Уральский государственный технический университет
СТРУКТУРА ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ
Методическое пособие для студентов специальностей
1105- металловедение и термическая обработка металлов,
1106- обработка металлов давлением, 0709 - физика металлов
0710 - материаловедение и технология новых материалов
/А.А Попов, А.Г.Илларионов, В И.Голубев, Н.А.Дроздова,
С.Л.Демаков/
Верхняя Салда
1999
ВВЕДЕНИЕ
Уникальные свойства титановых сплавов открывают значительные
возможности совершенствования технологических процессов,
оборудования и изделий в самых разнообразных отраслях
промышленности: машиностроении, металлургии, химической и
нефтехимической промышленности, гальванотехнике, пишевой
промышленности , а также медицине
Титан и его сплавы имеют два основных преимущества по
сравнению с другими конструкционными металлами (Fe, Al, Mg, Си), а
именно: высокую удельную прочность (т. е. прочность, отнесенную к
удельному весу) и отличную коррозионную стойкость в самых суровых
атмосферных условиях, а также в ряде сильных химических реагентов В
некоторых областях применения немаловажное значение имеют и другие
свойства титана, например, немагнитность, высокая температура
плавления (1665 С), малый коэффициент термического расширения,
биологическая инертность, удовлетворительная свариваемость и т д
Плотность титана и большинства его сплавов составляет примерно 4500
кг/м3 против 7800 кг/м3 для сталей, 2700 кг/м3 для алюминиевых сплавов
и 1700 кг/м3 для магниевых сплавов Уровень прочности современных
термически обрабатываемых сплавов может достигать 1500 МПа и
выше Это дает удельную прочность порядка 33 Для достижения такой
же удельной прочности сталь должна иметь временное сопротивление
около 2500—2600 МПа Однако получить, а тем более применить в
конструкции такую сталь очень трудно по технологическим причинам В
настоящее время можно считать освоенными в промышленности стали с
уровнем прочности порядка 1500—1800 МПа, что дает удельную
прочность 19—23 Большим недостатком обычных высокопрочных
сталей является подверженность коррозии, что во многих случаях
исключает или сильно затрудняет их применение
Алюминиевые и магниевые сплавы, несмотря на малую
плотность, также уступают титановым сплавам по удельной прочности,
причем преимущества титановых сплавов тем больше, чем выше
температура Так, например, при температурах 300—350°С титановые
сплавы прочнее алюминиевых и магниевых на целый порядок, а при
температурах 400—500 С последние вообще неприменимы из-за
резкого падения прочности и твердости Эти преимущества титановых
сплавов обусловили их широкое применение в авиационной и других
отраслях промышленности Титан и его сплавы имеют большие
перспективы применения и в таких отраслях машиностроения, где
можно использовать высокую коррозионную стойкость титана а
3
прочность является второстепенным фактором ее высокая стойкость
титановой аппаратуры по сравнению со стальной быстро окупается
благодаря значи!ельному удлинению срока службы и сокращению
расходов по ремонту и замене оборудования
Получение необходимого комплекса свойств невозможно без
знаний о протекании фазовых превращений в титановых сплавах в
зависимости от легирования и режимов термической обработки,
сведений о формировании структуры в ходе различных обработок и ее
свяш со свойствами Кроме того специфика изготовления сплавов
(например, фасонное литье) или условий их работы (к примеру -
повышенные температуры) так же накладывает свои особенности на
формирование структуры и требования, предъявляемые к сплавам
Исходя из этого в пособии сделан упор на развитие представлении
о структуре титановых сплавов, формирующейся
-	при охлаждении (раздел «Фазовые превращения»);
-	в ходе упрочняющей термической обработке (раздел «Закалка и
старение»),
-	в зависимости от условий обработки сплавов (раздел
«Микроструктурный анализ»);
-	при литье (раздел «Литейные титановые сплавы»),
при работе при повышенных температурах (раздел
«Жаропрочные титановые сплавы»)
Вопросы, касающиеся смягчающей термической обработки
(отжиг), коррозионной стойкости и свариваемости авторы планируют
рассмотреть в следующем пособии
4
1. ФА ЮВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В СПЛАВАХ ТИТАНА
ПРИ ОХЛАЖДЕНИИ
Цель работы: Изучить закономерности распада 0-твердого
раствора в титановых сплавах при изотермической обработке или
непрерывном охлаждении Определить влияние температуры
изо герм и ческой выдержки и/или скорости охлаждения на формирование
структуры титановых сплавов.
ТЕОРЕТИЧЕСКАЯ ЧАСТЬ
Классификация титановых сплавов
Для титана свойственно полиморфное превращение при 882°С,
связанное с перестройкой высокотемпературной 0-фазы с ОЦК-
решсткой в гексагональную плотпоупакованную (ГП) решетку
низкотемпературной а -фазы при охлаждении
Легирующие элементы изменяют температуру полиморфного
превращения (ТГ11), и соответственно и фазовый состав сплавов По
влиянию па полиморфизм легирующие элементы можно разделить на
три группы (рис 1 1)
Рис. 1.1. Влияние лег ирующих элементов на полиморфное превращение
в титановых сплавах
I । руппа - а -стабилизаторы, т.е. элементы, повышающие
стабильность а -фазы (расширяющие область ее существования и
повышающие ТПц) - это А1, О, N, С, Ga, Се, La
II группа -	0 -стабилизаторы, расширяющие область
существования 0 -фазы и понижающие ТШ1.
Они разделяются на две подгруппы
а)	при достаточно высоких концентрациях легирующих элементов
0 -фаза сохраняется до комнатной температуры. Это 0 -изоморфные
стабилизаторы V Mo, Nb, Та,
5
б)	при пониженных температурах происходит эвтектоидный
распад Р -фазы К р -эвтектоидообразующим стабилизаторам относят
элементы: Сг, Мп, Si, Fe, Ni, Си.
Ill группа представлена легирующими элементами, мало
влияющими на устойчивость фаз. Это так называемые «нейтральные»
упрочнители: Zr, Hf, Sn. Они практически не изменяют Тпп.
Примеси и легирующие элементы растворяются в титановых
сплавах с образованием твердых растворов внедрения и замещения
Большинство легирующих элементов образуют с титаном твердые
растворы замещения, твердые растворы внедрения возможны только с С,
N, II, О.
В многокомпонентных сплавах для оценки влияния легирования на
стабильность p-фазы используют условный коэффициент р-
стабилизации - Кр, который вычисляется как сумма отношений
содержания p-стабилизатора в рассматриваемом сплаве к его
содержанию в двойном сплаве критического состава (т.е наименее
легированном сплаве, который может закаливаться из р- области на
100% p-структуру)
.V
Е (С|/с,"кр),
где Сг содержание /-го Р-стабилизатора в сплаве;
С/'Кр- критическая концентрация z-ro элемента, необходимая для
получения в сплаве 100% p-фазы при закалке (см. табл. 1 1);
N- количество легирующих p-стабилизатора в сплаве.
Таблица 1.1
Критические концентрации Р-стабилизаторов (С"кр), необходимые для
стабилизации p-фазы при закалке
Элемент	Fe	Со	Сг	Мп	Мо	V	Pd	Nb	Та
С,,р,мас.	5,5	6,0	6,3	6,5	11	14,9	19,8	36,7	45
Действие нескольких Р- стабилизирующих элементов,
одновременно присутствующих в сплаве, считается аддитивным При
этом совершенно не учитывается влияние алюминия и других а-
стабилизаторов, «нейтральных» элементов, а также растворимость
легирующих элементов в а- титане Поэтому Кр является относительным
показателем, но он позволяет с достаточной для практики точностью
прогнозировать фазовый состав и поведение сплавов при термической
обработке. В зависимости от фазового состава все титановые сплавы но
величине Кр делят на шесть групп, а- сплавы (Кр~О); псевдо а- сплавы
(Кр 0,25); (а+Р)- сплавы мартенситного класса (Кр=0,25 .0,9); сплавы
в
переходного класса (Кр=1,0. .1,4); псевдо р-сплавы (Кр=1,4...2,4) и Р-
сплавьт (Кр>2,4). Химический состав наиболее распространенных
титановых сплавов приведен в таблице 1.2
Таблица 1.2
Классификация титановых сплавов и их средний химический состав__
Класс сплавов	Марка	Т °C	Средний химический состав, мае.0 о
а-с плавы	ВТ 1-00	890	Нелегировапный титан
	ВТ 1-0	900	Технический титан
	ВТ5	960	Т1-5А1
	ВТ5-1	970	Ti-5Al-2,5Sn
	4200	880	Ti-0,5Pd
псевдо-а- сплавы	ОТ4	900	Т1-3,5А1-1,5Мп
	АТ4	970	Ti-4Al-l,5(Fe,Si,C,B)
	ВТ4	980	Ti-5Al-l,5Mn
	ВТ20	1020	Ti-6Al-2Zr-lMo-l V
	ВТ18У	1020	Ti-6,5Al-4Zr-2Nb-lMo-3Sn-0,3Si
а+р-сплавы мартенсит- него класса	ВТ6С	960	T1-5A1-4V
	ВТ6	990	Ti-6A1-4,5V
	ВТЗ-1	980	Ti-6Al-2,5Mo-2Cr-0,5Fe-0,3Si
	ВТ8	990	Ti-6,5AJ-3,3Mo-0,3Si
	ВТ9	990	Ti-6,5Al-3,3Mo-2Zr-0,3Si
	ВТ16	860	Ti-2,5Al-5Mo-5V
	BTI4	940	Ti-4,5Al-3Mo-I V
	ВТ23	920	Ti-5,5 Al-2Mo-4,5 V-1 Cr-0,7Fe
а+Р-сплавы переходного класса	ВТ22	860	Ti-5Al-5Mo-5V-lCr-lFe
	ВТЗО	750	Ti-llMo-6Sn-4Zr
псевдо-Р- сплавы	ВТ 15	750	Ti-3Al-7Mo-l ICr
	ВТ32	780	Ti-2,5Al-8,5Mo-8,5V-l,2Cr-l,2Fe
	ВТ35	750	Ti-15 V-3 Al-3Cr-3Sn-lMo-1 Nb
	ВТ19	780	Ti-3Al-5Mo-9V-lCr-lFe
	ТС6	750	Ti-3Al-5Mo-6V-l ICr
Р-сплавы	4201		Ti-33Mo
Фазовый состав закаленных титановых сплавов.
В результате закалки из P-области в сплавах титана могут
образовываться следующие метастабильные фазы а’, а”, со и р„ .
Рассмотрим схему образования при закалке метастабильных фаз в
сплавах титана с Р-изоморфным стабилизатором. На диаграмме (рис 1.2)
7
Рис. 1.2. Фазовый состав сплавов при закалке из (3-области и изменение
твердости после закалки и старения (1 - после закалки, 2 -закалки и старение, 3
-эффект упрочнения при старении). Области I, III - собственно закалка с
полиморфным и закалка без полиморфного превращения, II - смешанный
процесс закалки
нанесены линии начала Мп и конца Мк мартенситного превращения, а
также линия начала 0->со-превращеиия (То,) Линии начала и конца
превращений смещаются к более низким температурам с увеличением
содержания 0-стабилизатора и достигают комнатной температуры при
концентрациях С'кр ( Мк), С"кр( Ми), С"'кр( Tw). Когда температура Мн
становится ниже линии Тш, обычное мартенситное превращение
затруднено. Концентрации С'кр, С"кр, С”'кр называют соответственно
первой, второй и третьей критической.
При быстром охлаждении 0-фаза претерпевает в интервале М -М»
мартенситное превращение В сплавах с содержанием легирующих
элементов до С'кр при закалке с температур 0-областн 0-фаза
8
практически полностью превращается в мартенсит а’ в интервале 0 - С
и а” в интервале СгС'кр- Фаза а’ имеет гексагональную
пл отноу пакованную кристаллическую решетку а фаза а”
ромбическую (образуется только в системах в р-изоморфными
элементами). Мартенсит а’- всегда имеет пластинчатое строение, а
а”-мартенсит может быть двойникованный При закалке сплавов,
легированных Р-стабилизаторами свыше С'кр, мартенситное
превращение протекает не до конца, и в структуре сплавов наряду с
мартенситом фиксируется остаточная p-фаза, а иногда и со-фаза,
когерентная с ней со-фаза имеет гексагональную кристаллическую
решетку с тремя атомами, приходящимися на ячейку. При этом
отношение осей с/а - около 0,6. Это мартенситная фаза особого типа и в
общем с |учае формированию co-фазы предшествует диффузионное
перераспределение легирующих элементов. Она очень дисперсная и с
помощью светового микроскопа не обнаруживается. Образование св-
фазы приводит к повышению твердости и охрупчиванию титановых
сплавов.
При концентрации легирующих элементов от С”кр до С"'кр
структура сплавов представлена фазами Р и со В сплавах с содержанием
легирующих элементов от С"'кр до Ср при закалке фиксируется
нестабильная p-фаза, которая распадается при нагреве Термически
нестабильные сплавы (преимущественно псевдо-Р-сплавы) можно Р-
фазой (рм пест), которая распадается нод напряжением, и сплавы с
механически стабильной p-фазой (Р m.^).
В результате закалки наибольшие значения твердости
наблюдаются у сплавов, имеющих а’- и р+ «-структуру (близких по
составу и концентрации С'%,) Мартенсит а” имеет пониженную
твердость, прочность и повышенную пластичность (рис 1.2).
Приведенные выше закономерности справедливы и при анализе
процессов закалки в сплавах, предварительно нагретых в двухфазную
область Однако необходимо иметь ввиду, что незначительное
изменение температуры нагрева в (а+Р)-области приводит к
существенному изменению легированности p-фазы и тем самым к
изменению положения начала мартенситного превращения и
устойчивости переохлажденного P-твердого раствора Так например,
при понижении температуры нагрева с 980 до 860°С сплава ВТЗ-1
температура Мн снижается с 420°С в область огринательных температур
а длительность инкубационного периода при 600°С (температура
минимальной устойчивости р фазы) увеличивается с 8 до 230 секунд
На рис. 1.3 показан фазовый состав титановых сплавов с р-
изоморфными стабилизаторами после закалки из Р и (а Р)-области
9
Нетрудно заметить, что во всех сплавах с содержанием 0-стабилизаторов
меньше второй критической концентрации наибольшее количество 0-
фазы фиксируется при закалке с одной и той же температуры, при
которой состав 0 -фазы отвечает второй критической концентрации. Эту
температуру называют критической и обозначают - Ткр Ниже этой
температуры при закалке обычно фиксируется достаточное количество
неравновесной пересыщенной 0-фазы без мартенсита, а при нагреве
выше Ткр в структуре возможно образование мартенситных фаз
Рис. 1.3. Фазовый состав титановых сплавов с 0-изоморфными
стабилизаторами после закалки из 0- и a+0-области
Влияние скорости охлаждения на формирование структуры
Очень важное значение для формирования структуры сплавов
имеет скорость их охлаждения при термической обработке Изменение
скорости охлаждения регулирует не только дисперсность частиц
выделяющихся фаз, но и сам фазовый состав сплавов. Быстрое
охлаждение сплавов из 0-области способствует фиксации при комнатной
температуре метастабильпых фаз. При замедленном охлаждении, как и в
шалях, возможно протекание диффузионных, бездиффузионных и
промежуточных превращений При этом для каждой фазы характерен
определенный механизм образования. Так, a-фаза образуется талию по
диффузионному механизму. В сплавах с эвтектоидообразуюшмми
ю
элементами - хромом, железом, кремнием и др. - диффузионным путем
возможно образование различных интерметаллических фаз. а-фаза
образуется только бездиффузионным путем, а а”- и co-фаза могут быть
продуктами как бездиффузионного, так и промежуточных превращений
Исходя из фазового состава, который формируется при скоростях
охлаждения выше критической с учетом коэффициента р-стабилизации,
Б.А.Колачев и В.С.Лясоцкая предложили схемы термокинетических
(анизотермических) диаграмм превращений (рис.1 4).
Термокинетические диаграммы I - III типов относятся к сплавам, в
которых при закалке образуется мартенсит. По мере уменьшения
скорости охлаждения бездиффузионное превращение в этих сплавах
сменяется диффузионным, если температуры начала и конца
мартенситного превращения достаточно высоки (тип I). При более
низких значениях Мн и Мк бездиффузионное превращение сначала
сменяется промежуточным, а затем диффузионным (тип II). В
зависимости от системы легирования (или температуры нагрева в
двухфазной области) в сплавах, кроме того, возможно протекание p->w
превращения (тип III).
Диаграммы IV - VI типов относятся к сплавам с температурой Мк
ниже комнатной После относительно быстрого охлаждения в них
фиксируется структура а’(а”)+Р (типы IV,V) или а’(а”)+р+со (тип VI),
а при замедленном - протекает диффузионное Р->а+р превращение
Диаграммы VII - IX типов имеют сплавы, температура Мн которых
лежи! ниже комнатной Структура этих сплавов после закалки - (Р+со)
(тип VII) или p-фаза (типы VIII,IX). При малых скоростях охлаждения
реализуется диффузионное, а при несколько больших - промежуточное
превращение.
Распад переохлажденной P-фазы в изотермических ус ювиях
Изотермические превращения в титановых сплавах описываются
классическими С-образными кривыми (рис.1 5), причем с увеличением
содержания Р-стабилизаторов устойчивость P-фазы повышается, а
минимум ее устойчивости смещается к более низким температурам
Конец распада P-фазы по схеме р->а удается в некоторых случаях
установить лишь условно ( по резкому замедлению изменения свойсзв в
зависимости от времени), т к. изменение состава р и a-фаз носит
атухающий характер Хотя изотермические диаграммы у титановых
сплавов отличаются большим разнообразием и сложностью, основные
закономерности распада P-фазы близки к превращению аустенита в
сталях. Распад начинается при некотором псреох заждении ниже
температуры р->а- p-перехода При данной температуре переохлаждения
н
Рис. 1.4. Термокинетические (анизотермические) диаграммы распада
метастабильного р-твердого раствора: 1, 2 - линии начала и конца распада по
диффузионному механизму соответственно, 3, 4 - линии начала и конца распада
по промежуточному механизму соответственно
12
началу распада предшествует инкубационный период Инкубационный
период - продолжительность выдержки, в течение которой ни одним из
возможных методов исследования не обнаруживается превращение В
действительности в рассматриваемом периоде подготовительные
процессы уже имеют место, но идут с весьма малой скоростью и в малых
объемах без образования новых фаз, отделенных от матрицы границами
раздела, вследствие чего и не обнаруживаются.
Величина инкубационного периода, скорость и
последовательность распада мартенсита и p-фазы зависят от содержания
легирующих элементов в этих фазах и температуры изотермической
выдержки (рис.1.5.).
В сплавах, состав которых С'кр^СХС"^ на диаграмме
дополнительно появляются линии изотермического превращения [3—>а>
(тип II) При достаточном содержании Al, Sn, Zr в сплавах
изотермическое превращение Р~»со подавляется полностью (гип III) или
частично (тип IV).
В сплавах состава от С"к-р до С'кр при закалке фиксируется р+со-
структура и изотермический распад P-фазы происходит с образованием
а или co-фаз (тип V)
В высоколегированных сплавах титана (ОС"'К1,) изотермическое
превращение P-фазы ниже Тш( протекает по диффузионному механизму,
а при более низких температурах возможно превращение по
промежуточному механизму На диаграмме эти превращения могут
описываться одной парой линий распада p-фазы (типа VII, IX) или двумя
парами линий начала и конца диффузионного и промежуточного
превращений (типа VI, VIII) В зависимости от состава возможна
реализация изотермического p-co-преврашения (типа VII,VIII)
Конечными продуктами распада при изотермической обработке
после длительных выдержек являются фазы, свойственные равновесным
диаграммам состояния
Таким образом, в температурном интервале распада
переохлажденной p-фазы в изотермических условиях, также как и при
непрерывном охлаждении, можно выделить области диффузионного,
промежуточного и мартенситного превращения
В верхнем интервале диффузионного превращения,
характеризующемся большой устойчивостью превращения, продукты
распада P-фазы характеризуются грубопластинчатым строением В
нижнем интервале диффузионного превращения (около 450 С)
образуются весьма дисперсные продукты распада.
13
igr
Рис. 1.5. Схематические диаграммы изотермического распада метастабильной
P-фазы в титан >вых сплавах: 1, 2 - линии начала и конца распада P-фазы ио
диффузионному механизму соответственно, 3,4 - линии начала и конца распада
мартенсита, 5,6 линии начала и конца изотермического р-опревращения 7, 8 -
линии начала и конца распада P-фазы по промежуточному механизму
соответственно
14
При ускоренном охлаждении или изотермической выдержке
сплавов, легированных значительным количеством 0 - стабилизаторов, в
области 160-450°С может происходить 0—>со превращение. Оно является
промежуточным, имеет черты диффузионного и бездиффузионного
превращения, почти всегда не доходит до конца, может смещаться по
температурному интервалу и предшествовать диффузионному
превращению и сравнимо с бейнитным превращением в стали.
В менее легированных сплавах продуктом промежуточного
превращения может быть а”-фаза, которую, однако, следует отличать от
а”-мартенсита, образующегося при закалке 0-фазы Эту фазу иногда
обозначают ан и она имеет так же как а”-мартенсит ромбическую
решетку, но другой механизм образования.
В соответствии с классификацией титановых сплавов по
коэффициенту стабилизации 0-фазы для а- и псевдо-а- сплавов
(Кр“ 0,25) свойственны диаграммы 1 и 11 типов; двухфазным сплавам
мартенситного класса (Кр = 0,25...0,90) - I -IV типов; сплавам
переходного класса (Кр = 1,0.. 1,4) - V -VIII типов ; псевдо 0-сплавам (Кр
= 1,4... 2,4) - VI - IX типов.
Следует отметить, что примеси, однородность исходной 0-фазы и
ее строение, состояние, размер зерна и другие факторы влияют на
кинетику изотермических превращений. И.С. Пол киным и др. было
установлено, что в сплавах ВТ22 и ВТ 15 полигонизованная 0-фаза имеет
меньший инкубационный период, чем рекристаллизованная. Такие
примеси, как О и N, которые являются а-стабилизаторами, ускоряют
распад 0-фазы по схеме 0->а при изотермической обработке.
О.В.Каспаровой и др. было показано, что увеличение содержания
кислорода в сплаве ВТ15 с 0,08 до 0,53% уменьшает длительность
инкубационного периода выделения a-фазы при 550°С с 8 часов до 8
мин Аналогичным образом влияет и азот
Помимо того, что примеси внедрения, кроме водорода, ускоряют
процессы распада 0-фазы, они также сдвигают вверх температуру
минимальной устойчивости метастабильного 0-твердого раствора.
Водород, напротив, увеличивает стабильность 0-фазы. Увеличение
содержания элементов внедрения в сплавах также подавляет
образование со-фазы.
Для сплавов ВТЗ-1, ВТЗО, ВТ15 было показано, что водород
замедляет распад 0-фазы. Повышение содержания водорода в сплаве
ВТ15 с 0,015% до 0,05% увеличивает инкубационным период с I до 10
часов при 600°С.
15
МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА
Методы изучения кинетики распада переохлажденной 0- фазы
Изучать кинетику превращения переохлажденной 0-фазы при
непрерывном охлаждении и в изотермических условиях можно методами
структурного, дюрометрического, термическою анализов. Рассмотрим
первых два
Метод структурного анализа При изотермической обработке
образцы из исследуемого материала нагреваются до состояния 0-
твердого раствора, выдерживаются определенное время,
переохлаждаются до заданной температуры в субкритическом
интервале, при которой также выдерживаются различное время, и затем
охлаждаются в холодной воде coinaeno схеме обработки, приведенной
на рис 1 б Быстрое охлаждение необходимо для того, чтобы сохранить
не распавшуюся при изотермической выдержке 0-фазу
Рис. 1.6. Схема обработки образцов при изучении кинетики распада
переохлажденного 0-1вердого раствора в изотермических условиях
Изучение структуры обработанных таким образом образцов
позволяет судить о развитии превращения при заданной температуре и
дает представление о структурных формах продуктов распада 0-фазы
Получение' структуры 0-фазы либо мартенсита (ex’, а”) без
продуктов распада свидетельствует о том, что превращение 0-фазы в
процессе изотермической выдержки не началось В случае образования
мартенсита имело место лишь мартенситное превращение при
охлаждении в воде. Появление в структуре наряду с 0-фазои либо
мартенси гом продуктов распада свидетельствует о начавшемся в
процессе выдержки распаде 0-фазы По мере увеличения
продолжительности выдержки возрастает количество продуктов распада
к>
С увеличением времени выдержки количество не распавшейся 0-фазы в
структуре уменьшается (рис . 1 7).
в
Рис.1. 7. Изменение структуры псевдо 0 -титанового сплава при
увеличении продолжительности выдержки (Tuep,ul.l=450uC)
а - закаленное состояние, б - начало распада,
в - промежуточная стадия, г - конец распада
Достоинства метода заключаются в следующем метод
структурного анализа дает представление о структурных формах
продуктов распада при каждой исследуемой температуре
переохлаждения При достаточном количестве правильно подобранных
выдержек рассматриваемый метод позволяет достаточно точно
установить время начала и конца распада 0-фазы.
К недостаткам метода следует отнести то, что метод структурного
анализа не позволяет обнаружить наличие мелкодисперсных продуктов
распада (co-фазы), которые выделяются при достаточно глубоком
переохлаждении Поэтому время, соответствующее началу образования
новой фазы, может быть установлено недостаточно точно. Большая
17
трудоемкость, необходимость использования для эксперимента
значительного количества образцов определенных размеров, особенно
но толщине, являются также недостатками описываемого метода
Дюрометрический метод Метод измерения твердости обычно
используются параллельно с методом структурного анализа. Замер
твердости проводится на образцах, обработанных и подготовленных для
структурного анализа. Метод основан на том, что различные продукты
распада имеют неодинаковую твердость.
Твердость продуктов изотермического распада p-фазы зависит от
состава сплава и от степени переохлаждения. Чем более легирован сплав
и большая степень переохлаждения, тем выше прирост твердости за счет
выделения продуктов распада при прочих равных условиях Наибольшее
упрочнение наблюдается при образовании со-фазы
При достаточно высоких температурах изотермической выдержки
увеличение продолжительности выдержки по окончании распада может
вызвать процессы сфероидизации и коагуляции, что приводит к
некоторому снижению твердости. Выдержка по окончании распада i ри
низких температурах переохлаждения не вызывает заметного изменения
твердости.
Достоинствами дюрометрического метода являются возможность
использования образцов, предназначенных для структурного анализа,
без каких-либо дополнительных обработок, простота и удобство
эксперимента. Несовершенство метода заключается в недостаточно
точном определении начала и конца превращения. Небольшое
количество второй фазы (3-5%) не оказывает заметного влияния на
твердость, которая зависит от основной фазы. Таким образом, при
исследовании кинетики распада p-фазы дюрометрическим методом
время, соответствующее началу распада, оказывается несколько
завышенным, а соответствующее концу превращения - заниженным
При непрерывном охлаждении с температур нагрева в Р-область
анализ данных структурного и дюрометрического метода проводится
аналогичным образом. Но в этом случае изменяют скорость охлаждения
за счет использования различных сред (вода, масло, воздух, печь).
Однако данные о начале и конце превращения по температуре эти
методы не дают и нужно использовать метод термического анализа,
основанный на фиксировании тепловых эффектов при протекании
фазовых превращений
Материал для эксперимента
При построении изотермических и термокинетических диаграмм
переохлажденной р фазы структурным методом используют образцы
небольшой толщины (1,5...3 мм), чтобы обеспечить максимальную и
равномерную скорость охлаждения их до заданной температуры
18
переохлаждения или комнатной и предотвратить возможность распада 0-
фа?ы при температурах выше изучаемой или неравномерность распада
по сечению
ПОРЯДОК ВЫПОЛНЕНИЯ РАБОТЫ
I Разобрать и зарисовать схему образования метастабильных фаз
при закалке титановых сплавов на примере двойной системы Т1-Р-
стабилизатор
2	Подсчитать условный коэффициент стабилизации P-фазы (Кр)
для исследуемых сплавов и определить структуру этих сплавов в
закаленном состоянии
3	. Изучить процессы распада переохлажденной p-фазы при
заданной температуре, выбрав по диа1раммам интервал изотермических
выдержек.
4	Зарисовать микроструктуру и замерить твердость сплавов в
закаленном и после изотермических выдержек (или различных скоростей
охлаждения) состоянии
5	По результатам измерения твердости и анализа микроструктуры
определить время начала и конца распада p-твердого раствора для
исследуемых сплавов (или нанести приблизительно скорости
охлаждения на диаграмму распада P-твердого раствора исходя из
результатов эксперимента)
ТРЕБОВАНИЯ К ОТЧЕТУ
В отчете должны быть указаны цель работы, кратко описана
теоретическая часть, изложена методика эксперимента, основные
результаты с предсгавлснием диаграмм, графиков изменения твердости,
схемы микроструктур исследуемых сплавов после заданных обработок,
анализ полученных результатов и выводы о протекании процесса
распада переохлажденного p-твердого раствора при заданной
температуре или непрерывном охлаждении
19
2.	ЗАКАЛКА И СТАРЕНИЕ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ
Цель работы: Изучить влияние упрочняющей термической
обработки - закалка со старением - на формирование структуры и
свойств сплавов 1 итана различных классов
ТЕОРЕТИЧЕСКАЯ ЧАСТЬ
Предложенная А.А.Бочваром классификация видов термической
обработки, основанная на рассмотрении структурных и фазовых
превращений, проз екающих в металле при тепловом воздействии, может
быть использована и применительно к термообработке титана и его
сплавов (рис.2.1).
Рис.2.1. Классификация основных видов термической
обработки
металлов и сплавов
Термины «закалка с полиморфным превращением» и «закалка без
полиморфного превращения» для титановых сплавов означают,
независимо от температурной области нагрева под закалку, в первом
случае - возможность получения мартенсита а’ или а” и во втором -
возможность фиксации при низкой температуре метастабильной
высокотемпературной p-фазы Термины «отпуск» и «старение» следует
понимать так: при распаде мартенситных а’ и а”-фаз происходит
отпуск, а при распаде p-твердого раствора - старение
20
Па рис 1 2 (см раздел I) показаны области собственно закалки с
полиморфным превращением - I и закалки без полиморфного
превращения - III Область II имеет смешанный процесс как закалки, так
отпуска и старения
Закалка титановых сплавов
Температура закалки Эффекты от старения и отпуска ч итановых
сплавов в значительной мере зависят от структуры и фазового состава,
получающихся в сплаве после закалки Установлено, что максимальное
упрочнение при нагреве закаленных сплавов связано с распадом а -
маргенсича и неравновесной 0-фазы (см. рис.1 2)
Для двухфазных титановых сплавов температуру нагрева под
закалку выбирают в (а+0)-области, чтобы предотвратить резкий рост
зерна в 0-об гасти Вследствие этого в структуре сплава наряду с
метаетабильными фазами фиксируется a-фаза, которая не распадается
при старении и не вносит вклада в эффект упрочнения Однако
количество a-фазы, ее состав и параметры влияют на уровень
пластичное! и термически упрочненных сплавов Промышленные
титановые сплавы, как правило, легированы алюминием в количестве
3% и более, что подавляет образование со-фазы при закалке Поэтому
структура закаленных промышленных двухфазных титановых сплавов по
мере понижения температуры нагрева под закалку в двухфазной области
изменяется в такой последовательности: а+а’(а”), а+а”+0, а+0. При
этом количество 0-фазы должно быть максимальным, а а-фазы -
минимальным Это обеспечивается при нагреве в область Тк-р(рис 2 2)
Рис.2.2. Схема изменения фазового состава a+0-сплавов ВТ14 (а) и ВТ16
(6) после закалки с различных температур
21
Оптимальные температуры нагрева под закалку для двухфазных
титановых сплавов находятся в пределах (0,90. 0,94) Тт Это составляет
800-900 С для сплавов мартенситного и 750-800’С для сплавов
переходного класса (табл 2.1). Сплавы псевдо- 0-класса чаще закаливают
с температуры 0-области (Т1|П+20 50°С) В результате закалки
фиксируется неравновесная 0-фаза В псевдо- 0-сплавах рост 0-зереп
при нагреве выше температуры Т1Ш происходит менее интенсивно, чем в
(а+0)-сплавах вследствие их более высокой легированности и более
низкой температуры конца полиморфного превращения Температура
закалки таких сплавов составляет 700-800ЭС.
Таблица 2. 1
Режимы упрочняющей термической обработки титановых сплавов
Сплав	Класс	"Г °C 1 (1119 1	Ткр, "С	V|„ % (закалка с ЗГкр)	Температура, "С		Время старения (отпуска),ч
					закалки	старения (отп ска)	
ВТ6С	мартен	950-990	850	20-30	880-930	450-500	2-6
ВТ6	ситный	970-1010	850	20-30	850-950	450-600	2-4
ВТ14		920-960	860	35-40	860-910	480-580	4-16
ВТ8		980-1020	850	20-30	920-940	500-600	1-6
ВТ9		980-1020	850	20-30	920-940	500-600	1-6
ВТЗ-1		960-1000	825-850	30-40	840-900	500-620	1-6
BTI6		840-880	800	55-70	780-830	500-580	4-10
ВТ23		880-930	775-800	50-60	780-800	450-550	6-10
ВТ22	Перехо	840-890	840-880	90-100	690-750	490-510	8-16
ВТЗО	дный	750-790	-	-	720-740	490-540	5-8
ТС6	Псевдо	770-810	-	-	800-850	450-500	5-10
ВТ15	-Р	750-800	-	-	740-820	480-500+ 550-570	15-25 0,25
Титановые сплавы с а- и а 0-структурой под закалку нельзя
нагревать до температур выше ТП11 Это приводит к резкому росту зерен
0-фазы и получению грубых продуктов распада 0-фазы при охлаждении,
приводящих к резкому снижению пластичности
Крупнозернистую структуру титановых сплавов в принципе
(теоретически) можно исправить термообработкой, аналогичной
применяемой для стали, а именно, двойной фазовой
перекристаллизацией, когда зерно измельчается вследствие
внутрифазового наклепа при фазовых превращениях в процессе
охлаждения и последующей рекристаллизации при повторном нагреве
Однако при практическом внедрении фазовой перекристаллизации для
22
измельчения зерна титановых сплавов встречаются трудности и зерно
исправить термической обработкой невозможно по следующим
причинам Во-первых, при нагреве до темпера гур 0-области настолько
укрупняется исходное зерно, что последующая термообработки часто по
может уменьшить его даже до исходных размеров Во-вторых, объемный
эффект при 0->а- превращении невелик и составляет 0,13%, (в 20 раз
меньше чем у стали), что не дает достаточно сильного внутр ифазового
наклепа
Итак, температура нагрева под закалку определяется
•нецелесообразностью закалки сплава из области 0-фазы;
•получением фазового состава при закалке, обеспечивающего
наибольшее упрочнение при старении при сохранении требуемого
уровня пластичности
Скорость охлаждения при закалке. Скорость охлаждения при
упрочняющей обработке имеет большое значение На практике
приходи 1ся заменять резкое охлаждение в воде при закалке на более
низкие скорости охлаждения Применение резкой закалки обычно
нецелесообразно, так как приводит к снижению ряда важных
характеристик и увеличению опасности поводки деталей Во избежание
этого охлаждение деталей следует проводить с умеренными скоростями
которые в зависимости от суммарного содержания ^-стабилизирующих
элементов, составляют 5-20 °С/сек Такое охлаждение позволяет на 10-
20% дювысить кратковременную прочность, жаропрочность и
выносливость а+0-титановых сплавов при некотором увеличении или
небольшом снижении пластических и конструктивных свойств
Существенным достоинством мя1кого охлаждения при закалке,
обусловленным менее значительным снижением пластичности
титановых сплавов, является возможность уменьшения ограничений по
структуре полуфабрикатов, применяемых в термически упрочненном
состоянии Так, если при резкой закалке пригодной считают только
мелкозернистую структуру, то при мягкой закалке может быть
допустима пластшгчатая структура с величиной зерна до 100-200 мкм и
более (в зависимости от требований пластичности), способствующая
повышению вязкости разрушения Для полуфабрикатов сечением 20-40
мм благоприятно охлаждение в кипящем слое, расплаве солей и друт их
горячих средах из-за высокой равномерности охлаждения и пониженной
охлаждающей способности при низких температурах, что уменьшает
поводки При большой толщине полуфабрикатов данные среды
малоэффективны, в связи с чем необходимо использовать масло и воду
При этом эффективным способом повышения равномерности свойств по
23
их сечению является предварительное подстуживапие на воздухе или
закалка в более мягкой среде
В большинстве случаев для титановых сплавов сохраняется
закономерность: с повышением скорости охлаадения прочность и
твердость увеличиваются сначала с повышением дисперсности
образующихся а и 0-фаз, а затем с фиксацией метастабильных а’, а
или 0-фаз. В некоторых случаях прочность и твердость после закалки в
воде меньше, чем при охлаждении на воздухе. Это связано с выделением
при охлаждении со-фазы, когерентно связанной с 0-фазой.
Старение н отпуск гитановых сплавов
Закаленные титановые сплавы подвергают старению (отпуску)
При старении (отпуске) происходит распад метастабильных фаз,
зафиксированных закалкой Старение (отпуск) для титановых сплавов
применяют с целью повышения их прочности. Эффект упрочнения
сплавов различною химического и фазового составов может составлять
от 10 до 100% Изменение твердости и прочности при отпуске титановых
сплавов с мартенситной структурой представлено на рис. 2.3.
Рис.2.3. Изменение прочности титановых сплавов при отпуске сплавов с
мартенситной структурой (а) и при старении сплавов с 0-фазой (б)
(Cpi<Cpj<Cpj)
При отпуске происходит распад мартенситных фаз Эффект
упрочнения титановых сплавов при отпуске после закалки с температур
выше Ткр существенно зависит от того, какие метастабильные фазы
образуются при закалке. На рис.2.4, показана зависимость ов сплавов
ВТ 14 и ВТ 16 от температуры нагрева под закалку При закалке с
температур выше критической в сплаве ВТ 14, помимо метастабильной
0-фазы, образуется а’-мартенсит, но он не дает значительного
упрочнения при старении. У сплава ВТ 16 наряду с 0-фазой появляется
а”-мартенсит В отличие от а’-мартенсита, а”-фаза дает сильное
24
упрочнение при последующем распаде. В обоих сплавах с повышением
температуры нагрева под закалку временное сопротивление разрыву
повышается, так как прочность состаренного сплава складывается из его
прочности в закаленном состоянии и эффекта упрочнения при старении
(отпуске) (рис.2 4).
Рис.2.4. Зависимость временного сопротивления разрыву прутков
сплавов ВТ14 (а) и ВТ16 (б) от температуры нагрева под закалку (1-после
закалки, 2-после старения, 3- эффект упрочнения при старении)
Температура, °C
Распад а’ и а” -мартенсита может протекать по разным схемам
основные из которых следующие
1	а”-» а”обед+ Р -> а’ + р —> а+ р
те распад мартенсита начинается с выделения P-фазы, в
результате мартенсит обедняется Р-стабилизаторами и переходит
сначала в а’, а затем в а -фазу;
2	а” ->	+ а-»рп+а->р + а
т.с распад мартенсита начинается с выделения a-фазы, мартенсит
постепенно обогащается Р- стабилизаторами, переходит в р-фазу
неравновесного состава, соответствующую температуре старения
Процессы распада ос’-мартенсита сходны с процессами распада а” -
мартенсита
Эффект упрочнения при распаде P-фазы зависит от ее состава При
невысокой легированности P-фазы (Ср) ее упрочнение при старении
невелико (рис 2 3,6). При повышении легированности Р фазы и
приближении ее состава ко второй критической концентрации (С”кр)
возрастает эффект упрочнения при старении, который достигает
максимальных значений для (а+р)- сплавов переходного класса (Сро) и
псевдо Р-сплавов (Срз) Максимальным временем достижения
25
предельной прочности обладают сплавы, близкие по составу к С”кр.
Сплавы с низким и очень высоким содержанием 0-стабилизаторов в 0-
фазе характеризуются большим временем достижения предельной
прочности при старении
Распад 0-фазы при старении зависит от температуры старения и
может начинаться по разным схемам. При температурах ниже 500°С
превращение p-фазы начинается с образования co-фазы, охрупчивающей
сплавы.
0—> <о + 0->со + а + рн -> а + р„ -» а + р
Только после длительных выдержек может сформироваться а+0-
структура, близкая к равновесной при данной температуре старения
При температуре выше 600°С распад P-фазы идет по схеме
Р —> а + р„ -» а + р, т е. без образования со-фазы.
Титановые сплавы обычно подвергают старению при температурах
500-600°С, чтобы избежать хрупкости, вызванной со -фазой. Если со-фаза
в сплаве не образуется, то применяют старение при температурах 450-
500°С, когда выделения а -фазы достаточно дисперсны и обеспечивают
наибольший эффект упрочнения
Образующиеся на ранних стадиях старения при температурах ниже
550°С выделения a-фазы имеют сложное внутреннее строение
(повышенную плотность двойников и дислокаций), что приводит наряду
с упрочнением сплавов к резкому снижению их пластичности. С
увеличением времени выдержки с повышением температуры происходит
не только коагуляция продуктов превращения, но и переход a-фазы со
сложным строением в ос-фазу простого строения. На практике
используют перестаренное состояние титановых сплавов, что
обеспечивает сочетание высокой прочности при хороших показателях
относительного удлинения и сужения
В таблицах 2.2 и 2.3 приведены значения механических свойств
при испытании на растяжение сплавов ВТЗ-1 (мартенситный класс) и
ВТ 15 (сплав с псевдо-0-структурой) после закалки и различных режимов
старения. При этом сплав ВТЗ-1 после закалки с температуры 900°С
имеет структуру а+а”+0н (Т1Ш сплава ВТЗ-1 составляет 990°С). Сплав
ВТ 15, закаленный с температуры 800°С, имеет структуру 0Н (Тип сплава
составляет 750°С).
26
Таблица 2. 2
Механические свойства сплава ВТЗ-1 в зависимости от температуры
старения (закалка с температуры 900”С, время старения 4 ч.)
Температура старения, °C	Механические свойства		
	d в. МПа	S, %	
после закалки	1200	12	35
300	1260	10	18
400	1350	6	14
500	1400	4	11
600	1300	11	25
700	1150	14	28
Таблица 2.3
Механические свойства сплава ВТ15 в зависимости от температуры
старения (шкал к а с темпе затуры 800'С, время старения 16 ч)_
Температура старения, "С	Механические свойс тва		
	<7 в МПа	S, %	чд %
после закалки	970	16	50
350	990	14	47
400	1100	9	32
450	1200	6	13
500	1550	3	6
550	1450	7	20
600	1350	9	23
МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА И ПОРЯДОК
ВЫПОЛНЕНИЯ РАБОТЫ
Задание 1. Влияние температуры закалки на структуру и
твердость двухфазных титановых сплавов.
Образцы двухфазного сплава нагреть до ТПП+(ЗО...5О)°С, Тгаь Т,ш-
(30 . 150)°С и охладить в воде. Измерить твердость Провести анализ
микроструктуры и объяснить закономерности изменения твердости и
структуры сплава
Задание 2. Влияние скорости охлаждения на структуру
двухфазных титановых сплавов.
Образцы двухфазного сплава нагреть до оптимальной температуры
закалки и охладить в воде, на воздухе и в печи до 600°С Измерить
твердость Провести анализ микроструктуры объяснить закономерности
изменения структуры и твердости сплавов, используя
термокипет ические диаграммы распада р-фазы
27
Задание 3. Влияние температуры старения на свойства
сплавов.
Образцы псевдо-0-титанового сплава закалить в воде с Т11П
(30 50)°С и подвергнуть старению при 300, 450, 600°С Измерить
твердость, изучить микроструктуру и объяснить различие в
механических свойствах в зависимости от условий старения
ТРЕБОВАНИЯ К ОТЧЕТУ
В отчете должны быть приведены: цель работы, порядок
выполнения работы, схема образования метастабильных фаз в титановых
сплавах при закалке, процессы распада метастабильных фаз при
старении (отпуске), схемы микроструктуры исследуемых сплавов после
различных видов обработки в соответствии с заданиями, графики
изменения механических свойств исследуемых сплавов в зависимости от
режимов обработки, анализ полученных результатов и выводы
28
3.	МИКРОСТРУКТУРНЫЙ АНАЛИЗ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ
Цель работы Научиться проводить количественные измерения
параметров микроструктуры и определять температуру полиморфного
а+р->р превращения титановых сплавов
ТЕОРЕТИЧЕСКАЯ ЧАС'1 Ь
Количественный анализ микроструктуры титановых сплавов.
Титановые сплавы обладают большим разнообразием получаемых
структур, которые зависят от легирования сплава, режимов термической
обработки и деформации К числу приемов, облегчающих проведение
количественного анализа, относится применение шкал типовых
структур, разработанных применительно к разным классам титановых
сплавов и видам полуфабрикатов из них
Количественную оценку начинают с установления типа структуры,
который определяется формой частиц первичной a-фазы Различают
четыре основных типа структуры (рис 3.1) пластинчатую, глобулярную,
переходную (от пластинчатой формы частиц к глобулярной) и с
зернистой а-фазой
а
в	г
Рис.3.1 Л ипы структуры титановых сплавов: а-пластиичатая;
б-переходная; в - глобулярная; г - зернистая структура а-фазы
29
Пластинчатая (^-превращенная) структура характерна для
сплавов, деформированных и (или) отожженных в 0-области В
структуре (рис.З 1,а) наблюдаются 0-зерна, равноосные или вытянутые в
различной степени (в результате 0-деформации); границы 0-зерен
окаймлены прослойкой a-фазы. Внутренний объем 0-зерен расчленен а-
пласгинами, собранными в пачки (а-колопии). В каждой колонии ос-
пластины имеют одинаковое пространственное расположение и
разделены прослойками 0-фазы. Наряду с пластинами первичной а-фазы
в структуре могут присутствовать пластины вторичной a-фазы Они
расположены в промежутках между пластинами первичной a-фазы и
всегда мельче последних Структуру пластинчатого типа описывают
следующие параметры: размер исходных (деформированных или
рекристаллизованных) 0-зерен, размер a-колоний, толщина пластин
первичной и вторичной а-фазы , объемная доля первичной и вторичной
а-фазы.
Переходную структуру имеют сплавы, деформация которых
происходит при температурах (а+0)-области или начинается при
температурах 0-области, а заканчивается - в (а+0)-области, после чего
температура обработки не превышает температуры полиморфного
превращения. Главная особенность такой структуры - наличие
деформированных, изогнутых в разной степени пластин первичной а-
фазы (рис.З. 1,6). В зависимости от режима обработки в струю уре
переходного типа в различной степени могут быть выражены (или
отсутствовать) такие черты пластинчатой структуры, как приграничная
a-прослойка вокруг исходных 0-зерсн, а-колопии, пластинчатый
характер первичной а-фазы. Может наблюдаться процесс
сфероидизации, что приводит в данном случае к делению пластин
первичной а-фа^ы на частицы, поперечные размеры которых
соизмеримы с толщиной исходных а-пластин Частицы вторичной а-
фазы, расположенные между пластинами и частицами первичной а-
фазы, всегда имеют пластинчатую форму Для характеристики
структуры переходного типа используют следующие параметры:
размеры исходных 0-зереп, величина колоний первичной а-фазы,
толщина и степень сфероидизации пластин первичной а-фазы, объемная
доля первичной и вторичной а-фазы, размеры пластин вторичной а-
фазы.
Гнебулярная структура характерна для (а+0)-титановых сплавов,
отожженных при высоких температурах в пределах (а+0)-области после
значительной (а 0)-деформации. Частицы первичной а-фазы в
глобулярной структуре имеют форму, близкую к равноосной, а
вторичной а-фазы - пластинчатую (рис.З 1 в). При объемной доле
зо
первичной a-фазы не более 50% видна сетка мелких 0-зсрсн,
окаймленных выделениями вторичной a-фазы. Глобулярную структуру
характеризуют такие параметры, как размер и объемная доля частиц
первичной и вторичной a-фазы, размер 0-зерен
Структура с зернистой а-фазой свойственна а- и псевдо-а-
титановым сп швам после обработки, заканчивающейся
рекристаллизацией при температурах однофазной a-области. Такую
структуру можно описать одним параметром - размером а-зерен
(рис.3.1,1).
Размеры элементов структуры в титановых сплавах могут очень
сильно различаться между собой Поэтому оценку размеров ведут при
разных увеличениях микроскопа, достаточных для разрешения
необходимых элементов структуры и в тоже время нс слишком больших,
чтобы в каждом поле зрения охватить возможно большую площадь
шлифа
Метод количественной оценки параметров структуры (а+0)-
титановых сп швов, основан на сопоставлении анализируемой структуры
с набором эталонированных рисованных структур - шкал 1-7 (см. рис
3.3-3.9) [2]. Шкалы содержат типичные для реальных (а+0)-сплавов
структуры. Численные значения параметров, соответствующие каждому
баллу шкал с учетом увеличения микроскопа, приведены в таб i 3.1
Таблица 3. 1
Определение параметр )в структуры титановых сплавов при использовании
___________________ эталонированных шкал.________________________
Параметры	Обозиачени е,единицы из-мерення	Шкала	Увели- чение, крат	Ьалл шкалы структуры					
				1	2	3	4	5	6
Определение параметров пластинчатой структуры									
Размер	Dp, мкм	1	50	00	200	300	400	600	1000
0-зерен			100	50	100	150	200	300	500
			200	25	50	75	100	150	250
			300	17	35	50	70	100	170
			400	12	25	35	50	70	120
			500	10	20	30	40	60	100
			800	7	13	20	25	40	70
			1000	5	10	15	20	30	50
Размер	d, мкм	2	100	50	100	200	300		
а колоний			200	25	50	100	150		
			300	17	35	70	100		
			400	12	25	50	70		
			500	10	20	40	60		
			800	7	13	25	40		
			1000	5	10	20	30		
31
;о лженке табл.З.1
Толщина а Пластин	Ь, мкм	3	200 300 400 500 800 1000	2,5 1,5 1.3 1,0 0,6 0,5	5,0 з.о 2,5 2.0 1,3 1.0	7,5 4.5 4,0 3,0 2,0 1.5	10,0 6,0 5.0 4,0 2,6 2,0	15 9.0 7,5 6,0 4,0 3,0	20 12 10 8 5 4
Количество первичной а фазы	Vu, %	4	Опгима явное	85	70	50	30	10	
	Определение и		араметров переходной структу				>ы		
С । епень сфероидиза- ции а пластин	Степень/ процент сфероидизи- рованной а- фазы.	5	не менее 500 кра г	Нуле- вая -	Малая / 20	Средняя/ 20-50	Значите льиая/ 60-80	Полная/ 85-100	
Количество первичной а фазы	V.,. % .. 			6	Оптима льиое	85	70	50	30	10	
	Определение ш		ipaMCrpOB глобулярной струит)				)Ы		
Размер частиц первичной а-фазы	Ь1(,мкм	7 по гори- зонтали	200 300 400 500 600 700 800 1000	5.0 3,3 2.5 2.0 1.7 1.4 1 25 1.0	10 66 5,0 4,0 3,3 28 2,5 2,0	20 13 10 8,0 6,5 5,6 5,0 4,0	30 20 15 12 10 8,5 7,5 6,0		
Количество первичной а фазы	v„, %	7 по вер- тикали	Опгима льиое	85	70	60	40	25	10
Связь сгрумуры и механических снопеiв циановых сплавов
Механические свойства циановых сплавов с глобулярной и
пластинчатой структурой зависят от целого ряда факторов, связанных с
размером и формой структурных составляющих Используя методы
математической статистики в mohoi рафии [I] приведены
количественные зависимости между прочностью и пластичностью а- и
а+(3-титановых сплавов ВТ5-1, ОТ4, ВТЗ-1 и ВТ9 с пластинчатой
структурой с величиной исходного (3-зерна (D), размерами «-колонии (d)
и толщиной а-пластил (Ь). Характер этих зависимостей дан в таблице
32 В работе [3] установлено количественное влияние содержания а-
фазы на и <5(),2 сплава ВГ22 ст„=72,7+0,72Уы , g>Oi2-70,6+0,72 V(X, где Vu-
количество а-фазы, %.
32
I аблица 3. 2
Формулы для определении механических свойств титановых сплавов
с пластинчатой структурой.
Си тав	Формулы для определения			b, MKM
	ов,МПа	5, %		
ВТ5-1	980-0,05d, 900-4Ь	16-0,035d, 14-0,3b	45-0,Id, 32-0,6b	3
ОТД	1030-0,05D-0,04d-70b 920-0,050-0,04-ЗЬ	3-0,0020-0,015d-5,5b 19-0,002D-0,016d+0,3	H-0,025D-0,ld42b 48-0,025D-0,l d-0,8b	л
ВТЗ-1	1560-0,05D-10d-150b 1040-0 02D-0,05d-3b	6-0,013D+0,5d+6,0b 18-0,005D-0 014d+0,6	8-0,045DH,2d+12 5b 55-0,016D-0,ld+3,5b	3 -3
ВТ9	1380-0 04D-1 ,ld-100b 1180-0 03D-0,15d-4b	7-0,015D+0,5d+6,0b 18-0 007D-0,02d-0 8b	14-0,03D+l,0d+12,0b 48-0,02D-0,17d-3,4b	' *> >3
Уравнения, аналогичные приведенным выше, могут быть
выведены и для других титановых сплавов Их можно использовать для
оценки механических свойств полуфабрикатов и деталей по
микроструктуре, в юм числе неразрушающим способом при подготовке
микрошлифа непосредственно на поверхности детали Кроме тою, в
настоящее время установлено качественное влияние характерных
параметров структуры на целый комплекс механических свойств
(табл 3 3).
Таблица 3 3
Т1ВИСИМОС1 и между характерными критическими признаками
микроструктуры и механическими свойствами титановых сплавов
Структура	Повышение свойсз в	Понижение свойств
Равноосная, глобулярная a-фаза	Прочность Пласшчность Зарождение усталостной трещины Малоцикловая усталость	Вязкость разрушения Рост усталостной трещины Усталостная	дол! овечносз ь (образец с надрезом)
Удлиненная a-фаза	Вязкость разрушения Усталостная	долговечность (образец с надрезом) Рост усталостной трещины	Пластичность Зарождение усталостной трещины Малоцикловая усталость Прочность
Видманштет- това a-фаза	Вязкость разрушения Уста юстная	долговечность (образец с надрезом) Рост усталостной трещины Ползучесть	Пластичность Зарождение усталостной трещины Малоцикловая усталость Прочность
Бимодальная а фаза	Прочность Пластичность Зарождение усталостной трещины Малоцпкловая устал ость	Рост усталостной з решины Вязкость разрушения
а-колонпя	Рост усталостной трещины Вязкост ь разрушения		Прочность Пластичность
33
11 одолжение табл.3.3.
	Усталостная	долговечность (обра зец с надрезом)	Зарождение усталостной трещины Мал о цикловая усталост ь
Вторичная а фаза	Прочность Пластичность	Вязкость разрушения
Форма зерна (удлиненная)	Усталостные свойства Усталостная	дол! овечность (образец с надрезом) Рост усталостной трещины	Зарождение усталостной трещины
Крупные первичные р- зерна	Вязкость разрушения Рост усталостной трещины Ползучесть	Пластичность Зарождение усталостной трещины Малоиикловая усталость Прочность
Мелкие первичные Р-чсрпа	Прочность Пластичность Зарождение усталостной трещины	Вязкость разрушения Рост усталостной трещины Усталостная	долговечное и. (образец с надрезом)
Разнозерни- стая	Прочность Зарождение усталостной i ретины	Вязкость разрушения
Зершн ранич- иая и фаза	Вязкость разрушения Рост усталостной трещины Усталостная	долговечность (образец с надрезом)	Пластичность Зарождение усталостной трещины Малоцикловая усталость
Опре юление темпера гуры полиморфно! о превращения.
Определение температуры (</*[})—>[3- перехода ('1 1Г) необхе шмо
тля установления оптимальных режимов деформации и гермообработки
тигановых сплавов Вследствие колебаний марочного состава значения
могут различаться для разных плавок на 20. 40°С и более (табл 4)
Кроме того, положение ТН1| сильно зависит от содержания газовых
примесей Учитывая повышенную способность тигана к
газопоглощению, Т,1|( определяют также для оценки степени
загрязненное!и сплавов - кислородом и азотом
З яб ины 3. 4.
1 гмнерагура полною полиморфною а+Р—^-превращения (ТПц)
в титановых сплавах
Сплав	Т °C	Сплав	Т °C’ 1 1111 , V.	Сплав	Т °C
ВТ 1-00	880-890	ВТ4	960-1000	ВТ 16	840-880
ВТ 1-0	880-900	ВТ5	980-1030	ВТ18,ВТ18у	990-1030
АТ2	870-910	ВТ5-1	950-990	ВТ20	980-1020
АТЗ	940-1000	В16	970-1010	ВТ22	860-890
АТ4	950-1020	ВТ6С	950-990	ВТ23	890-930
ОТ4-0	860-930	ВТЗ-1	960-1000	ВТ25	990-1030
ОТ4-1	910-950	ВТ8	980-1020	ВТЗО	750-780
ОТ4	920-960	ВТ9	980-1020	ВТ15	750-800
ТС5	970-1020	ВТ 14	920-960	ТС6	770-810
34
Наиболее распространенным способом определения Тпп является
метод пробных закалок. Метод заключается в фиксировании структуры
сплава закалкой в воде после нагрева до последовательно
повышающихся температур в районе а+0->0 - перехода. В а псевдо-а-
и (а+0)-титановых сплавах при приближении температуры закалки к Тпп
в структуре наблюдается уменьшение количества первичной а-фазы;
после закалки из 0-области первичная a-фаза отсутствует, и структура
состоит из 0-зерсн, имеющих часто мартенситное внутризеренное
строение (рис. 3.2). В псевдо-0-сплавах при закалке выше Trm
фиксируется 0-фаза.
а	б
Рис.3.2. Изменение микроструктуры сплава ВТ6 в зависимости от
температуры нагрева под закалку: а - 950°С, б - 960°С, в - 970°С; г - 980°С х200
МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА
Для определения величины какого-либо параметра
микроструктуры просматривают анализируемую структуру и меняют
увеличение микроскопа таким образом, чтобы добиться идентичности
35
изображения одному из эталонов, соответствующего этому параметру
шкалы. Исходя из балла эталона и увеличения микроскопа, ио табл 3 1
находят величину искомого параметра. Если анализируемую структуру
при оценке величины какого-либо параметра можно охарактеризовать
как среднюю между соседними эталонами, то и величину этого
параметра принимают как среднюю между двумя соответствующими
значениями В зависимости от типа микроструктуры - пластинчатая,
переходная или глобулярная - определяются разные параметры
структуры.
Определение параметров пластинчатой струн'гуры
Размер зерен fl-фазы. Размер p-зерен (Dp) оценивают по шкале 1
(рис 3 .3) и табл 3.1. В разных образцах размеры p-зерен могут
изменяться от 5 10 мкм до нескольких сантиметров. Увеличение
микроскопа рекомендуется выбирать таким, чтобы в поле зрения
находилось несколько целых p-зерен В случае вытянутых зерен
сравнивают по эталонам их поперечный и продольный размеры По
шкале 1 следует определять и размеры a-зерен (Da) в структуре с
зернистой а-фазой
Размер а-колоний a-колония - это пачка параллельных пластин
a-фазы. Размеры (х-колоний (d) определяют, используя эталоны шкалы 2
(рис.З 4) и табл.3.1. Границы a-колоний различают по изменению
направления a-пластин Колонии могут содержать о г одной-двух до
нескольких тысяч пластин, при этом размер их может изменяться от
микрометров до нескольких сотен микрометров
Толщина а-нластнн Толщину пластин (Ь) первичной и
вторичной а фазы оценивают с помощью шкалы 3 (рис.З 5) и табл 3.1.
Толщина а пластин в титановых сплавах изменяется от долей
микрометра (что характерно для пластин вторичной a-фазы) до 10-20
мкм (для пластин первичной а-фазы).
Объемная доля первичной а-фазы. В структуре титановых
сплавов сумма объемных долей первичной a-фазы (Va) и р-
превращенной фазы (Vp) составляет 100%. Первичная a-фаза образуется
при более высоких температурах, чем вторичная a-фаза Вторичная а-
фаза выделяется в прослойках между пластинами первичной а-фазы
При однородной толщине a-пластин (или частиц) деления на первичную
и вторичную a-фазы не проводят В этом случае принимают, что в
промежутках между a-пластинами (или a-частицами) расположены
прослойки остаточной р-фазы
Для оценки количественного соотношения фаз служит шкала 4
(рис 3.6) и табл 3 1 Путем изменения увеличения микроскопа вначале
добиваются идентичности изображения анализируемой структуры по
36
Рис. 3.3. Шкала 1 для оценки размеров Р зерен
38
Рис.3.4. Шкала 2 для оценки величины а- колонии
Рис. 3.5. Шкала 3 для оценки толщины а-пластин
40
Рнс.З.б. Шкала 4 дли оценки количества первичной а-фазы в структуре
пластинчатого типа : а — балл 1,6 — бал ч 2, в - балл 3, г — балл 4, д — балл 5
41
Piic.3.7. Шкала 5 для оценки сфероидизации а- и iaci ин
42
Рис.3.8. Шкала 6 для опенки количества первичной а файл в структуре
nepexo.inoi о 1 ила: а - балл 1,6 — балл 2, в — балл 3, i - бал i 4. д — балл 5
t
4
Рнс.3.9. Шкала 7 оценки размеров частиц и котчества первичной а-фазы в структуре глобулярного типа (начало)
1	2	\	S	4
Рис. 3.9. Шкала 7 оценки размеров частиц и количества первичной а-фачы в структуре глоб) лирного типа
(продолжение)
Определение параметров глобулярной структуры
Размеры и объемная доля частиц первичной а-фазы в
глобулярной структуре определяются с помощью эталонов шкалы 7
(рис.3.9) и табл 3.1. В эталонах данной шкалы светлые участки
соответствуют первичной a-фазе, а темные - 0-превращенной фазе При
изменении балла в горизонтальном ряду шкалы 7 изменяется размер а-
частиц (Ьа) при постоянной объемной доле (Va) первичной а-фазы; в
каждом вертикальном ряду данной шкалы изменяется величина Va при
постоянном значении ba. При анализе структур глобулярного типа
предпочтительно пользоваться увеличениями не менее х500.
Определение температуры полиморфного превращения (TIm)
Метод пробных закалок Для определения ТШ1 методом пробных
закалок используют 4-6 образцов с размером 10x10x15 мм или
диаметром 12x15 мм. Закалку образцов проводят обычно через 10-20°С
(при арбитражных анализах - через каждые 10°С) в интервале
температур, соответствующем предполагаемому положению Тпи в
исследуемом сплаве (см. табл.3.2). Перед из 'отовлением микрошлифов с
исследуемой поверхности удаляют газонасыщенный слой глубиной 1-1,5
мм Шлифы подвергают травлению, после чего исследуют
микроструктуру при увеличении 250-500
Время выдержки при температуре нагрева под закалку (т) имеет
существенное значение. Стабильное для данной температуры нагрева
состояние в сложнолегированных (а+0)-титановых сплавах
устанавливается в течение нескольких часов, что сопровождается
изменением химического состава и соотношения объемных долей а- и 0-
фаз в продолжение всей изотермической выдержки, хотя и с затухающей
скоростью Поэтому оценки значений Tm методом пробных закалок тем
выше, чем меньше т.
По этой же причине значения Тш зависят от предварительной
обработки образцов, которая находит отражение в особенностях их
исходной структуры Так, на образцах с исходной структурой
переходного или глобулярного типа значения Тш обычно несколько
ниже, чем при оценке на образцах с исходной пластинчатой, в
особенности мелкопластинчатой структурой. При определении 1Ш1
методом пробных закалок в практитеских условиях выдержка при
нагреве образцов составляет не менее 60 мин
Значение Tjm определяют как среднее между температурой нагрева
под закалку, при которой в структуре остается минимальное число
участков первичной a-фазы, и температурой н 1грсва, после закалки с
которой сплав имеет однофазную мартенситную или 0-структуру. В
производственных условиях допускается принимать за 11Ш температуру
46
нагрева под закалку, при которой в структуре сплава сохраняется до 5%
первичной а-фазы В сплавах повышенной чистоты границы 0-зерен и
мартенсит часто выявляются нечетко; в этом случае закаленные образцы
целесообразно подвергать старению при 500-600°С в течение 4-6 ч
Часто используют упрощенный метод металлографического
определения Т11П - метод глубокого травления Закаленные образцы,
непосредственно после удаления поверхностного слоя, подвергают
глубокому травлению в течение 3 мин в растворе, состоящем из 1ч. HF,
2ч HNCh и Зч. Н2О. При этом поверхность образцов, закаленных из
(а+0)-области, становится матовой, а после закалки из 0-области -
блестящей.
Метод глубокого травления исключает операцию приготовления
шлифов при определении Т[т, однако он применим только для (а+0)-
сплавов с исходной мелкозернистой структурой
ПОРЯДОК ВЫПОЛНЕНИЯ РАБОТЫ:
Задание 1. Количественный анализ микроструктуры
титанового сплава.
Для предложенного образца титанового сплава определить тип и
параметры его структуры с использованием приложений 1-5. С учетом
полученных параметров рассчитать приблизительные механические
свойства стн, О(),2, S, ц/ и предсказать влияние на остальные.
Задание 2. Определение Тпп титанового сплава
Для предложенного образца титанового сплава опредеш!ь
темперагуру полиморфного а+0->0-превращения или методом пробных
закалок или экспресс-методом глубокого травления
ТРЕБОВАНИЯ К ОТЧЕТУ
В шчете должны быть приведены название и цель работы, кратко
изложены принципы количественного анализа микроструктуры сплавов
титана и основных методов определения Тпп, задание и порядок
выполнения работы, расчеты параметров микроструктуры с
использованием шкал 1-7 и соответствующие им свойства сплавов
согласно таблиц 2 и 4, схемы микроструктуры исследуемых сплавов
после закалки с различных температур на основании которых
определяется температура полиморфного а+0-»0-превращения (Т[Ш),
выводы
47
4.	ЛИТЕЙНЫЕ ТИТАНОВЫЕ СПЛАВЫ
Цель работы: Научиться обоснованно выбирать литейные сплавы
титана и режимы их термической обработки, исходя из требуемых
свойств .
ТЕОРЕТИЧЕСКАЯ ЧАСТЬ
Титан и его сплавы обладают хорошими литейными свойствами -
высокой жидкотекучестью, малой склонностью к газовой пористости,
небольшой линейной и объемной усадкой. В то же время титан имеет
высокую химическую активность в расплавленном состоянии, что
приводит к его загрязнению примесями, снижающими пластичность и
вязкость металла, в процессе плавки и при взаимодействии с материалом
тигля и формы Поэтому при фасонном литье возникают проблемы, во-
первых, с разработкой способов плавки в защитных атмосферах, во-
вторых, с выбором материала для форм и тиглей На данный момент
первая проблема практически решена за счет использования вакуумной
дуговой гарииссажной плавки Однако материал для форм и тиглей,
недорогой и технологичный, до сих пор не найден Наиболее широко для
этих целей используется графит 80 % всего литья производится по
выплавляемым моделям в графитовые и коксовые формы или формы на
основе электрокорунда с пироугдеродным покрытием Такие формы
обеспечивают высокое качество поверхности отливок с небольшим
газонасыщенным слоем. Другие материалы - рекристаллизованные
окиси кальция и тория, карбид титана - также способные выдержать
длительный контакт с расплавленным титаном, дороги Все это
ограничивает применение литья для изготовления деталей из титановых
сплавов, особенно необходимых, учитывая сложность их обработки
резанием
Поменкла1ура литейных титановых сплавов включает в основном
те же сплавы, что и для обработки давлением Титановые сплавы
эвтектических составов, в отличие от алюминиевых, магниевых и других
литейных сплавов, не применяются из-за низких физико-химических и
технологических свойств сплавов титана со значительным количеством
эвтектики Химический состав и механические свойства промышленных
литейных титановых сплавов представлены в табл 4 1-4 3, а физические
свойства в табл. 4 4
По некоторым показателям механических свойств литой титан
превосходит деформированный, по другим - уступает ему Это различие
в свойствах определяется в основном более крупным зерном в литых
деталях и наличием неразрушенной сетки межкристаллитного вещества,
что снижает эффективность упрочняющей термической обработки В
случае работы при повышенных температурах литой материал будет
48
Таблица 4.1
Химическим состав и гарантируемые механические свойства
Марка сплава	Средний химический состав сплава, мае. %	Механические cboi			чства не менее	
		^B» Mila	O(J,2 МПа	5, %	%	Иц МДж/м2
ВТ1Л	Технический титан	343	294	10	20	0 49
тл-з	Ti-4,5 Al	588	539	8	16	0,4
ВТ5Л	Т1-5.2А1	686	627	6	14	0,3
ВТ20Л	Ti-5,5Al-2Zr-lMo-lV	932	823	5	13	0,25
ВТ21Л	T1-6A1-5Z1-1 V-0,7Mo-0,35Cr-0,2W	981	902	4	8	0,2
ВТ6Л	T1-6A1-4V	882	804	5	12	0,25
ВТЗ-1Л	Ti-6Al-2,5Mo-l,5Cr -0,2Si-0,5Fe	932	814	4	8	0,25
ВТ9Л	Ti-6Al-3,3Mo-l,5Zr -0,3Si	932	855	4	8	0,2
ВТ14Л	Ti-5Al-3,5Mo-l,5V-0,3Cr-0,4Fe	883	785	5	12	0,25
ВТ23Л	Ti-5,5Al-2Mo-4,5V-lCr-0,7Fe	990	880	4	8	0,25
ВТ18УЛ	Ti-6,5AI-4Zr-3Sn-lNb-0,7Mo-0,2Si	905	821	12	24	о,з
ВТ35Л	Ti-3 Al-15 V-3Cr-3Sn-1,2Zr-1 Mo	1110	980	6	16	0,25
ВТЛ1	Ti-5Al-lSi	835	736	5	12	0,15
Таблица 4.2
Предельное содержание примесей в литейных титановых сплавах
Марка	С	о2	n2	Н2	Fe	Si	Zr	w
сплава	мае. % не более							
ВТ5Л	0,20	0,20	0,05	0,015	0,35	0,20	0,80	0,20
ТЛ-З	0,15	0,15	0,05	0,015	0,30	0,15	-	-
ВТ20Л	0,15	0,15	0,05	0,015	0,30	0,15	-	-
ВТ21Л	0,20	0,20	0,05	0,015	0,35	0,20	0,80	0,20
ВТ6Л	0,10	0,15	0,05	0,015	0,30	0,15	0,30	0,20
ВТЗ-1Л	0,15	0,18	0,05	0,015	-	-	0,50	0,20
ВТ9Л	0Д5	0,15	0,05	0,015	0,30	-	-	0,20
ВТ14Л	0,12	0,15	0,05	0,015	0,60	0,15	0,30	0 20
ВТ1Л	0,20	0,20	0,05	0,015	0,35	0,20	0,80	0,20
ВТ23Л	0,20	0,20	0,05	0,015	-	0,20	0,80	0,20
ВТ18УЛ	0,15	0,15	0,05	0,015	0,30	0,15	-	-
ВТ35Л	0,15	0,15	0,05	0,015	0 30	0,15	-	-
ВТЛ1	0,20	0,20	0,05	0,015	0,35	-	0,80	0,20
Примечание Сумма прочих примесей - не более 0 3%
49
Таблица 4.3.
Механические свойства литейных сплавов и >и различных темпера?у >ах
Сплав	Т,“С	Е, МПа	<*пц, МПа	<*0.2, МПа	<*п, Ml 1а	510 %	5s,%	ЧА %	а», ЧЦ^к/м	<*100 МПа	<*т/1(10 МПа	<*1 500 МПа	<* 1 МПа
ВТ5Л	20	115700	539	667	765	6	-	14	о,3	-	-	-	245
	300	103000	245	314	392	8	-	25	-	392	-	-	-
	400	91200	196	245	343	10	-	30	-	343	275	-	-
ВТ6Л	20	112800	637	814	932	-	8	15	0,44	-	-	-	196
	300	93200	392	490	539	-	9	16	-	520	-	-	-
	400	89200	294	441	490	-	9	16	-	461	-	-	-
ВТЗ-1	20	111800	618	814	981	5	-	10	0,3	-	-	-	216
	400	-	-	569	716	9	-	18	-	706	461	373	-
	450	90200	343	510	667	10	-	20	-	-	-	-	-
	500	86300	294	490	618	10	-	20	-	-	-	-	-
ВТ9Л	20	111800	618	814	981	5	-	10	0,3	-	-	-	177
	400	-	-	569	716	9	-	18	-	637	490	-	196
	450	90200	343	510	667	10	-	20	-	608	451	-	-
	500	86300	294	490	618	10	-	20	-	490	275	196	177
	550	-	-	-	-	-	-	-	-	343	196	98	-
	600	76500	255	441	559	10	-	40	-	-	-	-	-
ВТ20Л	20	106000	637	834	932	-	8	20	0,4	-	-	-	196
	350	91200	314	481	618	-	10	34	-	588	441	-	-
	500	79400	284	432	550	-	12	35	-	422	157	-	-
ВТ21Л	20	110000	638	863	1030	-	6	12	0,2	-	-	-	196
	400	91200	392	549	657	-	11	20	-	580	426	392	177
	500	86300	324	500	618	-	12	33	-	446	177	-	-
Рис. 4.1. Температурные интервалы кристаллизации двойных сплавов
титана
50
Таблица 4.4
Физические свойства титана и его сплавов в твердом состоянии
Марка сплава	р20, кг/м3	t,°C		а* 10е, К1 (°C)	с, кДж/кг* К	X, Вт/м*К	ри*10л Ом*см
		ликвидус	солидус				
Титан	4500	1668		11,2(0-1668)	0,525(20) 0,592(500) 0,691(1000) 0,698(1500)	13,4(20) 16,3(500) 21,0(1000) 26,8(1500)	61
ВТ5Л	4410	1640	1600	8,6(20-100) 9,2(20-500) 9,8(20-900)	0,544(100) 0,670(400) 0,754(600)	8,79(25) 13,0(400) 15,5(600)	-
ВТ6Л	4430	1650	1590	8,3(20-100) 9,5(20-500) 10,0(20-700)	0,543(100) 0,668(400) 0,794(700)	8,8(25) 13,4(400) 17,6(700)	162
ВТЗ-1 Л	4430	1620	1560	9,5(20-100) 10,3(20-500)	0,565(100) 0,691(400) 0,795(600)	6,69(25) 12,1(400) 15,1(600)	168,5
ВТ9Л	4490	1620	1560	7,61(20-100) 9,57(20-500) 10,5(20-800)	-	-	169
ВТ14Л	4500	1650	1590	7,82(20-100) 8,73(20-500) 8,84(20-700)	0,501(100) 0,623(400) 0,993(800)	9,1 (25) 13,1(400) 18,2(800)	61
ВТ21Л	4470	1630	1550	8,5(20-100) 9,5(20-500) 10,5(20-900)	0,515(100) 0,675(400) 0,900(800)	7,9 (25) 12,1(400) 18,4(800)	170
ВТ1Л	4500	1670	1655	8,2(0-100)	0,525(20)	13,4(20)	106
иметь более высокую жаропрочность и сопротивление ползучести, чем
деформированный Усталостные характеристики отливок значительно
ниже, чем деформированного металла, причем снижение зависит не
только от величины зерна, но и от наличия микроскопической и
субмикроскопической пористости, неизбежно присутствующей в
отливках Одним из преимуществ титановых отливок является высокая
вязкость разрушения Kjc, величина которой нередко превосходит
значения для деформированного материала
Литейные свойства титана и его сплавов
Возможность применения фасонных отливок определяется
уровнем их механических свойств, который в свою очередь зависит от
литейных свойств - жидкотекучести, заполняемости, объемной и
линейной усадки.
Литейные титановые сплавы в соответствии с двойной диаграммой
состояния Т1-А1, на основе которой они разработаны, имеют небольшой
51
интервал кристаллизации - 50-80 С Дополнительное легирование V, Zr
не оказывает значительного влияния на эту величину Более широкий
интервал кристаллизации (рис 4.1) наблюдается при введении - Si, Мо,
Nb, W, Сг, Fe Но поскольку эти компоненты входят в промышленные
сплавы преимущественно в небольших количествах (0 2-3,0 %), их
о грицательное влияние на литеиные свойства невелико.
На рис 4.2 представлено изменение жидкотекучести двойных
сплавов титана с десятью основными ле1ирующими элементами
Увеличение интервала кристаллизации заметно ухудшает
жидкотекучесть сплавов С другой стороны, огромное значение для
жидкотекучести играет теплота кристаллизации чем она больше, тем
она выше. Поэтому вполне естественно повышение жидкотекучести при
введении алюминия, который увеличивает теплоту кристаллизации с 320
(чистый титан) до 430 кДж/кг (сплав Т1-10%А1) при незначительном
расширении интервала кристаллизации Олово, цирконий, молибден и
ниобии мало влияют на жидкотекучесть титана, а кремний, марганец,
медь и хром ухудшают ее пока не приближаются к эвтектическим
концентрациям, где она начинает расти
Рис.4.2. Влияние легирующих элементов на жидкотекучее! ь титана
При исследовании жидкотекучести сплавов ВТ1Л, BT5J1 ВТ9Л и
ВТ21Л показано, что наиболее высокой жидкотекучестью обладает
сплав ВТ5Л Это объясняется тем, что единственный легирующий
элемент - алюминий снижает вязкость жидкого металла и повышает
теплоту кристаллизации, что делает жидкий металл более текучим и
способствует лучшему заполнению формы Сплавы ВТ9Л и ВТ21Л
52
наряду с алюминием содержат другие легирующие добавки (Mo, Fe, Сг,
Si, Zr), которые расширяют интервал кристаллизации и увеличивают
вязкость жидкого металла Поэтому жидкотекучесть этих сплавов ниже
В ходе изучения зависимости вязкости титана от температуры
установлено, что при повышении температуры с 1690 до 2100 °C
вязкость титана снижается в семь раз (с 1,01 до 0,15 м2/с) Это должно
существенно повышать заполняемость формы. Однако использование
этого технологического фактора на практике ограничено из-за резкого
повышения химического взаимодействия расплавленного титана с
материалом формы, в результате чего в отливках возникают
поверхностные и внутренние дефекты (пригар, пористость)
Легирующие элементы по-разному влияют на процессы усадки 11а
рис 4.3 приведены графики влияния легирующих элементов на
линейную усадку, которая увеличивается с увеличением интервала
кристаллизации Линейная усадка литейных титановых сплавов
колеблется в пределах 0,85-1,2%, а объемная - 2,4-3,2%.
Рис.4.3. Влияние легирующих элементов ня линейную усадку титана
Структура титановых отливок
М жроструктура отливок титана и его сплавов аналогична
структуре отливок при кокильном литье других металлов и сплавов От
стенок кристаллизатора растут столбчатые кристаллы, а в центре
образуются равноосные зерна. Столбчатые кристаллы образуются из-за
направленного затвердевания, при этом у них имеется
преимущественная ориентировка - направление дендритного роста
совпадает для 0-фазы (ОЦК - решетка) с направлением <100>, а для ос-
фазы (ГПУ-решетка) с направлением < 1010>. Макрозерно фасонной
отливки мельче, чем у промышленного слитка, но крупнее, чем у
53
штамповки Это объясняется более быстрым охлаждением тонкостенной
отливки, чем массивного слитка Имеющиеся в литературе
представления о морфологии зерна в отливке сводятся к тому, что одно
зерно, выявляемое при анализе макроструктуры, формируется или на
базе одного полного дендрита, или на основе отдельных элементов
дендритов, объединенных определенным кристаллографическим
соответствием.
В настоящее время показано, что ни вибрацией, ни магнитным
полем не удается радикально измельчить зеренную структуру титановых
отливок. Па практике часто измельчение зерна достигают за счет
увеличения скорости охлаждения отливки Опыты показали, что для
титана это не дает большого эффекта
Одним из средств, влияющих на литую структуру титановых
сплавов, является модифицирование Введение небольших добавок
модификаторов может изменять основные параметры процесса
кристаллизации и влиять на структуру и свойства сплава. Для
установления возможности измельчения зерна титановых сплавов при
изготовлении фасонных отливок были проведены опыты по
модифицированию сплавов ВТ1Л и ВТ5Л редкоземельными элементами
La, Pr, Nd Но эффект от модифицирования невелик Наилучшими
модификаторами для сплавов ВТ5Л, ВТ6Л являются бор и карбид бора в
количестве 0,007 0,01 мае %. При их введении создается более
высокая, по сравнению с другими элементами, степень разориентировки
пластин а-фазы в микроструктуре и формируется более мелкое зерно
Макроструктура отливок становится более однородной Механические
свойства модифицированного сплава ВТ5Л повышаются прочность на
8-12%, удлинение на 16-20%, ударная вязкость не изменяется, предел
выносливости при консольном изгибе на базе 107 циклов возрастает на
60-70 МПа, а малоцикловая усталость при осевом симметричном
нагружении на базе 3*105 циклов повышается на 40-50 МПа. Величина
вязкости разрушения, несмотря на снижение, остается достаточно
высокой - на уровне 3650 МПа*мм , что значительно выше, чем для
деформированных сплавов. Модифицирование высоколегированных
литейных сплавов ВТ9Л и ВТ21Л не дало положительных результатов
Причиной может быть более мелкозернистая исходная структура, что
подавляет действие модификаторов
Микроструктура титановых отливок подобна микроструктуре
титановых штамповок, прошедших деформацию в P-области Главными
особенностями структуры отливок является крупнозернистость,
пластинчатая внут ризеренная структура а- и а+Р- сплавов и игольчатое
строение сплавов с термически нестабильной р-фазой.
Крупнозернистость является следствием малого изменения объема при
54
Р-а-превращении, что не вызывает измельчение зерна при фазовой
перекристаллизации, как в стали, из-за практического отсутствия
фазового наклепа
Представление о пластинчатой структуре в отливках а- и а+р-
сплавов дает рис 4.4. Ее образование происходит при достаточно
медленном охлаждении в ходе фазовой перекристаллизации Зарождение
а-пластин начинается по границам p-зерен, и по мере охлаждения
пластины растут внутрь зерна. В результате в зерне образуются пачки а-
пластин, ориентированных в одном направлении
Рис.4.4 Микроструктура литых сплавов титана: а- сплав ВТ1Л, б- сплав
ВТ5Л, в- сплав ВТ6Л, г- сплав ВТ23Л, хЮО
В двухфазных а+Р-титановых сплавах пластинчатое строение
обусловливается наличием p-фазы, сохраняющейся по границам а-
пластин. Природу границ в однофазных а-сплавах однозначно объяснить
невозможно Учитывая диффузионный характер р-»а+р-превращения,
можно ожидать получения неравновесных состояний и
концентрационных неоднородностей, обогащения границ а-пластин
55
примесями, по данным В М Воздвиженского и В С. Лясоцкой, в первую
очередь железом, что способствует сохранению по границам пластин 0-
фазы Кристаллографическая ориентировка а-фазы в_бывшем р-зерне
определяется соотношением Бюргерса (1 10)р//(0001)а и
[111]р//[11 20]ы. Плоскость разделав p-фазе, вдоль которой образуются
а-пластины, предположительно. {334} Более легированным сплавам
присуще более топкое внутризеренное строение Такая зависимость
толщины а-пластин от состава сплава, очевидно, связана с большой
концентрационной неоднородностью исходной p-фазы, а также с
уменьшением коэффициента диффузии по мере увеличения степени
легирования
Значительное увеличение скорости кристаллизации титановых
сплавов приводит к фиксации структур мартенситною типа или
типичных дендритных структур При фасонном литье в керамические
формы нередко наблюдается загрязнение кислородом и другими газами
поверхностных слоев отливок Это вызывает образование твердого
газонасыщенного слоя, затрудняющего мехобработку и снижающего
надежность отливок
Дефекты отливок и их устранение
Под дефектами отливок понимают нарушение химического
состава сплава, структуры, внутренние несплошности и т.д. 11ричина
нарушения химического состава определяется составом шихты и в
большинстве случаев связана с вовлекаемыми в нее отходами, которые
могут быть загрязнены отдельными кусками инородных материалов
(железо, графит и т п ) или быть отходами разных сплавов В этом случае
нарушение структуры сплава определяется отклонениями химического
состава С другой стороны, в применяемых в настоящее время литейных
титановых сплавах не отмечаются нарушения структуры, связанные с
формированием отливки Так, в литом сплаве T1-6A1-4V не наблюдается
ликвационных процессов, что объясняется относительно низким
перегревом, достигаемым при гарнисажной плавке и высокой скоростью
затвердевания
Внутренние несплошности на титановых отливках (раковины,
поры, рыхлости, засоры) выявляют с помощью рентгеноскопии Следует
отметить, что литые титановые сплавы обладают высокой
термстичностью и не обнаруживают течи вплоть до давлений,
приводящих к разрушению В исправлении дефектов большую роль
играет заварка дефектов, которая практически не снижает характеристик
статической прочности, характеристики усталости уменьшаются на 25-
30%.
56
В последние годы развивается применение процесса горячего
изостатического прессования (ТИП), в результате которого удается
ликвидировать некоторые внутренние несплошности титановых отливок
С этой целью применяют газостаты (рис 4.5) Залечивание дефектов в
процессе ГИЛ происходит в результате деформации и последующей
диффузионной сварки пор. В зоне залеченного дефекта образуется
структура, близкая к деформированному металлу, но значительно
мельче, чем структура основного металла отливки Такое сочетание
структуры в одной отливке оказывает положительное влияние на
механические свойства (см табл 4 5).
Рис.4.5. Схема газостата: 1 - рама; 2 - крышка, 3 - нагреватель, 4 -
обрабатываемая деталь, 5 - камера высокого давления
Таблица 4.5
Механические свойства, полученные на образцах до и после I ИИ
Марка сплава	Состояние образца	Механические свойства			
		<ув, МПа	8, %	46 % .	|	а,„ МДж/м2
ВТ5Л	Литые	834	19	27,7	0,6
	После ТИП	851	17,4	34,6	0,7
ВТ9Л	Литые	955	8,3	17,4	0,3
	После ТИП	986	10,4	20,3	0,4
ВТ20Л	Литые	906	9,2	20,5	0,5
	После ТИП	925	12,2	26.8		
57
Характеристика промышленных литейных тигановых сплавов
Наиболее технологичными и распространенными литейными
титановыми сплавами являются а- и псевдо-а- сплавы, которые
характеризуются хорошей свариваемостью и малочувствительны к
упрочняющей термической обработке Такое совпадение объясняется
сходством термических циклов сварки плавлением и охлаждения
отливки в форме В обоих случаях затвердевающий металл (а в случае
сварки и зона термического влияния) проходят широкую полосу
различных режимов охлаждения, которые могут вызвать охрупчивание,
если сплав чувствителен к закалке и старению Кроме того, термически
упрочняемые двухфазные сплавы содержат повышенное количество [3-
сгабилизаторов, расширяющих интервал кристаллизации, что ухудшает
литеиные свойства
Технический титан ВТ1Л получил распространение для
производства отливок коррозионно-стойкой арматуры химических
производств Он характеризуется невысоким уровнем прочности,
высокой пластичностью и ударной вязкостью, имеет хорошие литейные
свойства и отлично сваривается всеми видами сварки
Наиболее широко применяется сплав ВТ5Л, что обусловлено
высокими литейными свойствами, простотой получения из него отливок,
распространенностью и недефицитностыо алюминия как легирующего
элемента высокой пластичностью и вязкостью отливок Структура
сплава ВТ5Л представ юна крупными зернами а-фазы Предел
прочности отливок при 20 С составляет 700-900 МПа, предел текучести
630-750 МПа, 8* 6-13%, у=14-25%, KCU=0,3-0,7 МДж/м2. Сплав не
склонен к образованию горячих трещин, хорошо сваривается. Он
предназначен для фасонных отливок, длительно работающих при
температурах до 400 С. Недостаток его - невысокая гарантированная
прочность, а-сплав ВТЛ1 отличается от сплава BT5J1 большей
гарантированной прочностью (850 МПа). Структура ВТЛ1 представлена
зернами а-фазы и интерметаллидами кремния Сплав сваривается
Сплавы ВТ20Л и ВТ21Л более прочны, чем описанные выше
сплавы, но имеют меньшую пластичность и жидкотекучесть Структура
отливок из этих сплавов представлена крупными макрозернами с
пластинами а-фазы внутри них Сплавы свариваются Сплав ВТ20Л
может работать при температурах до 500°С и находит применение в
авиационной промышленности Сплав ВТ21Л склонен к образованию
усадочной рыхлости и в основном используется для отливки деталей
простой конфигурации
Сплав ВТ14Л по химическому составу отличается от сплава ВТ 14
большим содержанием алюминия и дополнительным легированием
58
железом и хромом Упрочняющую термическую обработку не
применяют из-за резкого снижения пластичности Литейные свойства
сплава ВТ14Л хуже, чем у ВТ5Л
Сплавы ВТЗ-1Л, ВТ9Л являются одними из наиболее прочных
литейных сплавов Структура отливок из ВТЗ-1Л, ВТ9Л в зависимости
от скорости охлаждения может быть представлена а, 0, а’-фазами
различной дисперсности. Сплавы характеризуются высокой термической
стабильностью и жаропрочностью Фасонные отливки из ВТЗ-1Л могул
работать длительно при температуре до 450 С, а из ВТ9Л - до 500 С Они
применяются для деталей авиационных двигателей, работающих при
повышенных температурах
Аналог сплава ВТ6Л в США - T1-6A1-4V является практически
единственным зарубежным литейным сплавом. ВТ6Л имеет среднюю
прочность, несколько выше, чем у ВТ5Л, и близкие с ним литейные
свойства Рекомендуется для изготовления отливок, работающих при
температурах до 400 С.
Наиболее высокопрочным литейным сплавом титана является
ВТ23Л При этом его жидкотекучесть и пластичность ниже, чем у ВТ5Л
и ВТ1Л Структура отливок из ВТ23Л в зависимости от скорости
охлаждения отливки может быть представлена а, 0, а”-фазами Сплав
характеризуется невысокой термической стабильностью и
жаропрочностью Фасонные отливки из ВТ23 могут работать длительно
при темперагуре до 450 С
К числу новых относятся высокопрочный псевдо-0-титановый
сплав ВТ35Л и жаропрочный ВТ18УЛ Положительным качеством
сплава ВТ35Л является его высокая прокаливаемость, что позволяет
сплаву закаливаться в вакуумной литейной установке непосредственно в
форме в период охлаждения литой детали После закалки в форме
прочность сплава находится в пределах 780-820 МПа, при этом
обеспечивается точность геометрических размеров отливки. После
газостатической обработки и старения при 500-550°С в течение 6-8 часов
сплав имеет весьма высокие механические и эксплуатационные
характеристики ои-1100-1250 МПа, 5 6%, V|/-16%, КСи=0,ЗМдж/м ,
о.]-450 МПа (nx 10 ) Кроме того ВТ35Л не имеет недостатка литейных
а- и пссвдо-а- сплавов - низкой усталостной прочности, не
превышающей 50 % от прочности деформированного металла, что
существенно ограничивает использование литейных а- и псевдо-а-
сплавов титана в высоконагруженных ответственных конструкциях
современного машиностроения Технологические свойства BT35J1
находятся на уровне сплава ВТ20Л Сплав предназначен для
изготовления высоконагруженных деталей
59
Жаропрочный псевдо-а-титановый сплав ВТ18УЛ имеет высокие
показатели механических свойств при повышенных температурах и
применяется для производства литых деталей турбин, крыльчаток,
работающих при температуре до 550 С Сплав термически стабильный
Литейные свойства хорошие, показатели жидкотекучести и
заполняемости на уровне сплава ВТ20Л
Кроме высокопрочных сплавов, разрабатываются
интсрметаллидные литейные сплавы для получения сложных
тонкостенных деталей типа крыльчаток, применительно к температурам
600-800 °C - ВТИ-1 (Ti-14,5Al-22Nb-l,5Zr-0,25Si) на базе Ti3Al и y-TiAl
(Ti-34Al-5Al-5Nb-2Cr).
Термическая обработка литейных титановых сплавов
Термическая обработка литейных титановых сплавов в основном
включает только отжиг. Для снятия остаточных напряжений применяют
два вида огжига - неполный при 600’С для всех сплавов и полный при
750°С - сплавы ВТ14Л, ВТ23Л, при 800 С для сплавов ВТ1Л, ВТ5Л,
ВТ6Л, ВТ20Л, ВТ21Л, ВТЗ-1Л, ВТЛ1, и при 940 С для сплава В19Л .
Полный отжиг проводят в инертной атмосфере, чтобы предотвратить
окисление поверхности отливок, неполный можно проводить в печах с
воздушной средой
При полном отжиге остаточные напряжения снимаются
практически полностью, а при неполном примерно на 70° о. Это
позволяет применять неполный отжиг для большинства несложных
отливок. В то же время мелкие отливки и отливки из сплавов ВТ1Л и
ВТ5Л, как правило, отжигу не подвергаются из-за невысоких остаточных
напряжении в однофазной структуре
Упрочняющую термическую обработку для отливок обычно не
применяют Эго связано с низкой пластичностью литых сплавов в
термически упрочненном состоянии, что свойствешю металлу с
перегретой структурой Исправить такую структуру обычной
термической обработкой не удается Исключением является сплав
ВТ35Л, который подвергают старению при температуре 500 С в течение
8-16 часов.
В настоящее время начинает использоваться термоциклическая
обработка (ТЦО) для измельчения литой структуры. Термоциклической
обработкой следует считать процесс термического воздействия,
осуществляемого посредством непрерывного изменения температуры и
сопровождающегося многократными структурными и фазовыми
превращениями в материале при нагревах и охлаждениях При ТЦО в
металле возникает термонаклеп - микродеформация зерен от
структурных и термических напряжений. Для литых титановых сплавов
применяется обычно ТЦО, основанная на полиморфном р-а(а’, а”)-
60
превращении В то же время есть данные о использовании фазового
превращения р-T13AI и наклепа за счет a(0)-y (TtH2) - превращения при
обратимом легировании сплавов водородом
Для титановых сплавов в отличие 01 сталей скорости Haipeea и
охлаждения при ТЦО могут быть невысокие. Например, снижение
скорости нагрева с 3,3 до 0,3 С (нагрев в печи) при ТЦО для сплава
Ti-6-4 и с 2,2 до 0 7 С/с для сплавов ВТЗ-1 и ВТ9 привело к наиболее
существенному изменению структуры и улучшению механических
свойств Выдержка при высоко температурной ступени нагрева в ходе
ТЦО должна быть минимальной, но достаточной для перевода сплава в
соответствующее фазовой состояние Увеличение времени выдержки
приводит к релаксации микронапряжений и интенсивному росту зерна
Оптимальное число циклов при ТЦО титана составляет от 5 до 15 При
меньшем числе циклов фазовые и структурные превращения протекают
неравномерно в объеме зерен, а при большем числе циклов возможно
необратимое формоизменение и образование трещин
Большинство исследователей установило, что в результате ТЦО
изменяйся зеренное и внутризеренное строение титановых сплавов В
результате ТЦО в литых титановых сплавах T1-6A1-4V и ВТ9Л вместо
грубопластинчатой видманштеттовой структуры получили относительно
равноосные зерна а-фазы Наблюдали эффект измельчения зерна в
литых сплавах ВИЛ, ВТ5Л, ВТЗ-1 Л после ТЦО с многократным
ускоренным индукционным способом и в расплавах солей до верхнего
интервала температур а+0- или Р- области с кратковременной
выдержкой (1-30 с) с последующим резким охлаждением После ТЦО
проводили рекристаллизационную обработку с быстрым нагревом в
a-области для ВГ1Л и в P-области для сплавов Это позволило
уменьшить размер зерна в 10 раз.
В настоящее время показано, что путем 1 ЦО можно повысить весь
комплекс механических свойств титановых отливок Несмотря на эго,
ТЦО титановых отливок практически не используется из-за
технологических трудностей ТЦО в обыкновенных печах и сильного
газонасыщения поверхностных слоев при многократном
высокотемпературном нагреве в ходе ТЦО Эти недостатки могут быть
уменьшены при использовании специальных способов нагрева
электроконтактный ТВЧ и другие).
Применение литейных титановых сплавов
Применение титановых отливок основано на использовании
высокой удельной прочности, коррозионной стойкости, немагнитности и
других показателей, влияющих на работоспособность конструкций
Титановые отливки широко используют в авиационном и ракетном
двигателестроении для деталей типа корпусов и крыльчаток, разного
61
рода кронштейнов, а также большого количества различных мелких
арматурных деталей, изготовление которых из прутков путем
механической обработки трудоемко и связано с большими потерями
металла в стружку
Основной номенклатурой отливок титана для химической
промышленности, гидрометаллургии черной и цветной металлургии и
других отраслей машиностроения, имеющих дело с агрессивными
технологическими средами и реагентами, является арматура и
крыльчатки центробежных насосов для перекачки химически активных
жидкостей и газов
Титан и ею сплавы обладают хорошими декоративными
свойствами, напоминая по цвету никель или старое серебро, и поэтому
являются благодарным металлом для художественного литья и
ювелирных изделий
Титан обладает превосходной коррозионной стойкостью при
стерилизации кипячением, не разрушается в желудочном соке,
жидкостях человеческого организма, физиологических растворах, что
позволяет его использовать в ортопедии и других областях медицины
Отливки из титана и его сплавов применяют и в зубопротезной практике
ПОРЯДОК ВЫПОЛНЕНИЯ РАБОТЫ
Исходя из заданных преподавателем эксплуатационных
характеристик литого изделия, провести
•	выбор сплава, максимально соответствующего заданным
требованиям;
•	разработку технологического режима литья
•	анализ возможных методов повышения свойств и качества
отливки, включая термическую обработку;
•	описание структуры после литья и термической обработки
ТРЕБОВАНИЯ К ОТЧЕТУ
В отчете должны быть приведены название и цель работы,
обоснован выбор литейного титановою сплава и режима термической
обработки для получения заданного комплекса свойств, приведено
описание структур после литья и термической обработки, выводы
62
5. ЖАРОПРОЧНЫЕ ТИТАНОВЫЕ СПЛАВЫ
Цель работы: Ознакомиться с основными типами структур,
которые необходимо получить в жаропрочных сплавах титана для
реализации требуемого комплекса свойств и научиться обрабатывать
сплавы на соответствующую структуру; используя справочные данные
научиться выбирать соответствующий режим термической обработки
конкретного сплава для работы в заданных температурных условиях.
ТЕОРЕТИЧЕСКАЯ ЧАСТЬ
Принципы легирования жаропрочных сплавов т и гана
Жаропрочность - это способность металлов и сплавов работать под
напряжением в условиях повышенных температур без заметной
остаточной деформации и разрушения Главной проблемой создания
жаропрочного материала является требование сохранения высоких
прочностных свойств с повышением температуры при
удовлетворительной пластичности в широком интервале температур.
Достижение этих требований возможно только при создании термически
стабильных структур В качестве жаропрочных принято использовать
малолегированные по 0-стабилизаторам двухфазные (а+0)- и псевдо-а-
сплавы
Термическая стабильность двухфазной структуры определяется
значениями коэффициентов диффузии легирующих элементов, энергией
межфазных границ раздела и шириной области гомогенности твердого
раствора, на базе которого создан сплав Чем меньше все эти параметры,
тем больше термическая стабильность сплава и тем самым выше
характеристики жаропрочности. Кроме того, необходимо учитывать
эффекты дисперсионного упрочнения и размер зерна
высокотемпературной матрицы Рассмотрим возможности управления
этими параметрами применительно к жаропрочным сплавам на основе
титана
Титан имеет относительно высокую темпера гуру плавления
(1668°С), и с общих позиций можно было бы предполагать его
относительно высокую жаропрочность. Многие авторы влияние
легирования на жаропрочные свойства объясняют, исходя из прочности
химической связи чем сильнее эти элементы повышают силы связи, тем
больше жаропрочность сплава. О силах связи косвенно судят по
характеристической температуре и величине среднеквадратичных
отклонений атомов от положения равновесия в решетке. Однако, его
характеристики жаропрочности невысоки по сравнению со сплавами на
никелевой основе или даже легированными сталями с ферритной или
аустенитной матрицей Такое противоречие связано с наличие у титана
63
полиморфного превращения при относительно низкой температуре -
882°С, благодаря которому силы связи, определяющие диффузионную
подвижность малы
Исследования жаропрочных сплавов, которые интенсивно
проводились в нашей стране и за рубежом в 60-80 годы нашего столетия,
позволили показать, что необходимым условием для создания высокою
сопротивления ползучести при повышенных температурах является
использование в качестве основы а-фазы, в достаточной степени
упрочненной легированием твердого раствора Наиболее перспективным
считается введение в a-твердый раствор элементов, которые расширяют
область его существования и повышают температуру полиморфного
превращения. К таким элементам в первую очередь относятся
алюминий, который существенно увеличивает силы связи в а-твердом
растворе и способствует росту с/а а гексагональной плотноупакованной
решетки с 1,587 для нелегированного титана до 1,593 при 6 мае %
алюминия. Увеличение da уменьшает возможность призматического и
пирамидального скольжения и тем самым тормозит развитие процессов
разупрочнения
Кроме того, жаропрочность повышают добавки олова, циркония и
галлия Влияние олова, циркония и алюминия на жаропрочность
показано на рис 5 I
7000
| 800
fl) fl)
о з 600
£ s
5 §	400
0) 3
Q- E
о 200
-*-Ti	-*-Ti+3,5%AI
-»-Ti+7,2%AI	-o-Ti+13 8%Sn
-•-Ti+11%Zr	-Ti+21 %Zr
Рис. 5.1. Температурная зависимость прочности бинарных титановых сплавов
по сравнению с прочностью титана технической чистоты
64
Видно, что повышение прочности при комнатной температуре
больше всего у сплава, легированного оловом Кроме того, олово
увеличивает прокаливаемость сплавов, может входить в состав
интерметаллидных фаз и способствует повышению вязкости С
повышением температуры испытаний выше 400°С наиболее высокая
прочность наблюдается у сплавов с повышенным содержанием
алюминия, что обусловлено образованием сверхструктурной фазы T13A
(а2-фазы). Эта фаза вызывает охрупчивание сплавов при низких
температурах и поэтому необходимо правильно назначать режимы
обработки сплава, которые обеспечивали бы либо ее отсутствие, либо
соответствующее распределение частиц, не оказывающее
катастрофического влияния на пластические характеристики. Цирконий
в сплавы вводят, главным образом, для повышения жаропрочности
твердого раствора, и хотя он не является существенным упрочнителем
матрицы, но увеличивает прокаливаемость и модифицирует структуру
Добавка циркония в меньшей степени повышает жаропрочность, чем
соответствующая добавка алюминия
Еще более перспективным является многокомпонентное
легирование Так, например, жаропрочность тройных сплавов титан-
цирконий-олово существенно выше, чем двойных В работах ВИАМ
было показана перспективность еще более сложного легирования
Однако в большинстве случаев предельное количество а-стабилизаторов
все-таки стараются ограничить по алюминиевому эквиваленту,
предложенному Розенбергом
%Al+%Sn/3+%Zr/6+10%(02 +С + 2N) < 9 мас.%.
для предотвращения выделения частиц а2-фазы
Кремний же является 0-стабилизатором, но он достаточно
интенсивно растворяется и в a-фазе. Кремний, как легирующий элемент,
вводят в жаропрочные сплавы титана для снижения скорости ползучести
за счет образования скоплений атомов кремния на дислокациях
Возможности улучшения характеристик двигателей с
использованием однофазных a-сплавов существенно ограничены В
настоящее время только сплав ВТ5-1 (Ti-5Al-2,5Sn) находит свое
применение в промышленности Сопротивление ползучести и прочность
у этого сплава сохраняются примерно до 300°С В этой связи внимание
разработчиков привлекли сплавы, которые, наряду с ос-стабилизатором
алюминием и «нейтральными» элементами оловом и цирконием,
содержат некоторое количество 0-стабилизаторов молибдена, ниобия,
кремния и др
Работами многих авторов показано, что для создания высокого
сопротивления ползучести при высоких температурах необходимо,
65
наряду с легированной основой - a-фазой, иметь некоторое кошчество
стабильного 0-твердого раствора, в который введены атомы с низкой
диффузионной подвижностью Как следствие этого, в качестве
жаропрочных преимущественно используют псевдо-ос- и двухфазные
(а+0)- сплавы с относительно низким коэффициентом ^-стабилизации
(менее 0,5)
Для создания низкой диффузионной подвижности атомов в
качестве легирующих элементов для титановых сплавов используют
элементы с высокой температурой плавления цирконий, ниобий,
молибден, вольфрам и тантал Однако все они, в том числе и аналог
титана - цирконий, при малых концентрациях стабилизируют 0-фазу,
которая не отличается повышенной термической стабильностью из-за
большого числа систем скольжения, свойственных ОЦК твердым
растворам Поэтому считается, что предельная концентрация 0-
стабилизаторов для жаропрочных сплавов не превышает 4-х % по
молибденовому эквиваленту (двухфазные сплавы), а для работы при
температурах выше 500°С - не более 2-х эквивалентных процентов ио
молибдену (псевдо а -сплавы). Целесообразность введения 0-
стабилизаторов обусловлена тем, что создавая при термической
обработке продукты превращения с большим количеством межфазных
границ удается уменьшить длину свободного пробега дислокаций и тем
самым повысить прочностные характеристики сплава. Кроме того,
присутствие 0-фазы повышает деформируемость сплавов.
В таблицах 5 1 и 5.2 представлены марки титановых жаропрочных
сплавов, которые находят применение в авиационных двигателях
различных стран, а также их механические свойства. Анализируя
составы О1ечсственных и зарубежных жаропрочных сплавов нетрудно
заметить, чго большинство из них содержит в своем составе алюминий,
цирконий, олово и кремний, а в качестве основного 0-стабилизатора
используют молибден, реже ванадий и ниобий
Титановые сплавы используются для изготовления дисков,
рабочих и направляющих лопаток вентилятора и компрессора, иногда
кожуха компрессора При этом при работе до температуры 550°С
предпочтительнее использование двухфазных сплавов, которые
обладают более высокой прочностью в холодном состоянии, а при
необходимости работы при температурах до 600°С наиболее
предпочтительны псевдо а-сплавы.
Так как различные титановые сплавы проявляют свои
преимущества по свойствам в разных температурных диапазонах, то при
проектировании двигателя и подборе марки сплава для дисков и лопаток
компрессора необходимо выбирать сплав с лучшим комплексом
66
функциональных характеристик в конкретном рабочем температурном
интервале. С точки зрения Р Е.Шалина и В М Ильенко жаропрочные
сплавы следует разделить на следующие группы
	сплавы для изготовления деталей вентилятора и компрессора низкого
давления (до температур 300-350°С) ВТ6, ВТ22, Т16-4, Т16246, Ti-17;
	сплавы для производства деталей компрессора высокого давления
(для температур до 450-500°С) ВТ8-1, ВТ9, T16242S, IMI550, IMI685,
	сплавы, предназначенные для изготовления деталей компрессора
высокого давления (для температур до 550°С) ВТ25у, IMI829, IMI834
	сплавы для изготовления деталей, работающих до температуры 600°С
ВТ18у, IMI829,1MI834
При этом сплавы одной группы имеют близкий уровень прочности,
что дает возможность их сопоставление сплавов между собой в пределах
своей группы Однако, такое деление не учитывает различный фазовый
состав сравниваемых сплавов и поэтому его нельзя использовать, как
универсальное, хотя оно и удобно для первоначального сравнения
используемых сплавов
Таблица 5.1
Химический состав жаропрочных титановых сплавов
Марка	Основные компоненты, мас.% (основа - Ti)						
сплава	Al	Sn	Zr	Мо	V	Si	Прочие
Отечественные титановые сплавы							
ВТЗ-1	5,5-7,0	-	-	2,0-3,0	-	0,15-0,40	Сг 0 8-2,0
ВТ8	5,8-7,0	-	-	2,8-3,8	-	0,20-0,40	Fe 0,2-0,4-
ВТ8-1	5,8-6,8	0,4-1,5	0,5-1,5	2,8-3,8	-	0,10-0,25	-
ВТ8М	5,2-5,8	-	-	3,5-4,5	-	0,10-0,30	-
ВТ8М-1	4 8-6,0	0,3-1,5	0,3-1,5	3,5-4,5	-	0,08-0,25	Сг 0,5-1,5
ВТ9	5,5-7,0	-	1,5-2,5	0.5-2.0	0,8-2,5	0,10-0,30	-
ВТ25у	6,0-7,0	1,0-2,5	3,0-4,5	3,5-4,5	-	0,10-0,25	W 0 4-1,5
ВТ25	6,2-7,2	0.8-2,5	3,5-4,5	1,5-2,5	-	0,10-0 25	W0.5-1.5
ВТ18у	6,2-7,2	2,0-3,0	3,5-4,5	0 4-1,0	-	-	Nb 0,5-1,5
Зарубежные титановые сплавы							
Ti6242S	5,5-6,5	1 8-2,2	3,5-4,5	1,8-2 2	-	0,10	-
Ti6246	5,5-6,5	1,8-2,2	3,5-4,5	5,5-6,5	-	-	FezO, 15
Ti-17	4,5-5,5	1,6-2,4	1,6-2,4	3,5-4,5	-	-	Сг 3,5-4,5
Ti81 ]	7,5-8,5	-	-	0,8-1,2	0 8-1,2	-	-
IM1318	5,5-6,75	•	3,0-4,5	3,5-4 5	3,5-4,5	•	-
1M155O	3,0-5,0	1,5-2,0	-	3,0-5,0	-	0,30-0,70	-
1MI685	5,7-6,3	-	4,5-6,0	0,3-0,8	-	0,15-0,30	Nb 0,7-1,3
1M1829	5,2-5,7	3,0-4,0	2,5-3,5	0,2-0,4	-	0,20-0,60	Nb 0,5-1,0
1M1834	5,5-6,1	3,0-5,0	3,0-5,0	0,3-0,8	-	0,20-0,60	С 0,04-0,08
67
Таблица 5.2
М еха н и ческие свойства жаропрочных титановых сплавов
сплав	Механические свойства при 20 С			Отношение временного сопротивления при различных температурах к временному сопротивлению при 20 С					
	О», МПа	8,%	у,%	100°С	200°С	300"С	400°С	500пС	600°С
О । ечественные титановые сплавы									
ВТЗ-1	1060	14	40	0.91	0 84	081	0 74	0 65	-
ВТ8	1060	14	40	091	0 85	0.80	0 74	0 68	-
ВТ8-1	1070	13	35	091	0.82	0.78	0 75	0 70	-
ВТ8М-1	1060	14	40	0.91	0 82	0 76	071	0 67	-
В19	1110	13	35	0 92	0 86	0 81	0.75	0 70	-
ВТ25у	1160	12	30	0 92	0 85	0 82	0 77	0 74	0 56
ВТ18у	990	И	30	0 94	0.86	081	0 73	0 71	0 60
Зарубежные титановые сплавы									
T16242S	980	14	35	0 92	082	0 76	0 73	0 68	-
Т16246	1230	13	30	0 94	0 87	0 83	081	0 74	-
Ti-17	1170	12	25	091	0 84	0 83	075	-	-
IM1829	1010	13	30	0 89	0 80	0.73	0 68	0.66	-
До последнего времени для сплавов, используемых в авиационных
двигателях, требовали следующий комплекс служебных свойств
1	Высокая кратковременная и длительная прочность во всем
интервале рабочих температур При этом максимальные требования
временное сопротивление при комнатной температуре более 1200 МПа,
кратковременная и 100-часовая прочность при 500°С - более 650 МПа,
2	Удовлетворительные пластические и вязкостные свойства при
комнатной температуре относительное удлинение 10%, ударная
вязкость - более 0 3 МДж/м2;
3	Термическая стабильность сплав не должен охрупчиваться
после воздействия температур и напряжений, в условиях, заданных
конструктором, в течение времени, соответствующего максимальному
заданному ресурсу работы двигателя;
4	. Высокое сопротивление усталости при комнатной и высоких
температурах предел выносливости гладких образцов при комнатной
температуре должен составлять не менее 45% прочности, а при 400°С -
более 50% при соответствующей температуре;
5	. Высокое сопротивление ползучести остаточная деформация за
100 ч Не должна превышать 0,2% при температуре 500°С и напряжении
400 МПа
68
Эти требования должны значительно возрастать при увеличении
рабочих температур и ресурса работы двигателя до 2000...6000 часов ,
что реализуется в настоящее время в современных самолетах
Термическая обработка и структура жаропрочных сплавов титана
Помимо химического состава огромную роль в формировании
комплекса служебных свойств играет термическая обработка сплава К
числу основных требований, предъявляемых к жаропрочным сплавам,
относится сопротивление ползучести До середины 70-х годов
термообработку сплавов осуществляли в (а+|3)-области, однако
требование улучшения сопротивления ползучести привело к 13-
обработке, в результате которой возникает двухфазная пластинчатая
(иногда игольчатая) структура, обеспечивающая повышение
сопротивления ползучести
Однако, подобная обработка не обеспечивает высокой
пластичности в холодном состоянии и, главное, сопротивление
усталости. Предел усталости сплавов выше после обработки в
двухфазной области, когда в сплавах формируется глобулярная
структура Противоположное влияние указанных факторов на свойства
привели к созданию режимов обработки для получения глобулярно-
пластинчатой (бимодальной) структуры, которая имеет наиболее
благоприятное сочетание анализируемых свойств. Однако, в тех случаях,
когда необходимо применять сплавы при максимально возможных
температурах, наиболее предпочтительна пластинчатая структура,
уровень жаропрочности которой несколько выше, чем у глобулярно-
пластинчатой структуры
Для достижения требуемого комплекса служебных свойств после
создания исходной двухфазной структуры необходимо провести
упрочняющую обработку при которой выделяется вторичная a-фаза, а в
некоторых случаях и интерметаллиды При выделении интерметаллидов
упрочнение должно быть дисперсионным Основными
интерметаллидами, которые могут выделяться в жаропрочных сплавах,
являются алюминиды и силициды титана и (или) циркония
Выделение алюминида титана Т1зА1 (аг-фаза) осуществляется
равномерно по телу зерна а-фазы и является следствием упорядочения
Частицы аг-фазы интенсивно блокируют движение дислокаций и
способствуют повышению сопротивления ползучести, но обусловливают
хрупкость при низких (комнатных) температурах При этом выделение
упорядоченной аг-фазы приводит к росту жаропрочности в сплавах с
пластинчатой структурой системы титан-алюминии и не повышает
жаропрочность сплава с глобулярной структурой
69
Считается, что такие элементы, как молибден, ванадий, ниобий,
имеющие небольшую растворимость в а-титане, в сплавах титана с
алюминием блокируют процесс упорядочения и уменьшают
охрупчивание сплавов При изучении образования аг-фазы в титановых
сплавах с алюминием было установлено, что введение циркония
уменьшает растворимость алюминия в а-титане, и (3-стабилизаторы типа
ванадия, молибдена, ниобия несколько увеличивают ее На основании
электронного строения аг-фазы, делается общий вывод, что элементы
увеличивающие отношение осей с/а гексагональной решетки (например,
цирконии) в сплавах Ti-Al-Ме, уменьшают растворимость алюминия в а-
титане, а элементы с валентностью z > 4 (V, Mo, Nb) увеличивают ее. В
этих работах, в основном, в сплавах Ti-Al оценивалось влияние
небольших добавок третьего элемента на смещение границы
существования а <-» а+аг - фазовых областей
Силициды в промышленных сплавах титана образуются по
эвтектоидной реакции: [3—>а интерметаллид. Однако эвтектоидное
превращение далеко не всегда благоприятно сказывается на свойствах
жаропрочных сплавов и поэтому на практике целесообразно избегать
развитие эвтектоидной реакции либо за счет соответствующей
термической обработки, либо за счет уменьшения концентрации этих
элементов В настоящее время установлено, что силициды способствуют
понижению технологической пластичности и обусловливают снижение
уровня жаропрочности.
Для более глубокого анализа роли кремния в сплавах титана
рассмотрим диаграммы состояния Ti-Si и Zr-Si. На рис.5 2 представлены
диаграммы состояния титан-кремний и цирконий-кремний. Кремнии
растворим в (3 -фазе титана до 3 вес.% при температуре 1330°С и очень
мало в a-фазе (до 0,4% при температуре 860°С).
При температуре 1330 С и содержании кремния 8 5°о образуется
эвтектика p+TisSh, а понижение температуры до 860°С сопровождается
эвтектоидным превращением, причем концентрация кремния в
эвтектоиде 1,1%. Силицид T15S13 относится к структурному типу D88,
типичным представителем которого является Mn5Si3 , и имеет
гексагональную решетку с параметрами: а = 0 7448 нм, с = 0,5114 нм, с/а
= 0,6866 В некоторых сплавах формирование такого силицида
наблюдали при распаде а’-мартенсита. В этом случае частицы
зарождаются на дислокациях и растут в виде стержней
При температуре 1170°С протекает перетектоидная реакция
P+T15S13->ThSi Силицид TnSi имеет тетрагональную решетку с
параметрами а=1,003 нм, с=О,517 нм, с/а=0,515 Такие силициды были
обнаружены в сплавах системы титан-ванадий-кремний при кремния
70
Диаграмма состояния системы Ti-Si
Температура,
о
о
2400 oonn		 - 1		05 I I	1	7!					
2000 1800	1687 \ \ \	X		—		k* T /•/	_2120 1760		 V	<4				
1600 1400		• / /		I I 1	—	1490	._v	rr	><o			—	
	я\		. /	1330	t — J					1330	*	
1200 1 0)	1			1. 1 1			—					
			~86O	1							
800 600		-		1 1 1 	L_								  —
О 10	20	30	40	60	60	70	80	90	100
Ti	Содержание кремния ат %	Si
Диаграмма состояния системы Zr-Si
Содержание кремния, ат.%
Zr
Si
Рис.5.2. Диаграммы состояния Ti-Si, Zr-Si
71
около 1ат.°о в основном по границам зерен В этом случае ванадий
частично заменяет титан и силицид описывается структурной формулой
(Ti,V)3Si Однако такой силицид является неустойчивым и он в
присутствии кислорода и углерода диссоциирует на твердый раствор
титана и Ti Si-» По данным других авторов силицид (Ti V)3Si
превращается в (Ti,V)xSiy, который дополнительно упрочняет сплав по
механизму дисперсионного твердения
Несмотря на то, что цирконий, яв 1яясь аналогом титана, казалось
бы нс должен оказывать заметного влияния на выделение частиц, в том
числе и силицидов, в сплавах на основе титана на практике его атомы
играют заметную роль Это в первую очередь обусловлено положением
циркония в периодической системе элементов: так как валентные
электроны в атоме циркония слабее связаны с ядром, то их
обобществление при образовании силицида происходит более легко, чем
для атома титана. Кроме того, легирование титановых сплавов
цирконием сдвигает растворимость кремния в титане к меньшим
концентрациям и, например, введение 3% циркония уменьшает
растворимость с 0,40% до 0,15% при одновременном повышении
эвтектоидной температуры с 860 до 940 .970°С
В сплавах системы титан - цирконий - кремний преимущественно
выделяются силициды типа (Ti,Zr)sSi3 , которые в литературе
обозначают Si и они аналогичны вышеописанному TisSi3, но с частичной
заменой агомов гитана на атомы циркония Растворимость циркония в
этом сиэициде составляет 9 ат.%. По мере увеличения длительности
термической обработки этот силицид обогащается атомами циркония и
трансформируется в силицид (Ti,Zr)6Si3, который имеет гекса! ональиую
решетку с параметрами а=0,700, с=0,360 нм и относится к
пространственной группе Р6 inmm. Этот силицид принято обозначать Si
В том случае, когда в сплаве присутствует повышенное содержание
циркония возможно образование силицида не с гексагональной, а с
тетрагональной решеткой, который принято обозначать S3. Этот силицид
имеет структурную формулу (Ti,Zr)2Si и наблюдался в сплавах типа
ВТ25у и ВТ18у Исходя из стехиометрии анализируемых частиц, можно
утверждать, что элементом, контролирующим скорость образования
силицидов будет кремний, а тип формирующейся чащицы - цирконий
В промыт юнных сплавах атомы кремния в силицидах частично могут
заменяться атомами алюминия, олова и элементами внедрения типа
углерода, азота и кислорода.
Известно, что при образовании силицидов происходит объемное
сжатие решетки Такое сжатие вызывает в силициде большие
растягивающие напряжения, которые представляют угрозу
механической стабильности материала Величина этих напряжений
72
толщине а-пластин и одного из вертикальных рядов шкалы 4 Путем
сравнения анализируемой структуры с эталонами этого вертикального
ряда находят эталон-аналог и по табл.3.1 - соответствующую ему
объемную долю первичной а-фазы (светлые участки на эталонах) Для
однородных по размеру а-пластин соотношение площадей, занятых
светлыми и темными участками на эталонах, характеризует
количественное соотношение первичной а- и смеси вторичной а-фазы и
остаточной p-фазы в исследуемом образце.
Размер вторичной а-фазы Для оценки размеров колонии и
толщины пластин вторичной а-фазы используют эталонные шкалы 2 и 3
(рис 3 4 и 3 5 соответственно) Рекомендуется пользоваться увеличением
не менее х500
Определение параметров переходной структуры
Размер зерен ft-фазы Величину деформированных p-зерен (Dp) ,
когда они различимы в структуре, и величину рекристаллизованных
зерен оценивают по шкале 1 (рис 3.3) и табл 3.1.
Размер a-колоний В этом случае структура отличается от
пластинчатой искаженной формой а-пластин они могут быть изогнуты,
деформированы, часто сфероидизированы, но и при значительной
сфероидизации они, как правило, различимы. Размер a-колоний в
структуре этого тина определяют аналогично структуре пластинчатого
типа (шкала 2 - рис.З 4) Толщина а-пластин оценивается так же, как и
для пластинчатой структуры (шкала 3 - рис 3.5).
Степень сфероидизации а-пластин оценивается по шкале 5
(рис 3 7), которая содержит три вертикальных ряда для наиболее
характерных разновидностей переходной структуры ряд А - размер а-
колоний 10-12 мкм, толщина а-пластин 1 мкм, ряд Б, В - размер а-
колоний 15 и 50 мкм соответственно и 2 мкм толщина а-пластин.
Каждый из вертикальных рядов содержит 5 эталонов с разной степенью
сфероидизации что соответствует количеству сфероидизированной а-
фазы в процентах от общего количества первичной а-фазы (см
табл 3 1)
Объемная доля первичной а-фазы Если степень ее
сфероидизации оценивается баллами 1, 2 шкалы 5 (рис 3.7), то
количество первичной а-фазы определяют как для пластинчатой
структуры (шкала 4 - рис.З 6) Если степень сфероидизации оценивается
баллами 3, 4, то для количество первичной а-фазы определяют по шкале
6 (рис.3.8) и табл.3.1 На шкале 6 первичная а-фаза - светлая Для
структуры с 5-м баллом степени сфероидизации количество первичной
а-фазы оценивают так же, как для глобулярной структуры (шкала 7 -
рис.З 9).
37
зависит от металла, образующего силицид и от соотношения кремния и
этого металла. Кроме того, уровень напряжений определяется
термической обработкой материала Считается, что основной причиной
возникновения напряжений в силицидах является взаимодействие
атомов металла и кремния, которое приводит к изменению объема
(сжатию решетки) на 15-30%. Для силицидов коэффициенты линейного
расширения значительно выше, чем для металлов и кремния и эти
различия может обусловливать наблюдаемые напряжения Так, если для
дисилицида титана коэффициент линейного расширения 12,5*10“6С *, то
у титана -8,5*10 Са у кремния - 3,0* Ю^С1. Как следствие этого с
повышением температуры уровень напряжений снижается
В некоторых работах выясняли роль силицидов в формировании
механических свойств сплавов. Так для сплава IMI685 показано, что
образование частиц в процессе старения после закалки сопровождается
резким падением п ластичности. При этом наблюдается незначительное
повышение предела текучести при одновременном уменьшении
временного сопротивления. Силициды выделяются по границам
мартенситных пластин и меняют характер разрушения сплава. Зак в
сплаве Ti-6AI-2Sn-2Zr-lMo с добавками кремния установлено, что в
сплавах с кремнием на поверхностях разрушения наблюдаются
относительно гладкие и плоские фасетки, в то время как в сплаве без
кремния изломы характеризуются грубой поверхностью с гребнями
среза. Такой характер разрушения можно объяснить наличием
силицидных частиц, которые заклинивают плоскости скольжения и
обусловливают малую энергоемкость разрушения.
Так как в жаропрочных сплавах титана большую роль в
повышении характеристик длительной прочности играют выделения аг-
фазы, то необходимо проанализировать закономерности ее образования
в сплавах при наличии кремния. Авторами ряда работ установлено, что
выделения силицидов в a-фазе препятствуют последующему
образованию упорядоченной фазы ТцА1 и дем самым, понижают
жаропрочность сплавов В тех случаях, koi да силицидные частицы
наблюдали в 0-фазе такого влияния не обнаруживали
Показано формирование грубой видманштеттовой структуры в
сплаве 1MI829 при замедленном охлаждении от 1050°С (с печью и на
воздухе), ее измельчение при увеличении скорости охлаждения от этой
температуры (в мае ie и в воде) и образование при охлаждении от 975°С
мартенситной структуры с выделениями интермезаллидов, содержащих
кремний Наилучшее сочетание характеристик прочности и
пластичности получено после быстрого охлаждения сплава от 975°С
Скорость охлаждения не оказывает заметного влияния на характер
разрушения, прохо 1ящего во всех случаях по скоплениям микропор на
73
границах раздела фаз Проведение дополнительною старения при 625°С
после обработки в 0-области показало выделение силицидных частиц
(S2) эллипсоидальной формы, размеры которых зависят от скорости
охлаждения минимум 0,075 мкм после закалки в воде, максимум после
охлаждения с печью 0,5 мкм При медленном охлаждении с псчыо в
состаренном сплаве в структуре а-фазы обнаружены выделения Ti3Al на
участках, близких к межфазным границам Старение закаленного в воде
и масле сплава приводит к некоторому повышению прочностных
характеристик и практически не влияет на эти свойства после
охлаждения на воздухе или в печи. Во всех случаях старение приводит к
понижению пластичности, причем особенно после охлаждения в воде
или масле
ПОРЯДОК ВЫПОЛНЕНИЯ РАБО IЫ:
1	Получить у преподавателя задание по конкретному
жаропрочному сплаву
2	. По литературным источникам оценить возможные границы
работы этого сплава при повышенных температурах и выбрать режим
термической обработки для получения соответствующего типа
структуры, который обеспечит необходимый запас свойств сплава для
работы при заданной температуре.
3	Провести термическую обработку изготовизь
металло! рафическис шлифы Определить размеры структурных
составляющих, толщину пластин а-фазы, размеры и количество
первичных частиц а-фазы, размер зерна и т д Оценить тип полученной
микроструктуры и, используя справочные данные, провести анализ
полученных результатов.
4	Проанализировать полученные результаты, сделать выводы и
подготовить отчет
ТРЕБОВАНИЯ К О1 ЧЕТУ
В отчете должны быть приведены название и цель работы, обоснован
выбор режима термической обработки для получения соответствующего
типа структуры, приведены оценки размеров и количества структурных
составляющих, выводы
74
СПИСОК РЕКОМЕНДУЕМОЙ ЛИТЕРАТУРЫ
Раздел 1
1	Диаграммы превращения аустенита в сталях и бета-раствора в сплавах
титана: Справочник термиста Попова Л.Е., Попов А.А. М
Металлургия, 1991. 503с.
2	. Борисова Е.А, Бочвар Г.А., Брун М.Я. и др Металлография
титановых сплавов. -М.; Металлургия, 1980, с. 141-145, 175-195, 297-
347
Раздел 2
1	Колачев Б.А., Ливанов В.А., Елагин В.И. Металловедение и
термическая обработка цветных металлов и сплавов. М. Металлур1ия,
1981, с 198-220,228-233,255-262.
2.	Колачев Б.А., Габидулин Р М., Пигузов Ю.В Технология термической
обработки цветных металлов и сплавов М : Металлургия, 1992, с. 198-
208.
3.	Борисова Е.А, Бочвар Г.А., Брун М.Я. и др Металлография
титановых сплавов. -М : Металлургия, 1980, 464с.
4.	Металловедение гитана и его сплавов/ Под. ред Колачева Б.А.,
Глазунова С.Г. -М.: Металургия, 1992.- 352с.
Раздел 3
1.	Борисова Е.А., Бочвар Г А., Брун М Я и др. Металлография
титановых сплавов. -М.: Металлургия, 1980, с.31-39, 244-269
2.	Методы контроля и исследования легких сплавов: Справочник/ под
ред. д.т.н Вайнблата - М: Металлургия, 1985, с. 156-160, 229-238.
3.	Полькин И.С. Упрочняющая термическая обработка титановых
сплавов -М. Металлургия, 1984, с.25-30.
Ра щел 4
1	Колачев Б А., Ливанов В.А., Елагин В И Металловедение и
термическая обработка цветных металлов и сплавов. М Металлургия,
1981 480с
2.	Глазунов С.Г., Моисеев В.Н Конструкционные титановые сплавы М
Металлургия, 1974. 368 с.
3.	Производство фасонных отливок из титановых сплавов/Е. Л. Бибиков,
С. Г Глазунов А А. Неуструев и др. М : Металлургия, 1983. 296 с
Ра щел 5
1	Солонина О.П, Глазунов С.Г. Жаропрочные титановые сплавы М.
Металлургия, 1976. 448 с.
2	Глазунов С.Г., Моисеев В.Н. Конструкционные титановые сплавы. М.
Металлургия, 1974. 368 с.
3	. Борисова Е.А, Бочвар Г.А., Брун М.Я. и др. Металлография
титановых сплавов -М Металлургия, 1980, 464с
75
СОДЕРЖАНИЕ
ВВЕДЕНИЕ	3
1	.ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В СПЛАВАХ ТИТАНА 5
ПРИ ОХЛАЖДЕНИИ
2	.3АКАЛКА И СТАРЕНИЕ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ	20
3.	МИКРОСТРУКТУРНЫЙ АНАЛИЗ ТИТАНОВЫХ	29
СПЛАВОВ
4.	ЛИТЕЙНЫЕ ТИТАНОВЫЕ СПЛАВЫ	48
5.	ЖАРОПРОЧНЫЕ ТИТАНОВЫЕ СПЛАВЫ	63
СПИСОК РЕКОМЕНДУЕМОЙ ЛИТЕРАТУРЫ	75
76