЕПЛАВЯЩИМСЯ ЭЛЕКТРОДОМ
Марка сплава Толщина металла, мм Присадка Состояние Метод сварки КГС./14Ма V КГС'М/СМа <3 * т.у КГС' м/см2 Статичес- кая выносли- вость при о= =0.7 (7Вф циклов
ОТ4 20 ВТ1-0 После сварки Плавящимся электродом Пеплавящим- ся электродом 71 68 7,0 8,5 5,0 5,5 45 000 50000
ВТ14 15 СПТ-2 *s Отожженное Плавящимся электродом Пеп давящим- ся ЭлектродоьГ 95 92 4,0 4,5 3,5 4,0 55 000 85 000
ВТ20 15 ВТ20-2св*** Отожженное Плавящимся электродом Неплавящим- ся электродом 95 90 4,0 4,5 3,5 4,0 50 000 100 000
ВТ22 15 СПТ-2 Отожженное Плавящимся электродом Неплавящим- ся электродом 100 95 4,0 4,5 3,5 3,5 41 500 100 000
* По переходной зона. ** Ti — 4% Al — 1.5% . Zr — 3% V. $** Ti — 3,5% Al — 1% Zr — 1% Mo — 1% V.
ТАБЛИЦА 63
ТИПИЧНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СВАРНОЙ ТОЧКИ У ЛИСТОВ ИЗ РАЗЛИЧНЫХ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ
Марка сплава Толщины листов, мм Состояние Прочность сварной точки, кгс Долговечность точки при повтор ностатическом растяжении на {срез, циклов
на срез на отрыв
ВТ 1-0 1,5+1,5 После сварки 1000 320 10000 (при Pmai = 400 кгс)
ОТ4-1 1,0-1-1,0 850 — —-
1,5+1,5 » > 1200 360 —
2,0+2,0 1550 — —
ОТ4 1,0+1,0 950 -— —
1,5+1,5 » 1300 400 9500 (при Ртах=500 кгс)
2,0+2,0 а 1650 — —.
ВТ4 1,0+1,0 » 1000 —• —
1,5+1,5 » 1300 420 —
2,0+2,0 » » 1700 — —
ОТ4-2 1,0+1,0 » 1100 — —
1,5+1,5 а » 1350 400 —
2,0+2,0 » » 1800 — —
ВТ5-1 1,0+1,0 » » 970 — —'
1,5+1,5 » 1250 380 —
2,0+2,0 » » 1660 •—• —
ВТ20 1,0- -1,0 » . 1090 — —
1,54 Н,5 1250 410 6500 (при 7+ак=550 кгс)
2,04 Ь2,0 » 1650 — —
ВТ14 1,5- 1-1,5 После ный) сварки (отожжен- 1500 430 11000 (при Pmai=570 кгс)
1,5+1,5 После сварки (закален- ный и состаренный) 1560 480 5500 (при Ршах = 620 кгс)
ВТ22 1,5+1,5 После сварки 1650 450 8000 (при Ртах =600 кгс)
СО GO — 1,5+1,5 После сварки и отжига 1660 430 5500 (при Ртах = 600 кгс)
Различные виды контактной сварки йспбльзуютсй
для титановых сплавов в следующих случаях. Точечная
сварка —для соединений внахлестку листов или деталей
толщиной 0,5—3 мм (рис. 178)'. Роликовая сварка герме-
тичным швом и точками — для соединений внахлестку
металла толщиной 0,5—3 мм. Стыковая сварка — для со-
единений встык различных заготовок, колец из профи-
лей и поковок сечением от 150 до 10000 мм2 [140, 141,
143].
Механические свойства сварных соединений, выпол-
ненных различными видами сварки, приведены в табл.
61—64.
ТАБЛИЦА 64
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СОЕДИНЕНИИ,
ПОЛУЧЕННЫХ СВАРКОЙ ВСТЫК,
РАЗЛИЧНЫХ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ
Марка сплава Предел проч- ности, кгс/мм9 % Ф, % “и, К. ГС'м/см1
Не менее
ВТ5 65—95 7 17 2,5
ОТ4-1 55-75 8 20 3
ОТ4 65—90 7: 20 2
ОТ4-2 85—110 6 17 2
ВТ6 85—110 5 15 2
ВТЗ-1 90—120 6 15 2
Типичные механические свойства отожженных свар-
ных соединений сплавов марок ОТ4 и ВТ22, полученные
электрошлаковой сваркой, приведены в табл. 65.
ТАБЛИЦА 65
ТИПИЧНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
ОТОЖЖЕННЫХ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИИ,
ВЫПОЛНЕННЫХ ЭЛЕКТРОШЛАКОВОЙ СВАРКОЙ
Марка сплава °в, кгс/мм1 V кгем/см1' Статическая вы- носливость при а=0,7 СЕ циклов
ОТ4 68 10 80 000
ВТ22 98 5 150000
Общим является повышение прочности и снижение
пластичности шва по мере повышения прочности сплава.
2. ОБРАБОТКА ДАВЛЕНИЕМ
Один из основных видов обработки титановых спла-
вов — обработка давлением. Пластическую деформацию
осуществляют как в холодном состоянии, так и с нагре-
вом деформируемого металла.
Несмотря на то что титан и его сплавы имеют гекса-
гональную решетку, обладающую, как это принято счи-
тать, пониженной пластичностью при деформации, для
титановых сплавов приемлемы все виды обработки дав-
лением, которые используются для других конструкцион-
ных металлов.
Из всех многочисленных видов обработки титана й
титановых сплавов давлением мы рассмотрим в настоя-
щей главе лишь наиболее распространенные на машино-
строительных заводах процессы: ковку и объемную и
листовую штамповку.
Обработка давлением титановых сплавов имеет боль-
ше общего с обработкой сталей, чем с обработкой цвет-
ных сплавов. Многие параметры технологии ковки, объ-
емной и листовой штамповки титановых сплавов близки
параметрам обработки стали. Однако имеются и некото-
рые существенные особенности, которые необходимо учи-
тывать при обработке давлением титановых сплавов.
При производстве горячедеформироваиных заготовок
и деталей из титановых сплавов большое значение име-
ют условия нагрева металла, так как большая химичес-
кая активность титана и его сплавов при высоких тем-
пературах может существенно сказаться на качестве
готовых деталей. Вместе с тем механические свойства и
структура титановых сплавов в значительной степени за-
висят от условий горячего деформирования: температуры
и времени нагрева, равномерности прогрева металла пе-
ред деформацией, температуры начала и конца деформа-
ции, скорости охлаждения после деформации, скорости
деформации, а также общей (суммарной) и разовой сте-
пени деформации, в особенности за последний нагрев,
схемы деформации и степени проработки металла как в
заготовке, так И при окончательной деформации. ..
Структура и механические свойства титановых спла-
вов сильно изменяются при нагреве выше полного поли-
морфного превращения. В то же время некоторые опера-
ции горячей деформации связаны с нагревом выше тем-
пературы и+рч^р-превращения.
При горячей листовой штамповке решающее значе-
ние приобретает окисление металла и загрязнение по-
верхностного слоя газами — кислородом и азотом. Листо-
вую штамповку ведут, как правило, при температурах
значительно ниже полиморфного превращения и при на-
греве, не вызывающем интенсивного окисления. Холод-
ная листовая штамповка ограниченно применяется в свя-
зи с небольшой пластичностью многих конструкционных
титановых сплавов при комнатной температуре.
Ковка и штамповка. Титановые сплавы куют и штам-
пуют в нагретом состоянии. Температурный интервал на-
грева под ковку и штамповку колеблется в пределах
850—1150° С в зависимости от марки сплава. При этих
температурах конструкционные титановые сплавы обла-
дают достаточно хорошей технологической пластично-
стью для того, чтобы получить детали практически лю-
бых размеров и сложности.
Для оценки пластичности титановых сплавов при раз-
личных температурах рассмотрим так называемые диаг-
раммы технологической пластичности (рис. 179), которые
представляют изменение ударной вязкости и плас-
тичности при осадке цилиндров в зависимости от темпе-
ратуры испытания. Испытывали как литой, так и дефор-
мированный металл. Испытание на осадку проводили
па молоте и гидравлическом прессе. Значение ударной
вязкости имеет истинный характер только в температур-
ном интервале, где при испытании наблюдалось разру-
шение образцов, т. е. па восходящей части кривой. На
диаграммах пластичности приведено также изменение
значений предела прочности, дающее некоторое пред-
ставление об изменении сопротивления деформированию
в зависимости от температуры.
С повышением температуры деформирования у всех
титановых сплавов непрерывно возрастает технологиче-
ская пластичность. Из приведенных диаграмм также вид-
но, что технологическая пластичность у различных тита-
новых сплавов различна и в литом состоянии значитель-
но ниже, чем в предварительно деформированном.
Из диаграмм допустимых степеней деформации с
большими и малыми скоростями (рис. 180) следует, что
все титановые сплавы как в литом, так и предваритель-
но деформированном состоянии при температурах выше
1000° С обладают весьма высокой технологической пла-
стичностью, которая падает при снижении температуры
336
Температура иепыташя, *е
ел
О /W 800 900 Ш W Ш
Температура осадки^ Т
Рис. 179. Диаграмма технологической пластичности титановых сплавов ма-
рок BTI-0 {а), ВТЗ-1 (б), ВТ22 (а) и ВТ15 (г) [144J1
/ —молот,-литое состояние; 2—молот, деформированное состояние; ^ — гидро-
пресс, литое состояние; 4 — гидропресс, деформированное состояние; 5—разру-
шение пс наступило
Рнс. 180. Диаграмма допустимых степеней деформация некоторых титановых
сплавов в зависимости от температуры осадки [144]:
а — на молоте; б—на гидропрессе; —-------- деформированное состояние,
— - ' — литое состояние
заметно в случае дина-
деформирования. Это особенно
мического деформирования сплава в литом состоянии.
«ом деформировании тех-
Во всех случаях при динамичес
нологическая пластичность титановых сплавов ниже, чем
при статическом деформировании. Другой определяю-
щий фактор выбора режима горячего деформирования—
величина удельных давлений.
На рис. 181 приведено изменение средних удельных
давлений некоторых титановые сплавов. Из диаграмм
средних удельных давлении видно, что с повышением
температуры сопротивление деформированию прогрес-
сивно снижается. По мере увеличения скорости деформи-
рования сопротивление читано зых сплавов деформации
возрастает. При переходе от статического деформирова-
ния к динамическому оно увеличивается почти вдвое, по-
этому для горячего деформирования лучше применять
оборудование с малыми скоростями. Технологическая
возрастает.
и его сплавов примерно
пластичность при этом заметно
Усилия деформации титана
такие же, как и для конструкционных сталей и жаро-
прочных сплавов на никелевой основе. Однако при де-
формации в нижнем интервале температур они на 30—
50% больше, чем у названных металлов. Таким образом,
для создания благоприятных условий горячего деформи-
рования (с точки зрения технологической пластичности
и удельных давлений) титанойые сплавы целесообразно
деформировать при температурах выше 1000° С, т. е. в
p-области. Однако такая деформация, как правило, не
обеспечивает хорошей структуры и удовлетворительных
механических свойств полуфабрикатов из титановых
сплавов, поэтому в настоящее время для окончательного
деформирования используются
более низкие температу-
ры, охватывающие верхний предел двухфазной а+р-об-
ласти (860—960° С).
Тем не менее при соблюдении определенного соче-
тания температуры, степени и
и последующего охлаждения 1
скоростей деформации
вполне возможно целый
ряд деталей получать штамповкой при температурах
p-области (р-штамповка). Такой процесс позволяет
:гь штамповок и умень-
существенно повысить точное
шить потребную мощность оборудования.
Чтобы представить себе изменение микрострукту-
' ры некоторых титановых сп,
температуры и степени дефор;
лавов в зависимости от
мации, следует рассмот-
22;
Рис. 183. Шкала микроструктур Титановых сплавов, принятая для
заводах. X 300
контроля ва металлургических
реть диаграммы, приведен-
ные на рис. 182. Исходным
материалом для построения
диаграмм были заготовки
из титановых сплавов ма-
рой ВТ1-0, ВТ5, ВТЗ-1 с
мелкозернистой структурой,'
соответствующей первому
баллу шкалы микрострук-
тур титановых сплавов
(рис. 183). Некоторое ис-
ключение составлял сплав
марки ВТ15, который в ис-
ходном состоянии имел мик-
роструктуру, соответствую-
щую примерно третьему
баллу. Это, вероятно, было
обусловлено тем, что де-
формация сплава марки
ВТ15 производится всегда
при температурах выше
полного полиморфного пре-
вращения. Температура пол-
ного полиморфного превра-
щения следую-
щая:
Сплав. . ВТ1-0 ВТ5 ВТЗ-1 ВТ15
t°C . 930 1020 990 780
Последующая деформа-
ция с различными степеня-
ми деформации сплавов ма-
рок ВТ1-0, ВТ5 и ВТЗ-1
при температурах ниже по-
лиморфного превращения
практически нс сопровож-
дается изменением микро-
зерна; однако нагрев под
деформацию в р-области
ведет к резкому его росту.
Увеличение степени дефор-
мации в p-области сопро-
вождается заметным умень-
шением величины микро-
зерпа.
У сплава марки В'
13 — практически однофазного
р-сплава — рост микрозерна
не связан с полиморф-
ависит лишь от температуры де-
мере от степени деформации.
ным превращением, а з
формации и в меньшей
Заметный рост микрозерна у этого сплава наблюдает-
ше 900° С.
ховалось влияние степени де-
ся при температурах вы:
В ряде работ иссле;
формации при различных температурах на структуру
и механические свойства различных титановых спла-
вов. Было установлено
что эти факторы наиболее су-
щественно влияют на зысокопрочные титановые спла-
вы с сильно упрочненными а- и p-твердыми раствора-
ми и особенно на силе вы в термически упрочненном
состоянии (после закал
ки и старения). Было также
установлено, что у сплавов с высокой температурой
полного полиморфного
превращения (например ВТ14.
ВТЗ-1) переход, в p-область сопровождается более рез-
ким изменением структуры и ухудшением механичес-
ких свойств, чем у сплавов с относительно низкой тем-
пературой полного полиморфного превращения (ВТ22,
ВТ15).
В работе [145] было исследовано влияние темпера-
туры и степени деформации "на механические свойства
и структуру сплава марки ВТ22 с целью разработки
основных технологических параметров производства
точных штамповок при температурах, соответствую-
щих p-области сплава (р-штамповки). В этой работе
заготовки из сплава марки ВТ22 ковали при различ-
ных температурах с разной степенью деформации за
один нагрев на пруток диаметром 20 мм. Затем на
прутках исследовали структуру и механические свой-
ства. Результаты определения механических свойств
сплава, отожженного по режиму: 800° С, 1 ч, охлаж-
дение с печью до 400° С, затем на воздухе приведены на
рис. 184.
Из приведенных данных следует, что, например,
при укове 40% при деформации в а+р-области (850—
860°С) могут быть получены: oD—115 кгс/мм2 6=
= 12%, ф = 40% и ав=4,5 кгс-м/см2. При деформа-
ции в p-области (1050°С) при таком же укове можно
получить механические свойства на уровне: сгв=
= 112 кгс/мм2, 6=8%, ф= 16% и с?и=3 кгс-м/см2. При
меньших степенях деформации механические свойства
несколько хуже, а при больших — лучше.
4
Микроструктура сплава марки ВТ22 с повышением
температуры деформации интенсивно огрубляется, а с
увеличением степени деформации несколько измельча-
ется.
В этой же работе приведены данные по влиянию
температуры деформирования па механические свой-
Рис,' 184, Влияние температуры и сте-
пени деформации па механические
свойства марки ВТ22 [145]:
1 — 80%; 2—-60%; J — 40%: 4 — 20%
ства и структуру про-
мышленных штампо-
вок из сплава марки
ВТ22, которые под-
тверждают выводы,
сделанные при иссле-
довании образцов. По-
казана возможность
получения удовлетво-
рительных механичес-
ких свойств путем де-
формации сплава мар-
ки ВТ22 при темпера-
турах ^-области
(940—970° С) со сте-
пенями деформации нс
менее 30—40%. При
этом на промышлен-
ных крупногабарит-
ных штамповках и по-
ковках могут быть по-
лучены следующие
свойства: ов^110 кгс/
/мм2; 6^6%;
18% ;ян 3 кгс-м/см2.
В работе [146]
изучали влияние сте-
пени деформации при
прокатке в а-фр и
p-областях на структу-
ру и механические
свойства сплава марки
ВТ14 в термически упрочненном состоянии. Для этого
прутки диаметром 45—60 мм прокатывали в калиброван-
ных валках после нагрева при температуре 1080°С в
p-области и при температуре 940° С в ct+p-области со
степенью деформации 10, 25 и 50%. Исследовали
структуру и механические свойства прутков после про-
катки с различной степенью деформации и после тер-
мической обработки, состоявшей из закалки от 840,
860, 880 и 900° С и последующего старения при 500° С
880 860 880 300 880 860 880 900
Температура закалт, °8
Рис. 185. Изменение механических свойств сплава марки
ВТ]4 в зависимости от степени деформации н температу-
ры закалки (после закалки старение 500^ С, 8 ч):
«“—прокатка в Р-области; б — прокатка в ct-f"P-области;
/ — степень деформации 10%; 2 — 25%; 3 — 50%
в течение 8 ч. Полученные результаты приведены на
рис. 185.
При прокатке в а+0-области при всех режимах за-
калки и деформации можно получить механические
свойства, оговоренные действующими техническими
условиями (ов^112 кгс/ммг; 6^6%; ф^12%). Пос-
ле деформации на 50% и закалки от 880°С можно по-
лучить еще более высокие значения: ов=120 кгс/мма;
6 = 8% и ф—20%. При прокатке в 0-области удовлет-
верительные механические свойства удается получить
лишь па прутке, закаленном с 860° С и деформирован-
ном на 50%. При меньших степенях деформирования
как предел прочности, так и характеристики пластич-
ности сплава марки ВТ14 пе отвечают минимальным
требованиям, оговоренным в технических условиях.
Таким образом, по данным рассмотренных работ
можно заключить, что деформация в [3-области допу-
стима лишь в случае, когда предусматривается значи-
тельный уков. Но даже деформация с очень большими
степенями укова (свыше 60%) не обеспечивает мелкой
структуры, дающей хорошие механические свойства, ка-
кую можно получить даже при небольших степенях де-
формации при температурах а-рф-области.
Фактором, определяющим выбор температурного
интервала горячего деформирования титановых спла-
вов, следует считать температуру их полного поли-
морфного превращения. Чем выше температура поли-
морфного превращения, тем выше температурный ин-
тервал горячего деформирования.
При прочих равных условиях на температуру поли-
морфного превращения определяюще влияет содержа-
ние в сплаве алюминия. Увеличение содержания в
сплаве [3-стабилизирующих элементов, хотя и снижает
температуру полиморфного превращения, однако не
служит основанием для снижения температуры дефор-
мирования, поскольку p-стабилизирующие элементы в
значительной степени упрочняют а- и- [3-твердые раство-
ры, повышая тем самым удельное давление при об-
работке. Тем не Менее присутствие в структуре дефор-
мируемого металла даже незначительного количества
Р-фазы благоприятно влияет на его технологическую
пластичность. Так, например, многолетняя практика
показала, что однофазные а-сплавы (ВТ5) значитель-
но менее технологичны по сравнению со сплавами ти-
па ОТ4, содержащими в структуре даже весьма незна-
чительное количество р-фазы. Тем более титановые
сплавы с a+p-структурой значительно технологичнее
однофазных а-титановых сплавов (менее склонны к об-
разованию поверхностных трещин и других дефектов).
Режимы горячего деформирования промышлен-
ных титановых сплавов выбираются на основании ди-
аграмм пластичности с учетом удельных давлений, а
также изменения микроструктуры и точки полного по-
диморфного превращения. Вместе с том приходится
учитывать и возможности существующего кузнечно-
прессового оборудования, которое не всегда в полной
мере может удовлетворить требования технологии
производства поковок и штамповок из титановых
сплавов.
Листовая штамповка. Все титановые сплавы, изго-
тавливаемые в виде листовых полуфабрикатов, могут
подвергаться листовой штамповке. При этом из подав-
ляющего большинства титановых сплавов детали мо-
гут быть изготовлены только горячей штамповкой. Не-
которое исключение составляют лишь технический ти-
тан марок ВТ1-00, ВТ1-0, а также низколегированные,
малоирочпые титановые сплавы марок ОТ4-0, ОТ4-1 и
АТ2, которые могут быть подвергнуты холодной листо-
вой штамповке.
Среднепрочные титановые сплавы, такие как ОТ4,
АТЗ и др., могут подвергаться холодной штамповке
лишь ограниченно. Еще более легированные и прочные
титановые сплавы типа ВТ5-1, ВТ20, ТС5 практически
не поддаются холодной штамповке в связи с низкой
технологической пластичностью.
Детали из листов титановых сплавов штампуют на
листоштамповочных механических и гидравлических
прессах, на падающих молотах, резиной в контейнерах,
на обтяжных прессах и других видах оборудования за-
готовительно-штамповых цехов. Кроме того, из спла-
вов ВТ 1-0, ВТ 1-00, ОТ4-0 и ОТ4-1 можно изготавли-
вать детали взрывной и электромагнитной штампов-
кой. При разработке технологии листовой штамповки
деталей из титановых сплавов приходится учитывать
следующие особенности.
Все титановые сплавы, за небольшим исключением
(технический титан и малопрочные сплавы), обладают
пониженной пластичностью при холодной деформации
по сравнению с обычными конструкционными метал-
лами (сталями и алюминиевыми сплавами).
Титановые сплавы независимо от химического со-
става и механических свойств значительно упрочняют-
ся при холодной пластической деформации с соответ-
ствующим снижением характеристик пластичности,
что вызывает необходимость межоперационных от-
жигов.
Низкие антифрикционные свойства титана и тита-
новых сплавов могут вызывать налипание металла нй
рабочие поверхности штампов, снижают их стойкость
и могут приводить к разрушению штампуемых дета-
лей. Титановые сплавы, особенно повышенной прочно-
сти, имеют значительную чувствительность к концент-
раторам напряжений в виде надрезов, царапин и дру-
гим поверхностным дефектам, что вызывает необходи-
мость зачистки кромок заготовок в местах дефор-
мации.
Титановые сплавы довольно чувствительны к ско-
рости деформирования, поэтому операции листовой
штамповки, связанные с большими деформациями, ре-
комендуется производить при низких скоростях.
Листы из титановых сплавов имеют заметную ани-
зотропию физических и механических свойств вдоль и
поперек волокна, что необходимо учитывать как при
горячей, так и при холодной штамповке.
Вследствие значительного пружинения отштампо-
ванные детали из титановых сплавов требуют ручной
доводки или проведения операции терморихтовки.
С повышением температуры нагрева заготовок ха-
рактеристики штампуемости всех титановых сплавов
увеличиваются, однако с повышением температуры про-
цессы окисления протекают более интенсивно и их вли-
яние особенно отрицательно проявляется на листовых
полуфабрикатах, имеющих развитую поверхность. Про-
исходит не только образование окалины, но и диффузия
газов в металл, что сопровождается снижением пла-
стичности при штамповке.
Однако, правильно построив технологию листовой
штамповки, всех этих недостатков титановых спла-
вов в значительной мере можно избежать.
Температурный режим листовой штамповки деталей
из титановых сплавов зависит от марки сплава, вида
операции и степени деформации при данной опера-
ции.
Сплавы марок ВТ1-00, ВТ1-0, ОТ4-0 и ОТ4-1 обла-
дают удовлетворительной пластичностью при деформа-
ции в холодном состоянии. Поэтому детали из этих ма-
рок сплавов штампуют в большинстве случаев без на-
грева заготовок с промежуточными отжигами. Для
штамповки деталей из других марок титановых сплавов
требуется нагрев заготовок до 550—750 и штампов до
200—300° С.
3. ОБРАБОТКА РЕЗАНИЕМ
Обработка резанием титана и титановых сплавов в
основном аналогична обработке резанием нержавею-
щих конструкционных сталей. Особенностью титана при
обработке резанием является его низкая теплопровод-
ность и повышенная склонность к налипанию на инстру-
мент. Так, например, при шлифовании на абразивных
кругах титан и титановые сплавы весьма склонны к об-
разованию прижогов, что вызвано главным образом их
низкой теплопроводностью. Прижоги весьма отрица-
тельно сказываются на сопротивлении повторно-стати-
ческим и усталостным нагрузкам шлифованных дета-
лей. Контролируют прижоги обычно методом травле-
ния, когда они выявляются в виде светлых, не
поддающихся травлению участков, а иногда и сетки
микротрещин. Во всех случаях при строгом соблюдении
режимов шлифования можно избежать прижогов.
Обработку резанием титапа и титановых сплавов
рекомендуется производить инструментом с твердосплав-
ными пластинками. Для оснащения режущих инстру-
ментов твердосплавными пластинками рекомендуется
применять вольфрамо-кобальтовый сплав марки ВК4.
Сплав марки ВК4 обладает износостойкостью, близкой
к износостойкости сплава марки ВКЗ, и не уступает по
ударной вязкости сплаву марки ВК8. При отсутствии
марки сплава ВК4 режущие инструменты можно осна-
щать пластинками из сплава марки ВК8, за исключени-
ем резцов, предназначенных для операций непрерывного
чистового точения, которые следует оснащать пластин-
ками из сплава марки ВКЗ.
Стойкость резцов, оснащенных пластинками из спла-
ва марки ВКЗ, па этих операциях в два раза выше, чем
у пластинок, оснащенных сплавом марки ВК8.
Режущие инструменты, которые трудно оснастить
твердым сплавом, например сверла диаметром менее
3—5 мм, метчики и т. п., рекомендуется изготавливать из
быстрорежущей стали марки ЭИ706(Р9Ф5). При не-
прерывном резании стойкость инструментов, изготов-
ленных из стали марки ЭИ706 (Р9Ф5) в два—три раза
выше, чем инструментов, изготовленных из стали марки
Р18.
Обычно принято считать, что трудоемкость механи-
ческой обработки титановых сплавов в 2—2,5 раза
больше, чем трудоемкость обработки обычных углеро-
дистых сталей.
На рис. 186 показана обработка крупной детали из
титанового сплава на фрезерном станке.
Рис. 186. Обработка крупногабаритной титановой летали на фрезерном
станке
4. ХИМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА
Для получения окончательно готовых деталей и
изделий из титановых сплавов широко используются
химические методы обработки.
В настоящее время подавляющее большинство дета-
лей и изделий на завершающих стадиях производства
подвергается механической обработке. Трудоемкость
этой операции весьма велика, так как коэффициент ис-
пользования металла от штамповки до готовой детали
составляет 0,20—0,35, т. е. около одной четверти. В слу-
чае изготовления изделий из поковок коэффициент
использования металла еще меньше, а трудоемкость
выше.
В последние годы все шире применяются химические
методы обработки титана, которые дешевле и произво-
дительнее. Сюда наряду с травлением, производимым
с целью удаления окалины и загрязненного газами слоя
металла после пагрева на воздухе, следует отнести раз-
мерное травление (химическое фрезерование) и элек-
трохимическую обработку, позволяющие получать дета-
ли заданных размеров и конфигурации или заготовку
под доводку с помощью незначительной механической
обработки.
Размерное травление применяется для изготовления
сложнопрофилированных деталей, а также для умень-
Рис, 167- Профилированные листы из титановых сплавов, полученные
размерным травлением
тения их массы в тех случаях, когда механическая об-
работка затруднена или практически невозможна
(рис. 187). Размерное травление заключается в удале-
нии металла растворением в травящих растворах; при
этом часть поверхности, не подлежащую травлению,
изолируют от травящего раствора стойкими в этом ра-
створе лакокрасочными покрытиями.
Электрохимическое размерное травление применяет-
ся для тех же целей, что и химическое фрезерование,
однако оно более высокопроизводительно и, несомнен-
но, более Прогрессивно.
При Определении целесообразности применения хи-
мическбге фрезерование и электрохимической обработ-
ано
кй необходимо учитывать и отрицательные стороны
этих процессов, а именно: безвозвратную потерю метал-
ла и получение токсичных продуктов в виде отработан-
ных кислотных растворов. Поэтому химические методы
обработки титана следует применять лишь в тех случа-
ях, когда обработка резанием невозможна или сопря-
жена с большими техническими трудностями.
Вероятно, после разработки технологии извлечения
титана из отработанных растворов и методов регенера-
ции последних химическая и электрохимическая обра-
ботка титана получит еще более широкое распростра-
нение.
Кроме общих особенностей химической обработки
металлов, титановым сплавам свойственно наводорожи-
вание, которым сопровождается обработка в большин-
стве существующих в промышленности ванн.
Содержание водорода в титановых сплавах в зави-
симости от типа и назначения регламентируется с целью
обеспечения надежности работы конструкций. Влияние
водорода на физико-механические и эксплуатационные
свойства титана и титановых сплавов подробно изложе-
но в монографии [147].
Все методы химической обработки используются с
учетом наводороживания титановых сплавов и его пре-
дотвращения.
Склонность к наводороживаяию у различных тита-
новых сплавов различна и возрастает по мере легиро-
ванпости сплава p-стабилизирующими. элементами, т. е.
по мере увеличения в структуре количества р-фазы.
Так, например, склонность к наводороживапию от спла-
ва марки ОТ4 к сплаву марки ВТ 15 возрастает в не-
сколько раз (рис. 188). Интересно отметить, что по ме-
ре увеличения количества р-фазы в структуре сплавов
наводороживание возрастает, достигая наибольшей ве-
личины у сплавов с преобладанием p-структуры, но со-
держащих определенное количество ц-фазы. У сплавов
исключительно с p-структурой склонность к наводоро-
живанию несколько меньше, чем у сплавов с небольшим
количеством ct-фазы, но значительно выше по сравне-
нию с а-сплавами.
Проникновение водорода в глубь металла носит
диффузионный характер, поэтому больше всего его со-
держится в поверхностных слоях.
В работе Т. В. Шихалеевой изучалось распределе-
ние водорода от поверхности вглубь после травления у
различных титановых сплавов. Листы толщиной 2 мм
из сплавов марок ОТ4, ОТ4-2, ВТ6 и ВТ14, содержащие
в исходном состоянии соответственно 0,006, 0,008, 0,009
и 0,024% Н2, травили в солянокислом растворе с добав-
кой фтористого натрия при 50° С в течение 25 мин. Рас-
Содержоние
з/ннеита, %
Рис, 188. Схема изменения
склонности к наводорожнвапию
у промышленных титановых
сплавов с различным содержа-
нием р“фазы {по Л. Н. Пиво-
варовой и В. П, Батракову)
нределение водорода от по-
верхности в глубь листов у
различных титановых спла-
вов приведено на рис. 189.
У сплавов марок ВТ6 и
ВТ14 наводорсживается нс
только поверхностный слой,
но и сердцевина листа. В то
же время у титановых спла-
вов марок ОТ4 и ОТ4-2, ос-
нованных на «-структуре с
небольшим количеством
Р-фазы, паводороживание
носит лишь поверхностный
характер и не затрагивает
сердцевины металла.
Во всех случаях после
проведения процесса хими-
ческой обработки следует
проводить тщательный кон-
троль на водород.
Кардинальным методом
удаления водорода из ме-
талла является вакуумный
отжиг. Вакуумный отжиг обычно проводят при темпера-
турах 550—750° С и давлении 10-3—10~5 мм рт. ст. в те-
чение 1—2 ч. По мере повышения температуры, степени
вакуума и продолжительности отжига уменьшается ос-
таточное содержание водорода в металле.
На рис. 190 приведено изменение содержания водо-
рода в поверхностном слое листа толщиной 2 мм из
сплавов марок ОТ4, ВТ14 и ВТ22 после травления в
кислотном растворе в зависимости от температуры от-
жига.
В последнее время делаются попытки создать кис-
лотные растворы для травления и химического фрезеро-
вания титана, не дающие заметного паводороживания,
в том числе и титановых сплавов на основе р-структу-
1мм
Рнс.- 189. Распределение водорода по сече-
нию листов сплава марок О'Г4-2> ОТ4,
BTG, ВТ14 после травления в солянокис-
лом травителе (по ШихалсевоЙ Т. В,)
Рис, 190- Измене-
ние содержания
водорода в по-
верхностном слое
листов из сплавов
марок ОТ4, ВТ14
и ВТ22 в зависи-
мости от темпера-
туры отжига в те-
чение I я в ваку-
—3
уме IQ (а) и
Ю (б) мм рт. СТ-
ры. В этом направлении имеются определенные успехи,
однако такие растворы, как правило, весьма токсичны
и требуют жестких пределов по химическому составу и
температуре процесса.
23—37 353
Глава V
ОБЛАСТИ
ПРИМЕНЕНИЯ ТИТАНА
[150-155]
Благоприятное сочетание высокой удельной прочности
и коррозионной стойкости открывает для титана очень
широкие возможности применения в различных отраслях
промышленности.
Первым и наиболее крупным потребителем титано-
вых сплавов явилось авиационное двигателестроение,
которому требовались главным образом штамповки.
Несколько позже было освоено промышленное про-
изводство листов, труб и профилей, после чего начало
быстро возрастать применение титана в конструкции
самолетов, космических кораблей и ракет.
1. ПРИМЕНЕНИЕ ТИТАНА В САМОЛЕТОСТРОЕНИИ
По возможному масштабу применения титана целе-
сообразно разделить самолеты на две Группы: самолеты
дозвуковых и сверхзвуковых скоростей.
Основной конструкционный материал планера в са-
молетах дозвуковых скоростей—алюминий, на долю ко-
торого приходится 65% (по массе) от всей конструкции
планера. Сталь занимает около 20%, а остальное — про-
чие, преимущественно неметаллические материалы [156].
По данным специалистов США, в 1980 г. ожидается
следующее распределение материалов планера самоле-
тов дозвуковых скоростей: 44% алюминия, 15% титана,
25% армированных пластиков; 16% прочих материалов.
Полагают, что пределом эффективного применения ти-
тана в самолетах дозвуковых скоростей будет 15%.
В этом случае титан будет применяться в основном вза-
мен стали для изготовления лонжеронов, монорельсов,
деталей шасси с получением выигрыша в массе, пропор-
ционального соотношению плотностей, т. е. до 40% (ко-
нечно, в случае равной прочности со сталью). Иногда
титан выгоднее алюминия, например для деталей типа
балок или шпангоутов, так как уменьшение их строи-
354
Рис. 192. Узел двигателя самолета, изготовленный сваркой из листав титано
вого сплава с ав > 70 кге/мм2
тельной высоты, возможное при использовании титана
благодаря более высокому модулю упругости, позволя-
ет на 5—10% увеличить полезный объем фюзеляжа.
Ркс. 193. Самолетная деталь из титанового сплава с. >110 кгс/мм2
в
Для самолетов сверхзвуковых скоростей, особенно
при скоростях более 2М, алюминий как основной коп-
Рис. 194. Самолетная конструкция, из-
готовленная сваркой семи штамповок
из титанового сплава с ПО кгс/мма
шасси. Примеры применения
приведены на рис. 191—194
курепт титана быстро те-
ряет свое значение, по-
скольку рабочие темпе-
ратуры обшивки и дру-
гих деталей планера ста-
новятся слишком высо-
кими для алюминия. На-
оборот, применение тита-
на в этом случае наибо-
лее выгодно и почти не-
ограниченно. Известны
конструкции самолетов
сверхзвуковых скоростей,
у которых планер на
95% состоит из титана.
Титановые сплавы ис-
пользуются для обшивки,
деталей крепления и си-
лового набора, различ-
ных агрегатов, деталей
титана в самолетостроении
ТАБЛИЦА 66
ПРИМЕРЫ ПРИМЕНЕНИЯ ТИТАНА В САМОЛЕТОСТРОЕНИИ СШАД||
Наименование самолета Скорость Количество титана в ила- пере, кг Кйяиммтеа.^ титан», массы
СН53Л (вертолет) <1М 803 8,50
FB-4 (истребитель) ~2М 466 8,08
F4H (истребитель) 2.2М 422 9,09
F14 (истребитель) 2,5М 3130 30,00'
YF12 (разведчик) >зм 3340 95,00
В-747 (лайнер) <1М 4536 4,25
2707 (лайнер) 2,7М 47 000 90,00
F-111 (истребитель) 2,5М 733 6,40
С5Л (транспортный) <1М 41 000 20,00
Некоторые примеры из практики американского са-
молетостроения, иллюстрирующие масштаб применения
титана в конструкции планера, приведены в табл. 66.
В настоящее время титановые сплавы стали широко
применяться для деталей крепления, что позволяет по-
лучать, например, в самолетостроении значительный
выигрыш в массе.
Американская и в значительной мере европейская
промышленность продолжают ориентироваться на сплав
Ti—6А1—4V, как основной конструкционный сплав для
самолетостроения [158].
2. ПРИМЕНЕНИЕ ТИТАНА
В ДРУГИХ ОТРАСЛЯХ ПРОМЫШЛЕННОСТИ
Если в авиации используется главным образом высо-
кая удельная прочность титановых сплавов, то для дру-
гих отраслей промышленности главный стимул примене-
ния титана — его высокая коррозионная стойкость. Ти-
тан стоек в азотной кислоте, а также ряде других кис-
лот при таких концентрациях и температурах, которые
ведут к быстрому разрушению других конструкционных
металлов, в том числе и нержавеющих сталей. Особенно
ценна высокая коррозионная стойкость титана во влаж-
ном хлоре, в большинстве органических кислот, а также
в щелочах и растворах гипохлорита кальция и натрия.
Кроме того, титан стоек в морской воде и растворах хло-
ристых солей при обычной и повышенных температурах.
Исключением являются лишь насыщенные растворы
хлористого алюминия и цинка.
Последние исследования показали, что, если имеются
концентраторы напряжений (усталостные трещины), ти-
тан проявляет склонность к коррозионному растрески-
ванию в морской воде, метаноле и в других средах, но в
подавляющем числе случаев применения титан сохраня-
ет свою репутацию коррозионно стойкого металла.
Кроме того, существуют области, где можно выгодно
использовать высокую удельную прочность титановых
сплавов. К ним относится прежде всего транспортное
машиностроение, турбостроение и производство высоко-
скоростных центрифуг.
Титан и его сплавы как коррозионностойкий матери-
ал рекомендуется для изготовления следующего обору-
дования в производстве цветных металлов [151, 152]:
насосы для перекачки кислот азотной (всех концент-
раций), серной и соляпой различных концентраций в
присутствии окислителей, хлоридов металлов^ солевых
сульфатных растворов;
трубопроводы для вышеуказанных сред;
общезаводские и цеховые вытяжные трубы для выб-
роса различных агрессивных газов, в частности хлора,
хлористого водорода, сернистых, и серных газов (кроме
фтористого водорода);
запорная арматура для агрессивных растворов;
автоклавы различной емкости для кислотной обра-
ботки руд и концентратов цветных и редких металлов;
трубчатые кипятильники для упарки агрессивных ра-
створов;
вентиляторы, газоходы и скрубберы в промывных
башнях сернокислотных цехов;
баки различные для кислот, сульфатов, хлоридов,
цианидов и других агрессивных растворов, применяемых
в цветной металлургии (рис. 195);
вакуум-испарительные установки печей кипящего
слоя, применяемых в производстве концентратов руд
цветных металлов;
матрицы для электролитического получения и рафи-
нирования меди, никеля, кобальта, цинка;
оборудование гальванических цехов — ванны, змее-
вики-подогреватели, рамы, подвески, крючки;
теплообменники трубчатые и пластинчатые для аг-
рессивных растворов и пара;
холодильники трубчатые разного типа для охлажде-
ния агрессивных газов и жидкостей (рис. 196);
детали ручного оборудования горно-рудной промыш-
ленности (отбойных молотков, перфораторов и т. и.);
детали машин и оборудования для работы в условиях
крайнего севера (при низких температурах).
Как видно из этого перечня, в подавляющем боль-
шинстве случаев причиной выгодности применения тита-
Рис. 195. Емкость из технического титана для хранения и перевозки агрессив-
ных кислот — азотной, серкой, соляной и др. ,
на служит его высокая коррозионная стойкость. Только
в двух последних примерах основную роль играют дру-
гие свойства титана — высокая удельная прочность и ма-
лая чувствительность к действию пизких температур
(нехладноломкбеть) [159, 155].
При замене теплообменников из нержавеющей стали
более высокая стоимость титановой аппаратуры с лих-
вой компенсируется увеличением срока службы благода-
ря высокой коррозионной стойкости титана. Например,
срок службы титановых деталей теплообменников в сре-
де, содержащей ионы хлора, составляет 20 лет, а в слу-
чае нержавеющей стали — около двух лет.
В среде нитросульфокислоты, нафталина и свобод-
ной серной кислоты концентрацией до 30% при 70° С ти-
тановые змеевики служат в 3—5 раз дольше свинцовых.
Еще одна область применения титана — разного ро-
да фильтры, применяемые в химической, нефтеперера-
батывающей, металлургической, горно-рудной, пищевой
и других отраслях промышленности. Например, диско-
вые фильтры, применяемые на комбинате «Южурални-
кель», при изготовлении из титана стоят 200 руб. за один
сектор, а из стали 30 руб. Но срок службы первых 10 лет,
а вторых-—только один год. Титановые нутч-фильтры,
применяемые в цехах электролиза никеля, обеспечивают
годовую экономию 50 тыс. руб. на один фильтр.
Весьма перспективно применять титан для различно-
го вида насосов, работающих в агрессивных средах. Та-
кие насосы требуются в цветной и черной металлургии,
химической, текстильной, пищевой и других отраслях
промышленности для перекачки больших объемов агрес-
сивных горячих растворов. В таких условиях проточная
часть насосов, изготовленная из высоколегированных
хрбмоникельмолибдеповых сталей, служит 20—30 дней,
а из нержавеющей стали 3—5 дней, между тем как в
случае титана коррозии не обнаруживается даже после
нескольких лет работы. Годовой экономический эффект
на единицу оборудования составляет 900—1800 руб,
в зависимости от условий производства.
Очень выгодно применение титана для изготовления
емкостной и колонной аппаратуры в химической, пище-
вой, текстильной, целлюлозно-бумажной промышленнос-
ти и цветной металлургии. Емкости служат для хранения
кислотных растворов, осуществления процессов смеши-
вания, выпаривания, кристаллизации, отбеливания, рек-
тификации и т. п. Например, применение титанового кю-
беля, работающего в среде .пульпы хлоридов железа,
алюминия, меди, титана и разбавленной соляной кис-
лоты, дает экономический эффект порядка 3700 руб. при
ожидаемой стойкости три года. Срок службы стальных
гуммированных кюбелей один месяц [153].
Бочковая тара из титана для хранения и транспорти-
ровки вин и продуктов отличается легкостью, коррозион-
ной стойкостью и не влияет на вкусовые качества.
~ Применение титана для запорной ар-
матуры и трубопроводов, предназначен-
ных для транспортировки агрессивных
жидкостей, повышает срок службы в 10—
15 раз по сравнению со сталью. В одном
из цехов Норильского горно-металлурги-
ческого комбината экономический эф-
фект от применения титановой арматуры
составил за 1968 г. 40 тыс. руб. [155, 159].
Из других областей применения тита-
на следует назвать оборудование для
гальванотехники, хлораторы для гидро-
металлургии и сельского хозяйства, су-
шилки, автоклавные установки, аппара-
туру для отбеливания,
матрицы для электро-
лиза цветных металлов,
центрифуги разного ро-
да и другое оборудова-
ние, где используется
высокая коррозионная
стойкость и удельная
прочность титана [154].
Рис. 197. Обелиск, облицованный листами из сплава OTt-O
Примером применения титана для декоративных це-
лей является "использование сплава марки ОТ4-0 для об
лицовки обелиска в честь запуска первого искусственно-
го спутника Земли, установленного в г. Москве (рис. 197).
ЛИТЕРАТУРА
1. Макквиллэн А. Д., М а кк в и л л э н М. К- Титан. М„ Ме-
таллургиздат, 1958. 458с. с ил.
2. Глазунов С. Г., Молчанова Е. К- Диаграммы состоя-
ния сплавов титана. М., Оборонгиз, 1954. 74 с. с ил.
3. Еременко В. И. Титан и его сплавы. Киев, Изд-во АН УССР,
1960. 500 с. с ил.
4. Титан и его сплавы. Л., Суднромшз, I960. 513 с. с ил. Авт.:
Л. С. Мороз, Б. Б. Чечулин, И. В. Полин и др.
5. Holden F. С., Ogden Н. R., Jaffee R. I. — «Trans.
Amer, Inst. Min. (Met.) Engrs.» 1953, v. 197, p. 238—242,
6. Глазунов С. Г,— В кн.: Титан и его сплавы. М., Изд-ва
АН СССР, 1958, с, 9S—106,
7. J a f f е е R. I,, Ogden Н, R„ May ku th D. I.—«Trans.
Amer. Inst. Min (Met.) Enges.», 1950, v. 188, p, 1261—1267.
8. Fenlay W. L., Snyder I. A.—«Trans. Amer. Inst. Min.
(Met.) Engrs.», 1950, v. 188, p, 277—282.
9. Глазунов С. Г., Елагина Л. А., Котова В. И. —
В. кн.: Авиационные материалы, М., Оборонгиз, 1961, с. 9—14.
10. Борисова Е. А., Глазунов С. Г.— В кн.: Титан и его
сплавы, М., Оборонгиз, 1960 с. 114—120.
11. Jenkins А, Е., Warner И. W. — «Inst, of Metals», 1951,
v. 80, № 480, р. 77—81.
12. Никаноров М. А., Д ы к о в а Г. П.— МиТОМ, 1965, № 5,
с, 15—21.
13. Глазунов С. Г. — В ки.; Титан и его сплавы, М., Оборон-
гиз, 1960, с. 5—8.
14. Глазунов С. Г.— В ни.: Титановые сплавы для новой техни-
ки, М., «Наука», 1968, с. 13—23.
15. Anon. Titanium,— «Product Engineering», 1949, v. 20, № 11, p.
101—106.
16. Корнилов И. И., Будберг П. Б,—«Успехи химии», 1956,
вып. 12, с. 1472—1502.
^Корнилов И. И,—ДАН СССР, 1953, т. XCI, с. 549—557.
18. Гру и - Гр ж им а йл о Н. В., Г р о м о в а В. Г. — ЖНХ, 1957,
т. 2, № 10, с. 2426—2431.
19. Корнилов И. И., Г л а з у п о в С. Г., Якимова А. М.—
«Изв. АН СССР, ОТН», 1958, № 9, с. 17—25.
20. Pictrokowsky Р„ Е111s Р., Frink М.— «Trans. Metal-
lurg. Soc. ASME», 1957, v. 49, p. 339—358.
21. Корнилов И. И., Будберг П. Б.— «Диаграммы состояния
двойных и тройных систем титана». М., ВИНИТИ, 1961, с. 7—19,
22. Молчанова Е. К. Атлас диаграмм состояния титановых
сплавов. Под ред. С. Г. Глазунова. М., «Машиностроение», 1964.
391 с. с ил.
23. Глазунов С. Г. Жаропрочные сплавы на основе титана. М.,
Оборонгиз, 1958. 78 с. с ил.
24. Носова Г. И. Фазовые превращения в титановых сплавах.М.,
Металлургиздат, 1958. 180 с. с ил.
25. Crossley F. A. and Carew W. Е. —«J. Metals», 1957, v. 9,
№ 1, p. 43—46.
26. Clark D„ Terry J. C. —<J. Inst. Metals», 1956, v. 85 (3),
№ 13, p. 116—119.
М3.
to
27. An d er ко К, S a g e I К., Z wicker V. — <2, МяИмММкц*
1957, Bd 48, Ns 2, S. 57—62. - -'W®
28. В г о t r e n F. R., Harman E. L. and Troiano Ai
Metals», 1955, v. 7, № 2 (Sect. 2), p. 413—419, " M;;.
29. W о о d R, M.— «Acta Metallurgical, 1963, v. 11, № ' Ik-
907—914. -i-
30. Гриднев В. H„ Черненко Н. Д,— «Вопросы физики
таллов и металловедения», 1962, № 16, с. 115—123. 7 ?.:Ц
31. Кола че в Б. А., Ливанов В. А., Елагин В, И. МвШК-’’
доведение и термическая обработка цветных металлов и спЛЗМОВ, i:
М., «Металлургия», 1972, 480 с. с ил.
32. А г е е в Н. В., П е т р о в а Л. А.—В кн.: Титан и его сплавы, М.,
Изд-во АН СССР, 1958, с. 3—16.
33. Агеев Н. В., Петрова Л, А.—ЖНХ, 1959, т. 4, № 5, С.
1092—1099,
34. Bibby М. J. and Рагг J, G. — «J. Inst, of Metals», 1963—64,
v. 92, № 10, р. 341—342.
35. Trans. Amer. Soc. Metals, 1956, v. Lill,
36. —Cfi. «Металловедение». Л., Судпромгиз, 1959, № 3.
37. Harmon E. L., К о z о 1 J., T г о i a n о A. R,— «Trans. Amer,
Soc. Metals», 1958, v. L, p. 418—437.
38. Brotzen S. R., Harmon E. L., Troiano A. R. — «Trans.
Amer. Soc. Metals», 1956, v. XL1II, p. 774—782.
39. Harmon E. L„ Troiano A. R.— «Trans. Amer. Soc. Me-
tals», 1961, v. LIII, p. 43—53.
40. C r a i g h e a d С. M., Simmons O. W., East wood. —
«J. Metals», 1950, № 2 (3), p. 485.
41. Knorr W. und Scholl M.— «Z, Metallkunde», 1950, Bd 51,
№ 10, S. 605—612.
42. Harmon E. L. and Traviano A. R —«J. Metals», 1957,
v. 9, № 10, p. 57—61
43, T a n n c r L. E.— «Trans. Metallurg. Soc. AIME», 1961, v. 221,
№ 2, p. 74—83
44. Lohberg K., W e s t p k a 1 M.— «Z. Metallkunde», 1958, Bd 49,
№ 9, S. 449—455.
45. Z. Aletallkunde, 1956, Bd 47, № 8,
46. Sat о T., Huang J.— «Konoio. Sumitimo Light Metal Technical
Rep.» 1960, №1, p. 30—34.
47. Clark D., Sepson !<, Lewis G.—«J. Inst, of Metals»,
1963, v. 91, № 6, p. 197—203.
48. E n с e E., Al a г g о 1 i n H. — «Trans. Metallurg. Sec. AIME»,
1961, v. 221, p. 151—157.
49. Моисеев В. II — МиТОМ, I960, Ns 6, с. 30—39.
50. С г о s s 1 у F. А, — «Trans. Metallurg Soc. AIME», 1959, v. 245,
№ 9, p. 1963—1968.
51. Rosenberg H. W. The Science Technology and Application of
Titanum, Pergamon press, 1970, p. 851—855.
52. Howe L. M., S a a r e m a E, and Parr J. G. — «Trans. Amer,
Inst. Min. Met. Engrs.», 1956, v. 206, p. 512—513.
53. Frost P. D., Parris W. M., Hirsch L. L, a. o. — «Trans.
Amer. Soc. Metals», 1954, v. 46, p. 231—251.
54. Aronson H. J-, Triplett W. B. and Ah des G. H.—«J.
Metals», 1957, № 9 (10), p. 1226.
55. Gross К. A and Lamborn I. R.— «Less —Common Me-
tals», 1960, v. 2, p. 36—41.
56.
57.
Spachner S. A. and
Soc. AIME», 1958, v. 212, p
R о 1 о n i s D. H. and P
R о s t о к е г W.— «Trans. Metallurg
765—768.
а г г. J. О,— «Trans. Amer. Inst. Min.
58.
59.
Met. Engrs.», 1954, v. 200, p, 1148—1153.
G г i e s t A. J., D о j g J. R. and Frost P. D.— «Trans. Metal-
lurg Soc. AIME», 1959, v. 215, p. 627—632.
Macgregor E. R., Piters B. F., Parr J. G. — «Trans.
Amer. Inst. Min. Met. Engi
60. R a iib E., Beeskow L
p. 185—190.
61. Polonis D. H. and P
Met, Engrs.», 1956, v. 206, p,
62. De Las aro D. J. and
rs.,» 1956, v. 206, p. 1324—1325.
. — «Z. Metallkunde», 1958, Bd 49,
a r r. J. G. — «Trans. Amer. Inst. Min.
.531—536.
1953, v. 1 ,p. 674—678. .
63. Frost P. D., Parris
Rostoker W.—«Acta Metallurgies»,
W. M., Hirsch L. L.,
«Trans. Amer. Soc. Metals», 1954, v. XLVI, p. 1056—1074.
o. —
64. Z w i e к e r U.— «Z. Meta'
65.
66.
.Ikunde», 1958, Bd 49, № 4, S. 179—184.
Z wicker V.— «Z. Metallkunde», 1959, Bd 50, № 5, p. 261—268.
Douglass R. W-, Ho
67.
68.
1 d e n F. С., О у d e n H. R. a. o.—
1МЕ», 1960, v. 219, p. 81—84.
«Trans. Aletallurg. Soc. AI
Моисеев В. H.— МиТОМ, 1963, № 2, с. 24—32.
Schleicher Н. W.—<Z. Metallkunde», 1956, Bd 47, № 3,
69.
p. 570—604.
Holden F. С., О g d e
70.
n H. R., Jaffee R. I—«J. Metals»,
4, 1388.
1956, V. 8, № 10, р. 212—21 .
Weining S. and Machii n Е. S.—«J. Metals»,
1954, v. 6,
№ 11 (Sect. 2), p. 1280—1281,
71. Hiltz R. H.— «Trans. Metallurg. Soc. AIME», 1959, v. 215,
p. 138—142.
72.
Willims D. N„ W о о 1 R. A., J a [ f ee R. I. a. o. — «Meta-
73.
lurg. Soc. AIME», 1964, v.
Lewis J.— «Royal Airkt
74.
1955, v. 208, Febr., p. 192- 198.
230, р. 256—259.
ast Establish ent. Teckniscai Note Met,»
75.
76.
77.
78.
Berger L. XV., Willi
Amer. Soc. Metals», 1958,
Z w icke г V. — «Z. Meta
Ogden H. R., Hold
tals», 1955, v. 7, № 1 (Sect
iams D. N., Jaffee R. I. — «Trans,
r. L, p. 384—387.
illkunde», 1959, Bd 50, Ne 5, S. 261—269.
i p F. C. and J a f f ее R. I.— «J. Me-
1. 2), p. 105—112.
Моисеев В. H. — МиТОМ, 1965, № 5, с. 43—45.
Sherman R. G., Ke
79.
Metals», 1956, v. XLV1II, ). 657—676.
Гриднев В. Н., П
S s 1 u r H. D. — «Trans. Amer. Soc.
е т р о в IO. Н.,
B. A. — «Вопросы физики металлов и
P а ф а л о в с к и й
80.
81.
№ 11, с,82-87.
Моисеев В. П.— МиТ
Б а г ар я ц к н й Ю. А.,
-металловедения», 1960,
ЭМ, 1972, № 5, c; 18—23.
T а г у it о в a T. В., Носова Г. И.—
82.
«Проблемы металловедения и физики металлов». М., Металлург-
издат, 1958 (ЦНИИЧМ. Сб. № 5), с. 210—218.
83.
84.
Багаряцкий IO. А.,
вып. 3, с. 415—423.
Носова Г. И.— ФММ, 1962, т. 13,
Knorr W. — «Techn Mitt. Krupp», 1957, Bd 15, № 7, S. 178—183.
S i 1 с о c k J. M. — «Acte Metallurgica», 1958, v. 6, № 7, p.
481—487.
Корнилов И, И., Михеев В. С. Чернова Г. С.— «Изв.
АН СССР, ОТН», 1960, N) 3, с. 70—76.
86. К. о р п и л о в И. И., Михеев В. С., Ч е р нова Г, С.—
МиТОМ 1963, № 2, с. 52—54.
87. Корнилов И. И. В у л ь ф Б. К, Юдин а С. А. — МиТОМ,
1963, № 2, с. 54—56.
88. Корнилов И. И., М и х е е в В. С. — В кн,: Применение тита-
новых сплавов, ОНТИ В И АМ, 1960, с. 28—29.
89. Gross Н. С.—«Met. Progress», 1949, v. 55 (3), р. 356.
90. М с. Р h е г s о n D, G., Fontana М. G.— «Amer. Soc. Metals
Preprint», 1950, v. 40, p. 116—123; «Trans. Amer. Soc. Metals»,
1951, v. 43, p. 1098—1125.
?I. Craighead С. M,, Simmons O. W., E a c t d о о d L. W.—
«Trans. Amer. Inst. Min. Engrs.», 1950, v. 188, p. 485—488.
92. Holden F. C„-Ogdcn И. I?., Jaffee R. I,—«J. of Me-
tals», 1956, v. 8 (10), p. 1388—1393.
93, С r a i g h e а г С. M, C i m m о n s O. W., Eastwood L. W.—
- «Trans. Amer. Inst. Min. Met. Engrs.», 1960, v. 188, p. 435—441;
«J. of Metals», 1950, v. 2 (3), p. 485—493,
94. Вульф Б. К. Термическая обработка титановых сплавов, М.,
«Металлургия», 1969, 374 с. с ил.
95. «Металловедение титана». М-, «Наука», 1964.
. 96. Моисеев В. II.—В. кн.: Производство и обработка титана и
его сплавов. М„ ЦНИИ ЦМ, 1958, с. 13—20.
97, Лужников Л. П, Новикова В. М.—:МиТОМ, 1959, № 3,
с. 23—29.
98. Лужников Л. П., Моисеев В Н,—МиТОМ, 1961, № 7,
с. 29—34.
99. Глазу и о в* С. Г.—«Титановые сплавы и их термическая обра-
ботка». М., Изд. Моск. Дома научно-технич. пропаганды, 1957,
с. 12—21,
100. Metal Progress, 1969, v. 95, № 3, р. 88—91.
101. Willard М,- G„ К i е s s 1 i rt g H. D,— «Metal Progress», 1969,
v. 95, № 3, p. 65—68.
102. Никитенко P. Н,—МиТОМ, 1957, № 8, c. 28—35,
103. Crossley F, A., Cavev W. F.— «J. of Metals», 1957, v, 9,
№ 1, p. 78—82. .
104. В кн.; Конструкционные материалы. Под ред. А. Т. Туманова.
М„ Изд-во «Сов. энциклопедия», 1965, с. 328—335.
105. Глазунов С. Г., Моисеев В, Н., Борисова Е. Л. При-
менение титана в народном хозяйстве. М. Цвстметипформации,
1970, с. 12—19 с ил.
106. Моисеев В. Н„— МиТОМ, 1967, № 12, с. 8—12.
107. Моисеев В, Н., Шохолвва Л. Н —В кн.: Титановые
сплавы, ОНТИ—ВИАМ, 1972, с. 160—168.
108. Лужников Л. П., Моисеев В. Н.— МиТОМ, 1961, X» 7,
с. 29—34.
109. Моисеев В. Н., Л у ж в и к о в Л. П.— В кн.; Передовой на-
учно-технический и производственный опыт. Вып. 8., М.,
ЦИИНЦМ, 1960. с. 1—19.
ПО. К о р н и л о в И. И„ В и н огр а д о в Ю. М.— В кн.: Новые ис-
следования титановых сплавов, М., «Наука», 1965, с. 102—109.
111. Корнилов И. И., Маркович К. П., Михеев В. С.—
В кн.: Титановые сплавы для новой техники. М., «Наука», 1968,
с. 195—201.
112. Г л а з у и о в С. Г. — МиТОМ, 1963, № 2, с. 2—7.
113. Исследования титановых сплавов, М., Изд-во АН СССР, 1962,
с. 140—149. Авт.: И. И. Корнилов, В. С. Михеев, К- П. Чернова
и др.
114. Корнилов И. И., Андреев О. Н., Вошедченко
Б. И,—В ин.: Металловедение титана, М., «Наука», 1964, с.
227—235.
115. Титан в промышленности. Сб. статей, М, Оборонгиз, 1961.
116. М о и с е е в В. Н., Глазунов С. Г., X ор е в А. И. Новые
материалы и сплавы для машиностроения, М., ЦИТЭИ, вып. 3.
1961, 18 с.
117. Моисеев В. Н. Передовой научно-технический и производст-
венный опыт. М., ГОСИНТИ, 1968. 29 с.
118. X о р е в А. И., Груздева Л. А., Т и т а р е н к о И. И.—
«Сварочное производство», 1969, № 6, с. 27—33.
119. Корнилов И. И.— В кн.: Титановые сплавы для новой тех-
ники, М., «Наука», 1968, с. 24—34.
'120. Корнилов И. И., Михеев В. С., Белоусов О. К.—
В кн.: Металлохимия и новые титановые сплавы. Вып. VII. М.,
Изд-во АН СССР, 1962, с. 120—129.
121. Корнилов И. И., Конради Г. Г., Зи невский В. И.—
«Изв. АН СССР, Металлы», 1967, Jv? 2, с. 160—164.
122. Арбузов Б. А,, Аристова И. А., Глазунов С. Г,
Цветное литье. Легкие сплавы, М., «Машиностроение», 1966. 391
с. с ил.
123. Бочвар А. А. Основы термической обработки сплавов. Изд.
5-е, М., Металлургиздат, 1940, 296 с. с ил.
124. Савицкий Е. М., Т ы л к и и а М. А., Туронская А. И.—
«Доклады АН СССР», 1955, т. 101, № 5, с. 857—862.
125. Obinama I., Nishimura К.— «J. Inst. Metals» ,1956, v. 84,
pert. 5, p. 97—104.
126. Зотьев IO. А., Савицкий E. M., Тылкигта M. А. и
др —«Изв. АН СССР, ОТН», 1956, № 7, с. 135—141.
127. Моисеев В. Н., Знаменская Е. В.— В кп.: Технология
легких сплавов. М., НТВ ВИЛСа, Т971, № 2, с. 58—52.
128. Моисеев В. И., Ш о х о л о в а Л. В. — МиТОМ, 1965, № 5,
с. 2—9
129. С о л о it и и а О. П.— В кн.: Новые исследования титановых
сплавов. М., «Наука», 1965, с. 206—211.
130. Walden Е; a Dixon L.— «Metal Progress», 1953, v. 64, № 2,
p. 88—89.
131. Balwin W. M. — «Iron Age», 1953, v. 172, № 23, p. 165—167.
132, Моисеев В. И., Лужников Л. П.— В кн,: Титан и его
сплавы. Вып 3, М., Изд-во АН СССР, 1960, с. 17—22.
133. Morton Р. И., Balwin W. М.— «Trans. Amer. Soc. Metals»,
1952, v. 44, p. 1004—1029.
134. Окисление титана и его сплавов. М., «Металлургия», 1970. 137 с-
с ил. Авт.: А. С. Бай, Д. И. Лайнер, Е. И. С л е с а р е в а и
Др.
135. В u m р s Е. S., К е s е 1 е г IT. D. and Hansen М.— «Trans.
Amer. Soc. Metals», 1953, v. 45," p. 1008—1011.
136. Мальцев M. В., Морозов Л. H., Моисеев В, Н.—
«Изв. вуз- Цветная металлургия», 1966, № 2, с. 142—146-
137- ? е у е п К. Z., Z о h m a n a W. Schwesen der Eiscnner Stoppe.
Stahl und Eisen — Bucher, 1948, 53 Ab., S. 73—78.
138. Z e у e r K- Z.— «Stahl und Eisen», 1962, Bd 82.
сплдвЙА'
139. Антонов Е. Г, — «Сварочное производство», 1903,.-
с. 25—37. !
140. Борисова Е. А,, Шашенкова И. И., Гру
Л. А.—«Сварочное производство», 1965, № 11, с. 18—21
141. Шортеров М-X-Металловедение сварки стали и
титана И., «Наука», 1965, 336 с. с ил.
142. Cuhhert R. — «Svetsspanningar, А. С. A.», Svetch 1956, №
S. 93—97.
143, В и н о к у р о в В- А., Куркин С. А.—«Заводская лабордто*
рня», 1961 ,№ 11, с. 33—37.
144. Клейменов В. Я., Сазонова Т. Н,, А р ж а к о в В. М.
Ковка и горячая штамповка титановых сплавов- М-, Изд.
ЦНИИТЭИлегпищемащ. 1971, 70 с. с ил.
145. Глазунов С. Г., Каганович И. Н-, Моисеев В. И.
и др. — «Авиационная промышленность», 1971, № 6, с. 51—53.
146- Каганович ИН., Ефимова М. В.— МиТОМ, 1969, № 5,
с. 7—10-
147. Ливанов В. А., Б у х а н о в а А. А-, К а л а ч е в Б- Л. Водо-
род в титане. М., «Металлургиздат», 1966. 245 с. с ил.
148 Батраков В. П., Пивоварова Л Н—В кн.: Материа-
лы совещания но размерному травлению. М., ОИТИ НИ АТ, 1973,
с. 63—65-
149- Титан для оборудования пищевой промышленности. Киев, «Тех-
ника», 1973. 101 с. с ил. Авт-: С. Ф. В аженин, В. Г- К р io-
че к В. М, М а к с и м е н к о и др.
150. Применение титана в металлургическом оборудовании. М-, Чер-
метинформания, 1970- 34 с. с ил. Авт-: Р. С. Белозуб, С. Ф. Ва-
женин, Ю. В. Тип и др-
151. Александрова Л. Б., Сленкова А. П., Азарова
А- П- Титановое оборудование для предприятий цветной метал-
лургии. М., Цветметинформация, 1972- 130 с- с ил.
152. Сахно К. К-, Волынский В. В., Иванова-Степано-
ва Н. Ф- Применение титана для оборудования целлюлозно-бу-
мажной промышленности- М-, ВНИИ лесной, целлюлозно-бумаж-
ной и деревообрабатывающей промышленности, 1972. 48 с.
153. Областиэффективного применения титана в гальванотехнике
М., Цветметинформация, 1972. 47 с. с ил. Авт.: Л. В. Захарова,
В. В. Волынский, С. Ф. Важенин и др.
154. Применение титана в промышленности. Вып. 2. М., Цветметин-
формация, 1970. 111 с. с ил.
155. «Aviation Week and Space Technology», 1971, v. 94, №-23,
p. 11—14-
156. «Materials in Design Engineering», 1965, v. 62, № 4, p. 123—125.
157. Шабуров H. П„ Важенин С. Ф., Колобов Г. A.
и др.— В кн.; Применение титана в промышленности- М., Цвет-
метинформация, 1970, с. 5—20-
ОГЛАВЛЕНИЕ
Стр.
Предисловие.............................................. 7
Введение................................................. 9
Глава I. Стр вели е титановых сплавов
1. Основные свойства титана и влияние примесей
2. Диаграммы состояния сплавов титана . . .
3. Фазовые превращения в титановых сплавах .
4. Пути повышения прочности титановых сплавов
18
18
27
43
92
Глава II. Физико-механические свойства титановых сплавов 135
1. Высокопластичные-малогрочные титановые сплавы
2. Титановые сплавы средг ей прочности........,
3. Высокопрочные титановые сплавы................
4. Титановые сплавы для работы при низких темпера-
5.
турах ...............
Литейные титановые епт
ааы
144
157
184
215
228
Глава III. Термическая обработка титановых сплавов . . 237
1. Отжиг........................................
2. Упрочняющая термически обработка............
3. Взаимодействие титана с газами при нагреве па воз-
духе . ;.............. .........................
237
253
296
Глава IV. Технологические свойства титановых сплавов 311
1. Сварипасмость . . .
2. Обработка давлением
3. Обработка резанием .
4. Химическая обработка
311
335
348
349
Глава V. Области применения титана....................... 354
1. Применение титана в сг молетостроении ....
2. Применение титана в других отраслях промыш-
ленности ............. ..........................
Литература.................. ..........................
354
357