У Д К 621.785.295

Термическая обработка титановых сплавов. В у л ь ф Б. К. Изд-во «Металлургия», 1969, с. 376.

Описаны основные виды термической, термомеханической и химикотермической обработки титановых сплавов. Главное внимание уделено теоретическим вопросам изменения струк-туры и фазового состава титановых сплавов при различном тепловом воздействии и я связи с изменением их механических свойств. Для понимания этих вопросов даны краткие сведе-ния о взаимодействии титана с легирующими элементами и принципах классификации титановых сплавов. На основе теоретических предпосылок описаны практически применяемые режимы термической обработки современных промышленных титановых сплавов различных групп.

Книга предназначена для широкого круга специалистов, занятых в области разработки, обработки и применения тита-новых сплавов. Она может быть также полезна в качестве учебного пособия для студентов вузов и аспирантов.

Илл. 254. Табл. 41. Библ. 235 назв.

3-12-5 200-68

ОГЛАВЛЕНИЕ Стр.

П р е д и с л о в и е 5 В в е д е н и е 7

I. Строение к свойства чистого титана 13

II. Взаимодействие титана с легирующими элементами 17

1. Диаграммы состояния двойных систем 23 2. Диаграммы состояния тройных систем 29 3. Диаграммы состояния многокомпонентных систем 37

III. Классификация титановых сплавов по структурным диаг-раммам 41

IV. Виды термической и химико-термической обработки ти-тановых сплавов 46

V. Отжиг титановых сплавов 49

1. Рекристаллизационный отжиг 49 2. Отжиг с фазовой перекристаллизацией 71 3. Изменение строения и свойств отожженных сплавов

при старении 86

VI. Теория закалки титановых сплавов 89

1. Общая теория превращений при закалке 89 2. Характеристика метастабильных фаз, образующих-

ся при термической обработке титановых сплавов . . 95 3. Метастабильные диаграммы состояния титановых

сплавов I l ^ 4. Новые взгляды на превращения, происходящие при

закалке титановых сплавов 128

VII. Старение закаленных титановых сплавов 138

1. Устойчивость Р-фазы при старении 138 2. Экспериментальные исследования процессов старе-

ния опытных сплавов 149 3. Общие закономерности и теоретические основы про-

цессов старения титановых сплавов 162

1* 3

Стр. VIII. Диаграммы изотермической превращения титановых

сплавов '74

IX. Исследования термической обработки титановых сплавов 184 1. а-сплавы - 185 2. (а+Р)-сплавы, содержащие менее 2% (З-стабилиза-

торов 210 3. (а+р)-сплавы, содержащие более 2% fl-стабшшза-

торов 214 4. ^-сплавы

X. Термомеханическая обработка титановых сплавов 265 XI. Практические методы и режимы упрочняющей термиче-

ской обработки промышленных титановых сплавов 285 XII. Химико-термическая обработка титана и его сплавов 296

1. Азотирование 29S 2. Цементация (карбидизация) 319 3. Цианирование 329 4. Борирование 5. Силидирование 336 6. Оксидирование 339 7. Наводороживание - - 345 8. Бериллирование 345 9. Алитирование 346

10. Насыщение медью 347 11. Латунирование 349 12. Хромирование 350 13. Молибденирование 350 14. Насыщение марганцем 351 15. Никелирование 352

З а к л ю ч е н и е 356 П р и л о ж е н и я 360 Л и т е р а т у р а 368

ПРЕДИСЛОВИЕ

В книге обобщены исследования в области теории и практики термической, термомеханической и химико-термической обработки титановых сплавов.

За последние годы в советской и зарубежной литера-туре было опубликовано много теоретических и экспери-ментальных работ по изучению структурных изменений, происходящих при термической обработке в разнообраз-ных опытных и промышленных титановых сплавах, и со-ответствующему изменению их свойств.

Во многих случаях при этом даны не вполне согласу-ющиеся, а иногда и противоречивые объяснения явлени-ям, происходящим при таких превращениях.

Излагая эти взгляды в данной монографии, автор стремился путем их сопоставления и критической оценки выделить наиболее вероятные, объективно лучше объяс-няющие экспериментальные факты. Однако в ряде слу-чаев решение дискуссионных теоретических вопросов станет, по-видимому, возможным лишь в результате их более углубленной и расширенной опытной проверки, в связи с чем создание обобщенной теории термической обработки титановых сплавов является в известной мере проблемой будущего.

Книга не носит энциклопедического характера и при-водимые в ней примеры теоретических исследований и практических режимов термической обработки тита-новых сплавов служат лишь иллюстрациями к излагае-мым общим вопросам. Эти примеры взяты преимущест-венно из трудов советских исследователей, в том числе из некоторых работ с участием автора.

По мнению автора, материал книги может быть по-лезным с точки зрения использования его для развития и уточнения соответствующих теоретических вопросов и для улучшения эксплуатационных свойств имеющихся и вновь разрабатываемых сплавов на основе титана.

§

Более подробное освещение отдельных, излагаемых в книге вопросов читатель может найти в приводимых литературных источниках, использованных автором при работе над рукописью.

Обозначения единиц измерения даны в прежней си-стеме. Для перевода в единицы системы СИ необходимо пользоваться следующими соотношениями:

1 /сГ=9,81 н 1 кГ1м2 = 9,81 н/м2

1 мм рт. ст. = 133,3 н/м2

1 кГм = 9,81 дж 1 кал = 4,1868 дж

Автор с благодарностью примет все пожелания и кри-тические замечания, направленные на улучшение содер-жания и методического построения книги.

В заключение автор выражает глубокую признатель-ность рецензенту проф. д-ру хим. наук И. И. Корнилову за ценные замечания и рекомендации, содействовавшие углублению научного содержания книги.

ВВЕДЕНИЕ

Сплавы на основе титана применяются в настоящее время в самых разнообразных областях промышлен-ности.

Не случайно поэтому Директивами по пятилетнему плану развития народного хозяйства СССР на 1966— 1970 гг., утвержденными XXIII съездом КПСС, предус-матривается, в частности, значительное расширение про-изводства титана.

Титановые сплавы обладают высокой удельной проч-ностью, жаропрочностью и стойкостью в ряде активных коррозионных сред, особенно в морской воде. Наиболее ярко преимущества их проявляются в интервале 350— 600° С, когда легкие алюминиевые и магниевые сплавы практически не могут применяться ввиду низкой прочно-сти, а стали и никелевые сплавы являются слишком тя-желыми.

Вследствие отмеченных свойств применение титано-вых сплавов и замена ими других материалов дает зна-чительную экономию в весе конструкций и увеличивает долговечность деталей при их эксплуатации.

Титан и его сплавы в основном применяют в машино-строительной, авиационной и химической промышленно-сти, в приборостроении, радиотехнике и медицине.

При производстве деталей и полуфабрикатов из ти-тановых сплавов нередко сталкиваются с неоднородно-стью и нестабильностью механических свойств, несмотря на близкие режимы обработки. В ряде случаев получен-ные механические свойства изменяются в худшую сторо-ну при длительной работе в условиях повышенных темпе-ратур; отсюда возникает проблема термической стабиль-ности, т. е. стабильности свойств в нагретом состоянии.

Неоднородностью и нестабильностью свойств отлича-лись первые титановые сплавы, изготовлявшиеся на осно-

7

ве исходного шихтового материала — титановой губки, сильно загрязненной примесями, особенно кислородом. К ним относился технический титан и преимущественно малолегированные титановые сплавы не способные уп-рочняться термической обработкой. Главной задачей в то время являлось получение чистого пластичного тита-на. Термическая обработка, проводившаяся с этой целью, а также с целью стабилизации свойств сплавов и сниже-ния их твердости, состояла почти исключительно в от-жиге.

В дальнейшем улучшение свойств титановых сплавов осуществляли преимущественно путем их легирования различными элементами, но и новые сплавы применя-лись, как правило, после обработки давлением либо без всякой термической обработки, либо только после отжи-га или нормализации, проводимых с целью устранения внутренних напряжений, снижения твердости, увеличения пластичности и выравнивания свойств.

И в настоящее время многие титановые сплавы при-меняют в отожженном состоянии, причем наряду с обыч-ными формами отжига в практику внедряют методы изо-термического отжига, отжига с промежуточным охлаж-дением на воздухе и др.

С улучшением качества титановой губки появились многокомпонентные титановые сплавы с двухфазной (а+р)-структурой и выяснилась возможность примене-ния по отношению к ним упрочняющей термической об-работки, состоящей в закалке и последующем старении.

Появление ( а + р ) - , а затем и р-сплавов было обуслов-лено одной из следующих причин, ограничивающих про-гресс развития сплавов на основе а-фазы; было известно, что последние термически не упрочняются и наиболее эффективным средством повышения их прочности слу-жит комплексное легирование. При этом, однако, как правило, снижается пластичность, что является особенно существенным недостатком при изготовлении листовых полуфабрикатов.

Поэтому вместе с улучшением свойств а-сплавов, об-ладающих рядом важных достоинств — термической ста-бильностью, хорошей свариваемостью, экономическими и другими преимуществами — большое внимание уделя-лось и особенно уделяется в настоящее время созданию сплавов на основе (а + |3)- и р-структур, позволяющих

8

иметь гораздо более высокие прочностные характеристи-ки и одновременно при соответствующей термической об-работке обеспечивающих высокую технологическую пла-стичность.

Соответственно, наряду с применявшимися ранее для термической обработки титановых сплавов операциями отжига и нормализации, все шире стали использовать та-кие виды обработки, как закалка и старение, а в послед-нее время — также изотермическую закалку и термоме-ханическую обработку.

Термическая обработка титановых сплавов основана на фазовых превращениях, происходящих вследствие существования двух полиморфных модификаций тита-на — низкотемпературной, имеющей гексагональную ре-шетку (a-Ti), и высокотемпературной, обладающей ку-бической объемноцентрироваиной решеткой (P-Ti).

Для эффективной термообработки необходимо при-сутствие в составе титановых сплавов р-стабилизаторов (Mo, Cr, V, Nb, Mn и др.), от содержания которых зави-сит устойчивость р-фазы. Таким образом, изменяя состав сплава и выбирая различные температуры закалки (от которых зависит исходная структура сплава, перед ох-лаждением при закалке), можно получать р-фазу (или продукты ее превращения) различной стабильности и до-стигать желаемого соотношения а- и р-фаз в структуре закаленного сплава. Отсюда возникают возможности из-менения в широком диапазоне физико-химических, меха-нических и технологических свойств закаливаемых спла-вов. В еще большей степени эти свойства могут быть из-менены при последующем старении.

Возникающие при термической обработке метаста-бильные фазы а', а", to и р оказывают сильнейшее влия-ние на механические свойства титановых сплавов. Обра-зование и свойства этих фаз (часто в сочетании с а-фа-зой и металлическими соединениями) зависят от состава сплавов и условий их термической обработки.

Особенный интерес представляет со-фаза с точки зре-ния ее строения и влияния на свойства. Образование со-фазы сопровождается резким увеличением хрупкости и твердости сплавов; в связи с этим во многих работах большое внимание уделяется вопросам теории ее обра-зования и практическим проблемам борьбы с ее возник-новением при термической обработке, а также в услови-

2—670 9

ях эксплуатации при повышенных температурах. Эти за-дачи затрудняются тем, что со-фаза не обнаруживается при металлографическом и даже электронномикроскопи-ческом исследовании, что объясняется ее дисперсностью и когерентной формой связи с р-фазой.

Следует подчеркнуть, что особенности указанных ме-тастабильных фаз изучены еще далеко не полностью и даже существование некоторых из них (например, а"-фа-зы) является до сих пор предметом дискуссий.

В зависимости от структуры, получаемой после закал-ки титановых сплавов с различным, постепенно увеличи-вающимся содержанием р-стабилизаторов, можно выде-лить следующие группы сплавов:

1) мартенситные — сплавы, в которых после закалки образуется мартенситная а'-фаза, возникающая вследст-вие распада малостабильной р-фазы;

2) сплавы с механически нестабильной р-фазой (фик-сируемой после закалки, но распадающейся при обработ-ке давлением);

3) сплавы с механически стабильной р-фазой, распа-дающейся только при старении, но устойчивой в усло-виях обработки давлением;

4) сплавы с практически стабильной р-фазой, нерас-падающейся при старении;

5) сплавы с истинно стабильной (термодинамически устойчивой) р-фазой.

С точки зрения фазовых превращений, происходящих при последующем упрочняющем старении, различают:

1) сплавы «мартенситного» типа, в которых упрочне-ние происходит вследствие распада метастабильных р-и а'(а")-фаз;

2) сплавы, в которых после закалки фиксируется толь-ко р-фаза, распадающаяся при последующем старении.

Упрочнение при старении может происходить по двум механизмам.

В первом случае сущностью дисперсионного тверде-ния является выделение из р- и а'-фаз мельчайших ча-стиц а-фазы. Во втором случае, относящемуся к интерме-таллидному упрочнению, упрочнителями служат выде-ляющиеся дисперсные частицы различных металлических соединений.

Наряду с упрочненными фазами в термически обрабо-танных титановых сплавах часто присутствуют структур-

10

ио свободные зерна а-фазы; с увеличением их доли повышается пластичность и снижается прочность сплавов.

Таким образом, создание высокопрочных титановых сплавов, обладающих хорошими технологическими свой-ствами, основано на термической обработке дисперсион-но твердеющих ( a + P ) - или р-сплавов. В закаленном сос-тоянии эти сплавы обладают высокой технологической пластичностью, а после старения приобретают большую прочность, доходящую до стъ = 160—170 кГ/мм2\ число та-ких сплавов непрерывно возрастает. В последние годы разработаны также новые методы термомеханической низкотемпературной (HTMO) и высокотемпературной (BTMO) обработки, позволяющие получать еще более высокие показатели прочности, без снижения пластич-ности.

В основе разработки практических режимов термиче-ской обработки титановых сплавов лежат прежде всего достижения в области построения соответствующих рав-новесных диаграмм состояния и в изучении фазовых рав-новесий. Большое значение имеют также построенные ря-дом авторов метастабильные диаграммы, позволяющие судить о структуре титановых сплавов с меняющимся со-держанием p-стабилизаторов после закалки с различных температур. Важнейшую роль играют работы в области изучения строения, свойств, кинетики образования и тер-мической стабильности метастабильных фаз, возникаю-щих в различных условиях охлаждения и при старении закаленных сплавов.

Следует также отметить важность работ по изуче-нию влияния легирующих элементов на поведение ти-тановых сплавов при термической обработке и по иссле-дованиям процессов изотермического превращения р-фа-зы, проводившимся как в условиях распада закаленной Р-фазы при последующем ее нагревании, так и в процес-се распада р-фазы, охлажденной непосредственно из р-области до температур превращения.

Все эти работы дают существенный вклад в теорию термической обработки титановых сплавов, и без них бы-ло бы невозможно решить соответствующие практичес-кие .задачи.

Однако многие теоретические вопросы до сих пор еще далеко не решены и общая теория превращений в тита-

2* И

Новых сплавах при их термической обработке, по-видИ* мому, пока находится в ранней стадии развития.

Пока еще не полностью исследованы многие детали кинетики фазовых превращений в титановых сплавах, недостаточно изучены природа и механизм мартенситных превращений, а также строение и свойства метастабиль-ных структур. Метастабильные диаграммы построены да-леко не для всех титановых сплавов, мало связаны с рав-новесными диаграммами и в ряде случаев их необходи-мо уточнить.

Совершенно недостаточно выяснено влияние многих элементов на характер превращений при термической об-работке; в частности это относится к важнейшим приме-сям, неизбежно присутствующим в титановых сплавах — кислороду, азоту и водороду. Нет сомнений, что перечис-ленные и другие относящиеся сюда проблемы в скором времени будут разрешены и будет создана прочная тео-ретическая основа термической обработки титановых сплавов подобно тому, как это имеет место для сталей.

В заключение следует отметить, что в настоящее вре-мя разработано уже много методов поверхностного насы-щения титана другими элементами, однако пока далеко не все из них нашли практическое применение.

К числу наиболее перспективных методов поверхност-ного упрочнения титана и его сплавов следует, по-види-мому, отнести азотирование, борирование и насыщение кислородом.

I СТРОЕНИЕ И СВОЙСТВА

Ч И С Т О Г О ТИТАНА

Титан относится к переходным элементам и располо-жен в IVA группе 4-го длинного периода периодической системы.

Аналогами титана в группе являются цирконий, га-фний и торий. Ближайшие соседи его в ряду — скандий и ванадий.

Порядковый номер титана равен 22, атомный вес 47,90.

Строение электронной оболочки титана выражается условной формулой 1 s22s22pe3s23pe3d4s2.

Таким образом, rf-оболочка титана недостроена, что ярко проявляется в условиях взаимодействия титана с другими элементами при образовании соединений и твер-дых растворов.

Значения ионизационных потенциалов титана состав-ляют 6,81; 13,6; 28,39 * эв для 1, 2 и 3-го электронов со-ответственно. Эти данные характеризуют электрополо-жительные свойства титана.

Электроотрицательность количественно выражается, как известно, величиной энергии сродства к электрону, которая для титана невысокая.

Атомные радиусы титана в ангстремах равны 1,45 (для координационного числа 12) и 1,41 (для координа-ционного числа 8). Значения ионных радиусов составля-ют (для координационного числа 6): для Ti2+ 0,78; для Ti3+ 0,69; для Ti4+ 0,64.

Важнейшей особенностью титана является его способ-ность существовать в двух полиморфных разновидно-стях — a-Ti и p-Ti, переходящих одна в другую при тем-пературе 882,5° С.

* Числовые значения констант для титана в этом разделе цити-руются по работам Н. В. Агеева [1, с. 5] и Е. К. Молчановой [2], в которых имеются ссылки на оригинальные источники.

13

Ниже 882,5° С устойчив a-Ti, рбладающий гексаго-нальной плотноупакованной кристаллической решеткой типа A3 (Mg) с двумя атомами в элементарной ячейке (пространственная группа D ^ — Р б з / т т с ) . Периоды реше-тки титана сильно зависят от его чистоты и темпера-

Для a-модификации чистейшего титана при комнат-ной температуре: а = 2,95111 + 0,00006 А; с = 4,68433± ± 0,0004 А.1

Выше 882,5° С устойчив fMi, имеющий кубическую объемноцентрированную решетку типа А2 (W) с двумя атомами в элементной ячейке (пространственная группа 0% —1тЗт).

• • о Для p-Ti период решетки равен: а = 3,282 + 0,003 А.

Механизм перестройки р—Ti ^ a—Ti был изучен в ра-ботах [3, 4] и др. Этот переход происходит ориентиро-ванно и с очень небольшими отклонениями соответству-

1 По данным работы: W o o d R. М. Proc. Phys. Soc,, 1962,. v. 80, pt. 3, № 515, р. 783.

14

ет ориентационной зависимости, установленной В. Г. Бюр-герсом для случая перехода p-циркония в а-цирконий. Основой этого перехода является сдвиг по плоскостям (112) в направлении [111], при котором происходит од-новременное расширение элементарной ячейки в двух на-правленйях и сжатие в третьем. Схема В. Г. Бюргерса показана на рис. 1; вверху слева (рис. 1 ,а) показано рас-положение атомов в элементарном объеме кубической ре-шетки; в четырех таких объемах (рис. 1,6) может быть выделена элементарная ячейка, показанная жирными линиями. Акт перестройки р—>-а показан на рис. 1,в и г. Конечное расположение атомов в гексагональной а-ре-шетке изображено на рис. 1, д.

Подробно механизм перестройки p-Ti—нх-Ti рассмот-рен Н. В. Агеевым [1, с. 5], обработавшим значительный экспериментальный материал Автор указывает на боль-шие трудности, связанные с установлением плоскостей раздела фаз при полиморфном превращении, и отмечает, что экспериментально установленная схема этого прев-ращения не может быть объяснена на основе теории мар-тенситных превращений, развитой Франком, но в извест-ной мере согласуется со взглядами Гейслера.

Ниже приведены свойства чистого титана2:

Плотность, г/см3 4,507^:0,005 Температура, °С:

плавления 1668^5 кипения 3500

Скрытая теплота полиморфного превраще-ния a-Ti — p-Ti, кал/моль . ' 678±10% Изменение энтропии при превращении, калГ К 0,587 Скрытая теплота плавления, ккал/моль . . ~ 5 Коэффициент теплопроводности при 100° С, кал!см • град • сек 0,0364 Удельная теплоемкость при 20—100°С, кал!г • град 0,13

1 При подготовке книги к изданию вышла в свет монография Г. И. Носовой «Фазовые превращения в сплавах титана» (Изд-во' «Металлургия», 1968 г.), в которой для титана и его сплавов при-ведены более расширенные данные, касающиеся кристаллографиче-ских соотношений фаз, обусловленных полиморфизмом1 титана.

2 Механические свойства даны для йодид-шэго титана в отожжен,-ном состояний.

Средний коэффициент линейного расшире-ния X 10е, в интервале температур, "С: (

при 20—200 8,09 » 200—300 9,05 » 300—400 J-®/

400—500 -Щ' 500—600 { ' 2 600—700 М ® 700—800 1 и ' 0 5

Удельное электросопротивление при ком-натной температуре, мком • см 42,0 Удельная магнитная восприимчивость при 18° С ( 3 , 2 ^ 0 , 4 ) X10-« Предел прочности, кГ/мм2 25—30 Относительное удлинение, % 50 Относительное поперечное сужение, % • • ^ — ^ O Ударная вязкость, кГм/см3 25 Твердость HB, кГ/мм2 100 Модуль нормальной упругости, кГ/мм2:

при комнатной температуре . . . . 11000 при 500° С 8000

Следует отметить, что примеси сильно снижают удар-ную вязкость и повышают прочность титана; так, для тех-нического титана ударная вязкость равна всего 5— 7 кГм/см2, а предел прочности доходит до 38—6,0 кГ/мм2.

Титан обладает высокой коррозионной стойкостью во многих растворах солей и кислот. При нагревании на воздухе он заметно окисляется, начиная с 600° С, причем образуются окислы (ТЮг и др.); вместе с тем происхо-дит диффузия кислорода в титан, что резко уменьшает его пластичность и вязкость.

С азотом титан взаимодействует при более высоких температурах, образуя нитрид титана (TiN) и твердые растворы.

II ВЗАИМОДЕЙСТВИЕ ТИТАНА

С ЛЕГИРУЮЩИМИ ЭЛЕМЕНТАМИ

К числу наиболее важных легирующих элементов, вводимых в современные титановые сплавы, относятся алюминий, хром, марганец, железо, молибден, ванадий, олово, кремний, цирконий, ниобий, тантал, медь и бор. Из примесей обычно присутствуют кислород, азот, во-дород и углерод.

В зависимости от химической природы, размеров ато-мных радиусов, кристаллической структуры и других факторов легирующие элементы способны образовывать с титаном различные кристаллические фазы — твердые растворы разнообразных типов и неодинаковой физико-химической природы, или металлические соединения.

При изменении температуры условия взаимодействия титана с легирующими элементами часто также изменя-ются, вследствие чего происходят различные фазовые превращения.

Т в е р д ы е р а с т в о р ы . С близкими по химичес-кой природе элементами-аналогами — цирконием и гаф-нием как a-Ti, так и P-Ti образуют при соответствующих температурах непрерывные ряды твердых растворов; по-добные условия взаимодействия этих элементов опреде-ляются также сходством их полиморфных кристалличе-ских разновидностей и благоприятным соотношением атомных радиусов. Ванадий, ниобий и молибден образу-ют твердые растворы неограниченной растворимости только с p-Ti, так как ниже температуры полиморфного превращения титана кристаллические решетки взаимо-действующих элементов становятся различными.

С остальными элементами a-Ti и P-Ti образуют твер-дые растворы ограниченной растворимости, причем пос-ледняя для различных элементов меняется в широком диапазоне концентраций. Как правило, растворимость ле-гирующих элементов в титане с повышением температу-ры увеличивается.

Yl

, 1 С точки зрения физико-химической природы кристал-

лических фаз, большинство легирующих элементов обра-зует с титаном твердые растворы замещения. Твердые растворы внедрения титан образует с водородом, углеро-дом, азотом и кислородом.

Легирующие элементы по разному влияют на стабиль-ность образующихся твердых растворов на основе тита-

на. По С. Г. Глазунову [5, с. 2] они могут быть разделены на а-стабилизаторы, р-стабилизато-ры и «нейтральные упрочнители» (рис. 2). К числу а-стабилизато-ров, расширяющих а-область ди-аграммы состояния и повышаю-щих температуру полиморфного превращения, относят алюминий, углерод, азот, кислород и, по-ви-димому, бор. Более обширной яв-ляется группа р-стабилизаторов, расширяющих р-область диа-граммы и понижающих темпера-туру полиморфного превращения Р ^ а . Из них только водород образует твердые растворы внедрения; в остальных слу-

чаях возникают твердые растворы замещения, причем ванадий, ниобий, молибден и тантал, изоморфные р-ти-тану, образуют с ним непрерывные твердые растворы, а хром, марганец, железо, кремний и медь — твердые рас-творы ограниченной растворимости, претерпевающие при охлаждении эвтектоидный распад; из них твердые раст-воры титана с хромом, марганцем и железом могут при достаточной концентрации легирующих элементов фик-сироваться закалкой, тогда как p-растворы с медью и кремнием при быстром охлаждении не фиксируются, а распадаются с образованием метастабильных фаз.

К' «нейтральным упрочнителям» относятся также цир-коний, олово, гафний и германий; эти элементы очень мало влияют на температуру полиморфного превращения a р.

В случае одновременного присутствия в сплаве не-скольких легирующих элементов действие их проявляет-ся совместно, соответственно особенностям влияния каж-

Легирующая добабка, %(атомн.)

Рис. 2. а- и р-стабилизато-ры н нейтральные упрочни-т е л и в т и т а н о в ы х с п л а в а х

(С. Г. Г л а з у н о в )

18

дого элемента; это влияние часто бывает неравноценным-. Так, в работе [1, с. 163] указано, что в сплаве титана с 4% Al и 4% Mn наличие марганца способствует стаби-лизации р-фазы, несмотря на присутствие алюминия, на-ходящегося в таком же количестве. В сплаве MST—ЗМп все входящие в его состав легирующие элементы (Mn, Cr; Fe, Mo, V) являются р-стабилизаторами, и их совмест-ное присутствие приводит к значительному расшире-нию области р-фазы и повышению устойчивости пос-ледней.

М е т а л л и ч е с к и е с о е д и н е н и я . Со многими элементами титан образует устойчивые металлические соединения, играющие важную роль в процессах упроч-нения при термической обработке титановых сплавов. В отдельных системах число таких соединений может быть довольно большим.

Для сплавов на основе титана основное значение име-ют соединения, наиболее богатые титаном. Кристалличе-ские решетки подобных важнейших соединений, встре-чающихся в промышленных титановых сплавах, приве-дены в табл. 1 *.

Некоторые из этих соединений обладают высокой твердостью и могут быть эффективными упрочнителями титановых сплавов даже в структурно свободном состоя-нии. Так, TiB имеет микротвердость, равную Hll 2700— 2800 кГ/мм2 (Г. В. Самсонов [8, с. 72]). T i C - 3 0 0 0 кГ/мм2

(В. Уэстбрук [9, с. I l l ] ) , Ti5Si3 - 9 8 6 кГ/мм2 [10]; T i N -1994^137 кГ/мм2 [11].

Большой интерес представляют металлические соеди-нения, образующиеся в результате превращения твердых а-растворов титана в условиях очень медленного охлаж-дения (соединения Курнакова); такие соединения были обнаружены в ряде систем при применении специальных методов исследования (изменение эффекта Холла и др.). Например, сравнительно недавно в системе Ti—О И. И. Корниловым и В. В. Глазовой [12, с. 15] были най-дены новые, богатые титаном соединения Ti3O и Ti6O, которые несомненно должны оказывать влияние на стру-ктурные изменения титановых сплавов в процессе их тер-мической обработки.

* Таблица составлена по данным работ [2, 6 и 7], в которых имеются ссылки на оригинальные источники.

19

Подробная характеристика условий взаимодействия Титана с другими элементами, основанная на проявлении ими металлохимических свойств, приводится, в частно-сти, в оригинальной монографии И. И. Корнилова, H. М. Матвеевой, Л. И. Пряхиной и Р. С. Поляко-вой [13]. Сведения по этому вопросу имеются также в из-вестном справочнике М. Хансена и К. Андерко [14] и др.

Закономерности взаимодействия титана с другими элементами, а также поведение твердых фаз на основе титана при повышенных температурах и в условиях ме-ханического нагружения, с точки зрения химической свя-зи и тонкой структуры, подробно рассмотрены в некото-рых главах монографии В. В. Глазовой [15].

I. ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ ДВОЙНЫХ СИСТЕМ

Отмеченные выше формы взаимодействия титана с другими элементами при различных температурах в равновесных условиях выражаются соответствующими диаграммами состояния. Практическое значение подоб-ных диаграмм трудно переоценить, поскольку они, в частности, служат теоретической основой для раз-работки режимов термической обработки титановых сплавов.

Рядом авторов предложено несколько методов клас-сификации двойных систем с участием титана.

По классификации И. И. Корнилова [16] все диаграм-мы могут быть разделены на четыре типа (рис. 3):

а) непрерывные твердые растворы с a-Ti и p-Ti (на-пример, системы Ti—Zr, Ti—Hf) . На рис. 4 изображена система Ti—Zr [2];

б) непрерывные твердые растворы только с р-Ti (сис-темы Ti—V, Ti—Nb, Ti—Ta, Ti—Mo, Ti—Cr, T i - U ) . См., например, диаграмму Ti—Nb на рис. 5 [17];

в) ограниченные твердые растворы с перитектоидным превращением (системы Ti—Al, Ti—Sn, Ti—В, Ti—С, Ti—N, Ti—О). См., например, диаграмму Ti—Al на рис. 6 [18, с. 48];

г) ограниченные твердые растворы с эвтектоидным превращением (системы Ti—Si, Ti—Ge, Ti—Mn, Ti—Fe, Ti—Cu, Ti—Be, Ti—Со, Ti—Ni) . См., например, диаграм-му Ti—Mn на рис. 7 [2].

23

ции из каждого состояния играют второстепенную роль, Н. М. Пульдин [20, с. 245] предложил систематизировать все двойные диаграммы, с титаном на 8 групп, объединен-ных в 3 класса (рис. 9):

I s

I Sr

Н.Си,Ag, Au, в*Si, Sn, В, Sc, Ca,La,Ce.Nd, У. Th St.Mn. Fe.СО,Ni,Pd,Pt Cd.Se

i N

Рис . 8. К л а с с и ф и к а ц и я т и т а н о в ы х с п л а в о в по Е. К. М о л ч а н о в о й [2]

I — системы с простым полиморфным фазовым прев-ращением.

II — системы с эвтектоидным превращением. III — системы с перитектоидным превращением. Дальнейшая детализация классов на группы основы-

вается на различной протяженности а- и fS-областей и на неодинаковом характере изменения концентрации а-раст-вора в зависимости от температуры.

Е. М. Савицкий и М. А. Тылкина [1, с. 103], на основа-нии обобщения литературных данных, указывают, что характер взаимодействия титана с легирующими добав-

27

ками может быть выражен тремя основными типами диа-грамм состояния.

1. Диаграммы с ^-стабилизаторами (Mo, V, Nb, Та и др.), обладающими неограниченной растворимостью в P-Ti. Они характеризуются довольно узкими областями низколегированных твердых растворов на основе a-Ti, широкими областями высоколегированных р-растворов

шсс T руппа

г 3

I л

P

\ <

у I

Zr1Ht Ma, V,Nb,Ta N1O, Al

Л ' ки P

Г ? J

Г Л ' T P

Г ? J

Г Л '

Cr,Fe,Mn,Ni,SitW PbtCu Ag

Ж 'J \ll Ж Г Ж

с,се,ее,ли(А1) Sn1Ba

Рис. 9. Классификация титаиовых сплавов по Н . М. П у л ь ц и н у [20, с . 2451

и промежуточными областями ( a + Р ) с различным ха-рактером распада.

2. Диаграммы с p-стабилизаторами (Cr, Fe, Si, Ni и др.), образующими с титаном химические соединения. Они несколько сходны с предыдущим типом, однако от-личаются от него наличием эвтектоидной реакции, выра-жающейся в распаде р-фазы на a-фазу и химическое сое-динение. »

3. Системы с а-стабилизаторами (Al, О, N, С), из ко-торых важнейшим является алюминий.

В дальнейшем (см. стр. 46) будет показана связь этих типов диаграмм с закономерностями изменения свойств сплавов в зависимости от их состава.

Существуют и другие принципы классификации тита-новых сплавов, однако их анализ выходит за рамки нас-тоящей книги.

Приведенные выше системы классификации вполне достаточны для последующего их использования при рас-смотрении вопросов термической обработки двойных ти-тановых сплавов и могут давать исходные теоретические предпосылки при анализе более сложных сплавов, в ко-торых преобладает один из легирующих элементов. В этих случаях, естественно, приходится делать поправки на влияние других компонентов или примесей, находя-щихся в значительно меньших количествах.

2. ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ ТРОЙНЫХ СИСТЕМ

В тех случаях, когда число легирующих элементов в титановом сплаве составляет более одного, а порядок ко-личественного содержания их одинаков или мало разли-чается, для изучения фазовых превращений, происходя-щих при термической обработке, приходится привлекать более сложные диаграммы состояния и в первую очередь тройные.

Для большинства практически применяемых тройных титановых сплавов такие диаграммы уже построены; их описание дано в работах [19, 21 и др.].

Классификация тройных диаграмм вызывает опреде-ленные трудности-'вследствие обычно сложного характера взаимодействия составляющих компонентов.

В атласе диаграмм состояния титановых сплавов, сос-тавленном С. Г. Глазуновым и Е. К. Молчановой [19], все тройные системы разделены на две группы твердых раст-воров; первая группа содержит системы, в которых титан с легирующими элементами образует твердые растворы замещения; в системах второй группы образуются соот-ветственно растворы внедрения. В пределах каждой группы системы разделяют на содержащие алюминий и не содержащие его.

29

Таким Образом, данная классификация основана главным образом на принципе соотношения атомных ра-диусов титана и легирующих элементов с учетом широ-кой распространенности практически применяемых спла-вов, содержащих алюминий.

Более расширенной и в большей мере отражающей металлохимические особенности титана является класси-фикация, предложенная И. И. Корниловым и П. Б. Буд-бергом [22]. Авторы установили 10 типов тройных систем, различающихся условиями образования твердых раство-ров на основе а- и p-Ti, а также характером превращений при кристаллизации из жидкого состояния (эвтектичес-кий, перитектический) и при распаде p-растворов (эвтек-тоидный, перитектоидный). Ниже дана краткая характе-ристика каждого типа и приведены иллюстрации неко-торых характерных тройных диаграмм, имеющих важное практическое значение.

1 - й тип . Тройная система с непрерывными тверды-ми растворами, образованными как a-Ti, так и p-Ti (нап-ример, Ti—Zr—Hf).

2-й тип . Диаграмма с непрерывным рядом твердых растворов на основе р-Ti и ограниченными твердыми растворами на основе a-Ti. Сюда относятся сплавы с лю-быми двумя из элементов V, Nb, Та и Mo. Примером мо-жет служить практически важная система Ti—Mo—V. При температуре выше 882,5° С образуются тройные од-нородные твердые растворы. Изотермическое сечение при комнатной температуре дано на рис. 10 [23].

3 - й тип . Диаграмма с эвтектоидным превращени-ем в сплавах, богатых титаном. Такая система возника-ет при взаимодействии титана с элементами, понижаю-щими температуру (р—их) -перехода и вызывающими эв-тектоидный распад р-фазы (Н, Cr, W, U, Mn, Fe, Со, Ni, металлы платиновой группы, Cu, Ag, Au, Si, Pb).

Условно1 к этому типу может быть отнесена имею-щая практическое значение система Ti—Cr—Fe; изотер-мическое сечение части этой диаграммы при 800° С при-ведено на рис. 11 *.

1 Между P-Ti и Cr существует непрерывный переход (хотя твер-дые растворы на основе титана и хрома обозначаются на диаграмме раздельно, Pi и Рг соответственно); поэтому рассматриваемая система может быть отнесена также к 8-му типу.

* Б о р и с к и н а Н. Г. Автореферат диссертации. Москва, 1963.

30 I

4 - й тип . Диаграмма с перитектическим и перитек-тоидным превращениями в сплавах, богатых титаном. Та-кой тип возникает в системах титана с а-стабилизатора-ми (La, Ce, В, Al, Ge, Sn, N, О). Примером может слу-жить система Ti—Al—Sn, представляющая теоретичес-кую основу некоторых новых жаропрочных титановых сплавов. Изотермическое сечение этой диаграммы при 600° С [24] представлено на рис. 12.

5 - й тип . Диаграмма, возникающая, когда один из компонентов образует непрерывные ряды твердых рас-творов с a-Ti и p-Ti, а второй только с p-Ti и ограничен-ный ряд с a-Ti. К этому типу относятся, например, систе-мы T i - V - Z r и Ti—Mo—Zr.

На рис. 13 изображено изотермическое сечение диаг-раммы T i - V — Z r при 20° С.

6 - й тип . Диаграмма, в которой один из компонен-тов образует с a-Ti и р-Ti непрерывные твердые раство-ры, а второй снижает температуру (р—нх) -превращения и вызывает эвтектоидный распад p-раствора (например, система Ti—Zr—Cr).

7 - й тип . Диаграмма, в которой один из компонен-тов образует с а- и p-Ti непрерывные ряды твердых рас-творов, а второй — повышает температуру (Р~> а)-пре-вращения, приводя к перитектическому или перитекто-идному превращению (например, система Ti—Zr—Al).

8 - й тип . Диаграмма, в которой один из компонен-тов образует непрерывный ряд твердых растворов с p-Ti и снижает температуру (р—их) -перехода, а второй, так-же снижая эту температуру, вызывает эвтектоидный рас-пад твердого p-раствора (например, система Ti—V—Fe).

9 - й тип . Диаграмма, в которой один из компонен-тов образует с P-Ti непрерывный ряд твердых растворов, а второй — повышает температуру (р—>-а)-превращения, что приводит к перитектическому или перитектоидному превращению. К этому типу относится несколько прак-тически важных систем, содержащих алюминий. На рис. 14—17 в качестве примеров приведены изотермиче-ские разрезы диаграмм состояния Ti—Al—Cr при 600° С [26,] T i - A l - V при 760° С [27, с. 783], T i - A l - M o при 1000° С [25, с. 173] и T i - A l - N b при 800° С [28].

10-й тип . Диаграмма, в которой один из компонен-тов понижает температуру полиморфного превращения титана, приводя к эвтектоидному превращению р-фазы,

3—670 33

а второй — повышает эту температуру, приводя к пери-тектическому или перитектоидному превращению. Здесь примерами могут служить диаграммы Ti—Al—Mn, Ti—Al—Fe и Ti—Al—Si. Все три системы служат осно-вой ряда практически применяемых сплавов. Особенно важной является система Ti—Al—Mn, изучению которой посвящено много работ. Изотермическое сечение части

г,

Рис. 20. Часть изотермического с е ч е н и я с и с т е м ы титан—алюминий—кремний при 800° С (Ф. А. Грос-

сли, Д . X. Тарнер [31, с. 60])

этой диаграммы при 800° С приведено на рис. 18 [29, с. 565]. Сечение части диаграммы Ti—Al—Fe при 500° С по [30] показано на рис. 19.

Часть диаграммы Ti—Al—Si при 800° С дана на рис. 20 [31, с. 60].

3. ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ МНОГОКОМПОНЕНТНЫХ СИСТЕМ

Приведенные выше немногие' примеры тройных диаг-рамм состояния титановых сплавов показывают их боль-шое разнообразие и сложность строения. Для отдельных систем построены политермические разрезы, облегчаю-щие изучение фазовых превращений при термической об-работке. Однако работы в этом направлении находятся

37

лишь в начальной стадии и дальнейшее развитие их сле-дует считать неотложной задачей ближайшего будущего.

Еще меньше экспериментальных Данных имеется по исследованию четверных и более сложных титановых сплавов. Между тем именно многокомпонентные сплавы на основе титана находят сейчас наибольшее применение.

Для изучения четверных систем используют метод п о -строения концентрационных тетраэдров [12, с. 7 и др.].

Рис. 23. Д и а г р а м м а состояния частичной шестикомпо-иеитной системы T i — A I — C r — F e - S i - B [32, с. 5|

Применительно к титановым сплавам примером может служить система Ti—Al—Mo—V, построенная для бога-тых титаном сплавов в работе [12, с. 26]. На рис. 21 изоб-ражена диаграмма равновесия этой системы при 600° С, вершина тетраэдра отвечает чистому титану, а по ребрам отложено содержание алюминия, молибдена и ванадия. Изучение подобных систем возможно путем построения более простых изотермических сечений, например для сплавов с постоянным содержанием титана. Некоторые из таких сечений для системы T i — A l — M o - V при 600° С приведена на рис. 22. Еще более сложные системы могут быть изображены по предложению И. И. Корнилова [32, с. 5] также с помощью тетраэдра при условии, что его

W

начальная точка (вершина) соответствует не чистому /ги-тану, а твердому раствору на его основе с определенным содержанием нескольких легирующих элементов; содер-жание остальных трех легирующих элементов отклады-вается по ребрам тетраэдра. Таким образом, например, была изучена частичная щестикомпонентная система Ti—Al—Cr—Fe—Si—В (рис. 23), в которой начальная точка А отвечает тройному твердому раствору Ti с 5% Al и 0,01 % В, а по ребрам тетраэдра откладывается со-держание хрома, железа и кремния.

С точки зрения изучения термической обработки мно-гокомпонентных титановых сплавов большой интерес,

очевидно, должны представ-лять политермические диа-граммы состояния. В каче-стве примера можно ука-зать на построенную в ра-боте [33], политермическую диаграмму системы Ti— Al—Cr—Fe—Si—В (рис. 24), являющуюся основой разработанных в Институте металлургии им. А. А. Бай-кова под общим руководст-вом И. И. Корнилова спла-вов серии AT*; в этой диа-грамме исходный сплав

представляет твердый раствор на основе титана с постоянным содержанием хрома, железа, кремния и бо-ра, отвечающим их предельной растворимости в a-Ti. Построение подобных диаграмм для других сложных ти-тановых систем весьма важно с точки зрения разработки режимов термической обработки многокомпонентных ти-тановых сплавов.

//OO

\ §• 900

I 800

АТ2 АТЗ ATI ATS АТ8

{ L I I \ I

t*0 I

„ и -I

I *

Алюминий, % (по массе)

Рис . 24. Температуры фазовых пре-вращений титановых сплавов си-стемы T i - A l — C r — F e — S i — B в зави-

симости о т с о д е р ж а н и я Al по [33]

* См. стр. 185.

Ill К Л А С С И Ф И К А Ц И Я ТИТАНОВЫХ С П Л А В О В

ПО СТРУКТУРНЫМ ДИАГРАММАМ

Рассмотренные выше диаграммы состояния двойных, тройных и многокомпонентных титановых сплавов позво-ляют определять фазовые соотношения в зависимости от состава и температуры в равновесном состоянии. Таким образом, исследование с их помощью структурных изме-нений сплавов при термической обработке возможно лишь в условиях очень медленного охлаждения, т. е. при отжиге или в процессе достаточно медленного нагрева.

Существующая классификация титановых сплавов (в том числе имеющих сложный состав) на а-сплавы ( а + + Р)-сплавы и р-сплавы ([34] и работа Глазунова С. Г.*) в известной мере основана на использовании подобных равновесных диаграмм состояния, так как предполагает соответствие типа сплава его структуре, получаемой при медленном охлаждении, именно при отжиге.

Такая классификация была достаточно обоснована в первый период развития титановых сплавов, когда ос-новным, практически единственным видом их термиче-ской обработки являлся отжиг.

В. А. Ливанов и Б. А. Колачев [35, с. 55] справедливо отмечают, что эта классификация в настоящее время требует некоторого уточнения и расширения в связи с появлением и развитием группы термически упрочняе-мых титановых сплавов. Новая классификация должна в большей мере соответствовать условиям промышлен-ного применения титановых сплавов. В соответствии с этим требованием авторы предлагают классифицировать титановые сплавы по структуре, получаемой либо после нормализации (т. е. охлаждения нагретых сплавов на воздухе), либо после закалки. С практической точки зре-ния предпочтительнее, по их мнению, является первый

* Г л а з у н о в С. Г. Автореферат диссертации. Москва, 1958.

4—670 41

вариант. Каждый класс при этом должен характеризо-ваться определенным комплексом эксплуатационных и технологических свойств, в частности отношением входя-щих в него сплавов к термической обработке. В преде-лах каждого класса сплавы могут быть разделены на ча-стные подгруппы..

В табл. 2 сопоставлены структуры, получаемые для ряда промышленных марок титановых сплавов после от-жига и нормализации. Составы этих и упоминаемых да-лее сплавов приведены в приложении.

Т а б л и ц а 2 Классификация титановых сплавов

по структуре после отжига и нормализации (По В. А. Ливанову и Б. А. Колачеву [35, с. 55])

Тип сплава Класс сплава Тип сплава Класс сплава Марка сплава

по сложив- по микро- Марка сплава

по сложив- по микро-Марка сплава шейся клас- с т р у к т у р е

Марка сплава шейся клас- с т р у к т у р е Марка

сплава сификации после норма-

Марка сплава

сификации после н о р -(после отжига) лизации (после о т ж и г а ) мализации

ВТ5 a a ВТЗ-1 а + р а + р ВТ5-1 а a ВТ6 а + р а + р ОТ4 ос+р a ВТ8 а + р а+Р ОТ4-1 а+Р a BTlO а а ОТ4-2 а + р a BTlO а + р а + р ВТЗ а + Р a+P ВТ18 P P

Для некоторых сплавов (ОТ4, ОТ4-1, ОТ4-2) в этих условиях термической обработки получаются несходные структуры. Однако в случае нормализации и закалки1

структуры этих сплавов получаются одинаковыми. Отдельные классы сплавов, имеющих одинаковую

структуру после нормализации, характеризуются сле-дующими особенностями:

а - с п л а в ы. Эти сплавы обладают высокой термиче-ской стабильностью и хорошей свариваемостью всеми видами сварки. Как правило они не упрочняются терми-ческой обработкой, хотя некоторые из них, отличающиеся переменной растворимостью металлических соединений в a-Ti, упрочняются после закалки и старения. Особен-ностями этих сплавов являются также большая жаро-

1 Классификация титановых сплавов по микроструктуре после закалки рассмотрена далее (стр. 93).

42

прочность, чем у других сплавов с такой же степенью ле-гирования, и склонность к водородной хрупкости при динамическом нагружении, что связано с выделением гидридных фаз..

а-сплавы могут быть разбиты на следующие под-группы:

1. Легированные только а-стабилизаторами (ВТ5). 2. Легированные а-стабилизаторами и нейтральными

упрочнителями (ВТ5-1). 3. Легированные а-стабилизаторами и небольшим ко-

личеством p-стабилизаторов (ОТ4, ОТ4-1, ОТ4-2). 4. Содержащие а- и p-стабилизаторы, а также нейт-

ральные упрочнители (MST-881). 5. а-сплавы с металлическими соединениями. (а + Р) - с п л а в ы . Эти сплавы обязательно содержат

переходные элементы, повышающие стабильность р-фа-зы и позволяющие фиксировать ее при комнатной темпе-ратуре наряду с а-фазой. В качестве а-стабилизатора, упрочняющего а-фазу, обычно вводят только алюминий.

(а+р)-сплавы отличаются благоприятным сочетани-ем механических свойств и хорошей пластичностью в на-гретом состоянии. Однако в связи с присутствием в их структуре р-фазы они проявляют пониженную термиче-скую стабильность и обладают плохой свариваемостью. Положительной особенностью их является отсутствие во-дородной хрупкости в условиях динамического нагру-жения.

Эти сплавы могут быть подразделены на следующие подгруппы:

1. Легированные только переходными элементами (Ti8Mn, ТП40А).

2. Легированные изоморфными p-стабилизаторами и алюминием (ВТ6, ВТ8, ВТ14).

3. Легированные р-эвтектоидными стабилизаторами и алюминием (ВТЗ).

4. Легированные изоморфными и эвтектоидными р* стабилизаторами и алюминием.

5. (а+Р)-сплавы с металлическими соединениями (такие сплавы пока не разработаны).

P - с п л а в ы имеют после нормализации структуру р-фазы. Эта фаза не распадается при пластической де-формации, т. е. является механически стабильной, однако в условиях теплового воздействия может испытывать 4* 43

превращения, приводящие к упрочнению. Таким образом, эти сплавы проявляют способность к старению.

В (3-сплавах сочетаются хорошая технологическая пластичность и большая прочность [сть=130—150 кГ/мм2] после старения.

Они хорошо свариваются, однако большей частью об-ладают невысокой термической стабильностью. Повы-шения стабильности |3-фазы можно достичь путем увели-чения содержания в них р-стабилизаторов, однако это

Рис. 25. С х е м а т и ч н а я с т р у к т у р н а я д и а г р а м м а с п л а в о в т и т а н а д л я нор-м а л и з о в а н н о г о с о с т о я н и я [35, с. 55

Рис . 26. С т р у к т у р н а я д и а г р а м м а с п л а в о в т и т а н а с а л ю м и н и е м и м а р г а н ц е м д л я н о р м а л и з о в а н н о г о

с о с т о я н и я ["35, с. 55]

приводит к утяжелению сплавов и к увеличению их стои-мости. В зависимости от состава и стабильности р-фазы сплавы данного класса могут быть подразделены на сле-дующие три подгруппы:

1. Нестабильные. 2. Стабильные. 3. С интерметаллидами. Авторы рассмотренной классификации приводят

в общем виде структурную диаграмму (рис. 25) для нормализованных титановых сплавов с а-стабилизатором и переходным элементом (|3-стабилизатором). Они отме-чают немногочисленность' реальных диаграмм подобного типа и в качестве примера приводят систему сплавов ти-тана с алюминием и марганцем (рис. 26).

Структурные диаграммы титановых сплавов, постро-енные в условиях нормализации, должны несомненно найти широкое практическое применение, поскольку они

44

позволяют определять отношение сплавов различных си-стем и композиций к термической обработке и близки к реальным производственным условиям.

Известно, что на основе аналогичных структурных диаграмм легированные стали подразделяют на классы, характеризующиеся общими, часто весьма различными особенностями структурных изменений в процессе их тер-мической обработки.

IV ВИДЫ ТЕРМИЧЕСКОИ

И ХИМИКО-ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ ТИТАНОВЫХ С П Л А В О В

Основными видами термической обработки титановых сплавов являются о т ж и г , з а к а л к а и с т а р е н и е . Часто применяемый метод охлаждения нагретых выше критических температур сплавов на воздухе (нормализа-ция) в различных работах относят либо к отжигу, либо к закалке. Было бы правильнее в настоящее время счи-тать н о р м а л и з а ц и ю самостоятельным видом терми-ческой обработки, так как появившиеся сравнительно не-давно новые титановые сплавы проявляют большую чув-ствительность к скорости охлаждения и дают при этом неодинаковые структуры с заметно различными свойст-вами.

Раньше практически единственным видом термической обработки служил отжиг, иногда заменявшийся норма-лизацией; при этом для применявшихся технически чи-стого титана и малолегированных титановых сплавов, имеющих в основном а-структуру, существенного разли-чия в строении и свойствах при изменении режима ох-лаждения не возникало. С появлением и развитием но-вых сплавов методы закалки с последующим старением приобретают все большее значение.

Связь этих видов термической обработки с механиче-скими свойствами, в зависимости от фазового состава сплавов, хорошо выражена обобщенными диаграммами, приводимыми Е. М. Савицким и М. А. Тылкиной в рабо-те [I, с. 103]; в зависимости от характера примененной термической обработки влияние легирующих элементов сказывается по разному для сплавов, относящихся к раз-личным типам предложенной этими авторами классифи-кации (см. стр. 27).

Из рис. 27 видно, что сплавы типов I и II с р-стаби-лизаторами (а) упрочняются значительно больше, чем сплавы типа III, содержащие а-стабилизаторы (б) .

46

В ранних работах (см., например, ссылку на иссле-дования М. Хансена и X. Д. Кесслера в книге Д. JI. Эвер-харта [36]) указывалось на три возможных типа процес-сов, происходящих при термической обработке титано-вых сплавов:

1. Выделение новой фазы из пересыщенной р-фазы. 2. Эвтектоидный распад |3-фазы на две новые фазы. 3. Превращение р-фазы в некоторые неустойчивые

структуры.

йь,кГ/ммг а ъ, кГ/ми'

а д Рис. 27. Механические свойства ( "J и 8 ) титановых сплавов в зависимости от состава и термической о б р а -

ботки:

а — сплавы с Р-стабилизаторами; б — сплавы с а - с т а -билизаторами; 1 — упрочняющая т е р м о о б р а б о т к а ; 2—мяг-

кий о т ж и г ; 3 — закалка в в о д е f l , с. 103]

Эти процессы, используемые для изменения свойств" при термической обработке, не потеряли своего значения и в наши дни.

И. И. Корнилов [32, с. 5], отмечая задачи дальнейших исследований в области металлохимии титановых спла-вов, указывает, в частности, на необходимость развития работ по созданию новых высокопрочных титадовых сплавов не только за счет растворного механизм упроч-нения многокомпонентных а- и р-растворов,, щ $ за счет фазовых превращений и дисперсионного выделения из-быточных фаз путем разработки рациональных режим-о® термической обработки.

47

К числу новых видов термической обработки, приме-няемых для титановых сплавов, следует отнести и з о -т е р м и ч е с к у ю и т е р м о м е х а н и ч е с к у ю обработ-ку. Эти виды термообработки в известной мере находят-ся еще в стадии развития.

Метод изотермической обработки широко использо-ван рядом авторов для изучения процессов роста мета-стабильности р-фазы и продуктов ее превращения. Эти исследования существенно расширили наши представле-ния о механизме, кинетике и физико-химической приро-де превращений, происходящих при термической обра-ботке титановых сплавов.

Из видов х и м и к о - т е р м и ч е с к о й обработки ти-тана и его сплавов наибольшее распространение в на-стоящее время получило азотирование, позволившее зна-чительно повысить поверхностную твердость и износо-устойчивость деталей. Разработаны методы азотирова-ния в азоте высокой чистоты, разреженном азоте, смеси азота с аргоном и др. Широко ведутся работы по изуче-нию влияния легирующих элементов на процесс и резуль-таты азотирования.

Очень высокая поверхностная твердость титановых деталей может быть достигнута б о р и р о в а н и е м , од-нако возникающий тонкий боридный слой очень хрупок и плохо связан с основным материалом.

По-видимому, мало перспективным методом поверх-ностного упрочнения титановых сплавов является их ц е -м е н т а ц и я . Главными недостатками цементированно-го слоя являются его хрупкость и мало прочная связь с основным материалом; к тому же толщина цементиро-ванного слоя, получаемая при применении разработан-ных режимов, весьма незначительна.

. Для повышения антифрикционных свойств титановых сплавов предложены методы л а т у н и р о в а н и я и м о -л и б д е н и р о в а н и я; последнее в случае ведения про-цесса при пониженных температурах позволяет также достичь значительного повышения поверхностной твер-дости за счет образования карбида молибдена.

Перспективными являются исследования по насыще-нию поверхностного слоя титановых деталей кремнием и некоторыми другими элементами.

V О Т Ж И Г Т И Т А Н О В Ы Х С П Л А В О В

Отжиг титановых сплавов состоит в их нагреве до оп-ределенных температур, достаточно длительной выдерж-ке при этих температурах и последующем медленном ох-лаждении, обычно вместе с печью.

Отжиг проводят с целью выравнивания состава, строе-ния и свойств сплава по сечению изделия, снижения твер-дости и повышения пластичности, а в отдельных случаях также для устранения внутренних напряжений, возник-ших в результате обработки давлением, при сварке или других видах предшествующей обработки.

При завершенном отжиге структура сплава становит-ся "стабильной, отвечающей равновесной диаграмме со-стояния.

Для титана и сплавов на его основе в зависимости от их состава и поставленных целей применяют различные виды отжига — обычный, двойной, изотермический, ре-кристаллизационный, со ступенчатым охлаждением и др.

С точки зрения сущности физико-химических процес-сов отжига, определяемых главным образом выбором соответствующих температурных условий, к титановым сплавам применимы общие принципы, сформулирован-ные для сплавов акад. А. А. Бочваром [37], а именно, сле-дует различать отжиг I рода, не связанный, с фазовыми превращениями (например, рекристаллизационный от-жиг), и отжиг II рода, основанный на изменении фазово-го состава сплава в соответствии с равновесными диаг-раммами состояния.

1. РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИОННЫЙ ОТЖИГ

Вопросы рекристаллизации титана и его сплавов бы-ли особенно подробно изучены Е. М« Савицким и М. А. ТылкиНой. Эти работы обобщены в статье [1, с. 226].

49

Ими, совместно с сотрудниками, был построен ряд диаг-рамм рекристаллизации для титана различной степени чистоты и некоторых титановых сплавов, а также изучено влияние на процесс рекристаллизации легирующих доба-вок и других факторов. Исследования рекристаллизации титана приведены также в работах [38, 39 и др].

Построенные в этих работах диаграммы рекристалли-зации охватывают широкий интервал температур нагре-ва, до 1200—1300° С.

Очевидно, с отжигом I рода в чистом виде, без фазо-вых превращений, связаны лишь части этих диаграмм до температур полиморфного перехода a-Ti-*p-Ti, т. е. прак-тически не выше —900° С.

При изучении влияния на процесс рекристаллизации степени предварительной пластической деформации сле-дует учитывать ее особенности* свойственные металлам с гексагональной решеткой. Для этих металлов преобла-дающим механизмом деформации является двойникова-ние. В работах [38 и 40] показано, что для титановых сплавов двойникование осуществляется преимуществен-но по плоскостям [1012] и [1121] и в меньшей степени по плоскостям [1122]. По А. А. Бабарэко [1, с. 247] при двой-никовании, кроме указанных плоскостей, используются в последнюю очередь системы {1123} и (1124); в этой ра-боте отмечается также возможность деформации сколь-жения по системам плоскостей (в порядке преоблада-ния): {1010}, {1011} и {0001} и подчеркивается, что во-обще, механизм пластической деформации a-Ti сущест-венно отличается от других металлов с гексагональной решеткой, в которых характерными являются системы скольжения {0001} и двойникования {1012}.

В итоге дробления зерен a-Ti путем двойникования и скольжения возникает ориентированная структура с ха-рактерной текстурой прокатки.

Акт рекристаллизации при нагревании состоит в за-рождении новых зерен (по-видимому, в точках пересече-ния двух полос двойников) и последующем их росте. По данным работы [38], этому процессу предшествует пере-мещение границ зерен или границ двойников и образова-ние свободных от напряжений кристаллитов.

Общими особенностями процесса рекристаллизации титана по сравнению с другими металлами, по данным [1, с. 226], являются: 50

1. H е о д но р о д н о с т ь как в кинетике процесса, так и в размерах зерен после полного завершения процесса; эта особенность связана с неоднородностью протекания двойникования, определяемой, в свою очередь, неодина-ковой ориентировкой зерен в направлении деформации. Например, по [38] двойникованием охватываются не все зерна; кроме того, сам процесс осуществляется не только при малых, но и при больших степенях деформации, до-ходящих до 80%.

600

HOO

'is * о,

д

200

О 20 OO 60 80 Ф Степень деформации при прокатке, %

Рис . 28. Д и а г р а м м а рекристаллизации иодидного титана [41]

2. О р и е н т и р о в а н н о с т ь формирования групп по отношению к направлению деформации; установлено, что группы двойников на продольном сечении ориентирова-ны, по-видимому, под углом 45 град, к направлению про-катки, а на поперечном сечении — перпендикулярно к этому направлению.

Однако эти общие закономерности находят подтверж-дение не при всех условиях. Так, из работы [41] следует, что при больших степенях деформации существенной неоднородности в структуре титана не наблюдается. В работе [40] показано, что рекристаллизация титана, подвергнутого значительной деформации (86—88%),- не

приводит к изменению или исчезновению текстуры про-катки.

Пространственная диаграмма рекристаллизации иодидного титана (рис. 28) была построена в работе [41]. Предварительно отожженные на крупнозернистую струк-туру образцы из a-Ti подвергали холодной деформации от 2,5 до 90% и затем нагревали в вакууме в течение 1 ч до температур от 500 до 1300° С. После охлаждения оп-ределяли средний диаметр зерен. Из диаграммы видно, что в области a-Ti при малых деформациях (порядка 2,5—5%) наблюдается усиленный рост зерен, что, оче-видно, соответствует критической степени деформации.

Для p-Ti такой особенности не наблюдалось, так как эффект пластической деформации в значительной мере устранялся происходящим при последующем нагревании полиморфным превращением a-Ti -» p-Ti.

Д л я р-области характерна значительно большая сред-няя величина зерен (до диаметра 600 мкм) по сравнению с a-областью (максимальный диаметр 100 мкм).

Основываясь на анализе микроструктуры после ох-лаждения из р-области, авторы [41] отрицают для иодид-ного титана возможность мартенситного превращения, свойственного техническому титану.

Из диаграммы также следует, что по мере увеличения степени деформации начало рекристаллизации сдвигает-ся в сторону меньших температур; оптимальный интервал температур отжига лежит, по мнению авторов, в преде-лах от 650 до 800° С.

Для технического титана чистотой 99,5% Ti простран-ственная диаграмма рекристаллизации (рис. 29) была построена в работе [38]. Предварительно горячедефор.ми-рованные полосы титана, выплавленного в дуговой печи, отжигали при 750° С и затем деформировали в холодном состоянии до различной степени (от 3 до 80%), после чего подвергали рекристаллизационному отжигу при температурах от 450 до 900° С. Полученные результаты в основном подтвердили данные работы [41].

На рис. 30 представлена пространственная диаграмма рекристаллизации технического магниетермического ти-тана (типа ВТ1-Д), по данным работы [42]. Отожженные при 800° С прутки подвергали холодной деформации до 25%, после чего выдерживали для рекристаллизации при температурах от 500 до 1400° С. Для этой диаграммы

52

takike характерно рёзкоё увеличение размеров зерен При переходе от a-Ti к p-Ti.

Критическая степень деформации для a-Ti составляет 2,5—7%; однако вообще для a-Ti оказалась характерной мелкозернистая полиэдрическая структура, независимо от степени деформации. В отличие от иодидного титана структура магниетермического титана после охлаждения из р-области сильно зависела от скорости охлаждения; в условиях быстрого охлаждения вследствие влияния примесей на полиморфное превращение р - ^ a образовы-валась мартенситная a'-фаза (см. далее, стр. 95), имею-щая характерное игольчатое строение; вместе с тем со-хранялись контуры исходной крупнозернистой р-фазы.

При аналогичном превращении гидриднокальциевого титана, также исследованном в работе [42], контуры Р-фазы после охлаждения практически исчезали.

В случае технического титана практический интерес представляют пространственные диаграммы рекристал-лизации, построенные для металла, подвергнутого горя-чей обработке давлением.

В условиях применения обычных режимов ковки или горячей прокатки обработанный материал сохраняет со-стояние наклепа, так как вследствие больших скоростей деформации и быстрого охлаждения процесс рекристал-лизации не успевает осуществиться. Поэтому при повтор-ном нагреве до тех же или более высоких температур происходит вторичный рост зерен, зависящий от степени предшествующей деформации, температуры и времени.

В работе [42] были построены диаграммы рекристал-лизации магниетермического титана, подвергнутого горя-чей ковке при 600—1300° С до степени деформации 90— 96%. Исследование образцов проводилось как непосред-ственно после ковки, так и после дополнительного нагре-ва до температур ковки. Результаты приведены соответ-ственно на рис. 31 и 32. Оказалось, что рекристаллиза-ционный отжиг не оказывает существенного влияния на величину a'-зерен, но несколько изменяет форму р-зерен.

Влияние фактора времени при аналогичных условиях обработки было изучено в работе [39] для технического титана с 0,5% С. Предварительно образцы отжигали при 600° С в течение 1 ч и медленно охлаждали; затем их на-гревали при температуре 800—900 или IOOO0C и выдер-

54

О 20 Ю SO 80 Степень деформации при ковке. %

woW

Р и с . 31. Д и а г р а м м а и з м е н е н и я р а з м е р о в з е р е н м а г н и е т е р м и -ч е с к о г о т и т а н а в з а в и с и м о с т и от с т е п е н и д е ф о р м а ц и и и т е м -

п е р а т у р ы KOFKH [421

^ / / / / / / / X / ^ ¾ .V 6 20 OO ВО 80 JBO

Степень деформации при койке, X

Р и с . 32. Д и а г р а м м а р е к р и с т а л л и з а ц и и м а г н и е т е р м и ч е с к о г о т и т а н а мосле горячей ковки и о т ж и г а , с о о т в е т с т в у ю щ е г о т е м п е р а т у р е ков-

ки [421

живали от 0,5 до 5 ч. Полученная при этом диаграмма (рис. 33) показывает, что начиная с 900°С происходит более интенсивный рост зерен, продолжающийся в тече-ние первых двух часов; последующее увеличение време-ни выдержки мало влияет на изменение размеров зерен.

Влияние легирующих элементов на рекристаллиза-цию титана. Систематическое исследование влияния ря-да легирующих элементов на температуру начала рекри-

800 900 WOO Температура отжига, °С

Рис. 33. Зависимость величины зерна деформированного технического, титана (с 0.5% С) от температуры и време-

ни в ы д е р ж к и [39]

сталлизации легированного иодидного титана, а также на строение и свойства рекристаллизованных сплавов было проведено в работе [43]. Исходный титан чистотой 99,96% легировали добавками различных элементов в ко-личествах до 0,23—10% (V — д о 30%); в зависимости от условий взаимодействия элементов структуры были различными: однофазными (а или р) или двухфазными ( a + P или а + химическое соединение). Исходные отож-женные сплавы подвергали деформации в холодном со-стоянии до степени обжатия 40%, после чего отжигали до различных температур и исследовали; это позволило определить температуры начала рекристаллизации в за-висимости от количества введенной добавки (рис. 34). Бы-ло установлено, что наиболее резко повышают темпера-туру рекристаллизации углерод, кислород, алюминий,

56

бериллий, бор, рений и особенно азот. Некоторые из эле-ментов (хром, ванадий, железо, марганец, олово) дей-ствуют эффективно при введении их в относительно боль-ших количествах ( > 3%); кобальт и ниобий практиче-ски не влияют на температуру рекристаллизации титана. Авторы объясняют неодинаковое влияние этих элементов характером их химического взаимодействия с титаном, различием в атомных радиусах и структурным состоя-нием сплавов.

800

«о

S 700

X £ 600

SOOI

Д О 1 N

Re

Ct / V f? ч . V

S .

с Be /

•Sn

Jr Г? B

•гтУ rFe I—-—" ч V »

ш г U TJ

р> N6 I I

О 2,0 0,0 6.0 8.0 /0.0 Легирующая додав на, % (по массе)

Рис. 34. Влияние легирующих добавок на температуру рекристаллиза-ции иодидного титана [43]

В другой работе [44, с. 583] было изучено влияние алюминия, кобальта, хрома, железа, олова и тантала на рекристаллизацию магниетермического титана. Количе-ство вводимых добавок составляло от 0,2 до 0,4%. Пред-варительно отожженные сплавы деформировали в холод-ном состоянии на 50%, после чего отжига-ли при 480° С в течение различного времени. Критерием количествен-ной оценки развития процесса рекристаллизации служил процент смягчения (0% смягчения соответствовал твер-дости сплава, деформированного на 50%, а 100% —твер-дости после завершения процесса рекристаллизации; оп-ределяли время достижения 100% смягчения). Резуль-таты работы представлены на рис. 35 и в табл. 3.

57

T а б л и ц ^ 3 Влияние некоторых легирующих элементов

на рекристаллизацию - магниетермического титана

Сплав

Время дости-жения полной рекристалли-

зации, ч Сплаь

В р е м я дости-ж е н и я полной

рекристалли-зации, V

Титан 10 Ti с 0,2—0,4о/оТа 130 Ti с 0 , 2 — 0 , 5 % Со 20 Ti с 0 , 2 — 1 , 0 % S n 130 Ti с 0,2—0,4o/oFe 30 Ti с 0 , 2 — 0 , 5 % С г 1000 Ti с 0 , 2 — 1 , 0 % A l 40

Ti с 0 , 2 — 0 , 5 % С г

О 0,1 1 IO WO Продолжительность отжига, ч

Рис. 35. Влияние л е г и р у ю щ и х элементов на рекри-сталлизацию магниетермического титана (Р. Рейн-

б у х и А. Новиков Г44, с. 5831)

Надо отметить, что в выбранных пределах содержа-ния каждой добавки (за исключением олова и тантала, несколько замедляющих процесс) изменение состава практически не влияло на время достижения полной ре-кристаллизации. Из сравнения влияния различных эле-ментов видно, что кобальт, железо и алюминий сравни-тельно слабо влияют на замедление процесса рекристал-лизации, тогда как хром действует в этом отношении наиболее сильно.

Рекристаллизации некоторых технических титановых сплавов посвящена, в частности, работа [45], в которой

58

SOOHHM SWMHU

го 00 ВО 80 IW Степень деформации при ковке, "С

Рис. 36. Диаграмма рекристаллизации сплава ВТ2 после горя-чей ковки [45]

/ / го оо во - so

Степень деформации при ковке, % 700

рис. 37. Диаграмма рекристаллизации сплава ВТ2 после ковки и от-жига, соответствующего температуре ковки [45]

были построены пространственные диаграммы рекри-сталлизации для сплава ВТ2, изготовленного на основе магниетермического титана и содержащего 2—3% Cr и 1—2% Al. Авторы исследовали влияние температуры ковки и последующего нагрева до температур ковки на величину зерна после различной деформации. Соответ-ствующие диаграммы приведены на рис. 36 и 37; они сходны, с диа-граммами для магниетермическо-го титана (см. рис. 31 и 32). Микроисследование рекристал-лизованных сплавов показало, что отжиг до 600—800° С практиче-

200

WO > V

О

1 WO •V) 60

О «J * WO § 30,

о s>i JOO ? JOO Ф. sol

о JOO

/ 2о -гна, % гщ> массе)

Рис. 38. Влияние алюминия на т е м п е р а т у р у начала рекристал-

н лизации (tр) и искажение (с/а) решетки сплавов титана с алю-минием (степень предшествую-щей д е ф о р м а ц и и 40%) [46, с. 381

о tz го Степень дефор-

мации, %

Рис. 39. Влияние степени д е ф о р м а -ции на величину зерна после рек-

ристаллизации:

a — B T l , 800° С; б — Ti 2,5 Al, 850° С; в — Ti2AI2.5Zr, 850° С; г — TiSA!. 900° С; д — Ti5A13Sn, 900° С [46,

с. 38]

ски не изменяет их структуры, тогда как после нагрева до 1000—1300° С и последующего быстрого охлаждения крупные зерна р-фазы переходят в метастабильную а'-фазу игольчатого строения.

Рекристаллизации ряда сплавов с а-структурой посвя-щена работа Н. С. Алферовой и В. И. Шевченко [46, с. 38]. Авторами были исследованы технический титан BTl и сплавы Ti2,5Al; Ti5Al; Ti2A12,5Zr и Ti5A13Sn.

С увеличением содержания алюминия температура начала рекристаллизации повышается (рис. 38); ней-тральные упрочнители (Zr и Sn) в этом отношении не 60

эффективны. Авторы полагают, что влйянйе алюмйййй связано с тормозящим действием статических искажений на перераспределение дислокаций, определяющее темпе-ратурный уровень рекристаллизации; экспериментально ими было доказано, что добавка алюминия увеличивает степень искажения кристаллической решетки (см. рис. 38); подобное искажение препятствует также направ-ленному перемещению атомов в процессе рекристаллиза-ции и таким образом задерживает рост зерен; это под-тверждается увеличением температурного интервала ре-кристаллизации с повышением содержания алюминия.

Влияние степени деформации на величину зерна пос-ле рекристаллизации для сплавов различного состава, предварительно подвергнутых холодной прокатке и по-следующему полному отжигу, показано на рис. 39; для технического титана (а) после обжатия на 3—4% наблю-дается интенсивный рост зерен. С повышением степени легирования величина критической деформации сдвига-ется в сторону больших степеней обжатия, а средняя ве-личина зерна после рекристаллизации уменьшается.

Для исследованных сплавов авторами построены про-странственные диаграммы рекристаллизации (см., напри-мер, рис. 40).

Изменение свойств при рекристаллизации титана. В результате рекристаллизации титана и сплавов на его основе обычно происходит существенное изменение свойств. В отдельных исследованиях рассматриваются физические свойства. Так, в работе Е. А. Борисовой и Г. С. Климовой [46, с. 29] были получены некоторые данные по влиянию величины зерна на коэффициент ли-нейного расширения (а) технического титана, обработан-ного в различных условиях отжига.

Мелкозернистая структура получалась путем отжига при 750° С с охлаждением на воздухе, а крупнозернис-тая— после вакуумного отжига при 1000°С. В зависимо-сти от структуры характер изменения а при нагревании оказался несколько различным (рис. 41) и для мелко-зернистого материала установлена меньшая зависимость а от температуры.

Авторы объясняют это различие тем, что с уменьше-нием размеров зерен увеличивается протяженность гра-ниц, на которых силы связи меньше, вследствие чего теп-ловое расширение облегчается и а соответственно возра-

61

стает. Отсюда делается практический вывод, что для д е -талей, требующих стабильной характеристики теплового расширения, целесообразнее применять мелкозернистый материал.

В связи с тем что наклеп влияет на величину а, а по-следующий нагрев, устраняя внутренние напряжения, вы-равнивает ее, авторы рекомендуют проводить контроль-ные определения а после отжига в вакууме (притом вы-ше а ? р-превращения для нивелировки величины зе-

а

Sj?* .

J5 4! А %

що

12,0

ТО,О

8,0

>1 - 8 ?

2

- 8 ?

200 400 600 Температура, °С

800

Рис . 41. В л и я н и е т е м п е р а т у р ы на к о э ф ф и ц и е н т линей-ного р а с ш и р е н и я т е х н и ч е с к о г о т и т а н а :

/ — к р у п н о з е р н и с т ы й титан; 2 — м е л к о з е р н и с т ы й ти-т а н [46, с. 29]

рен), при котором снимается нагартовка и устраняется текстура.

Интересно, что для технического титана BTl на кри-вых величины зерна имеются два максимума, соответст-вующих критической степени деформации (3—4%) и большому обжатию (75—90%). Второй максимум ле-жит значительно ниже, и авторы связывают его появле-ние с текстурой деформации.

Ряд работ посвящен исследованию влияния рекри-сталлизации на м е х а н и ч е с к и е свойства.

Для иодидного титана изменение механических свойств при отжиге в интервале температур 600—1200° С изучали, в частности, Е. М. Савицкий и М. А. Тылкина [47], получившие данные, приведенные в табл. 4 и на рис. 42.

Эти данные показывают, что отжиг при 600—750° С, после которого иодидный титан находится в состоянии а-модификации, позволяет значительно повысить, его пластичность и уменьшить отношение во^дь',это не толь-ко улучшает технологические свойства, но также повы-

63

Т а б л и ц а 4 Влияние температуры отжига

на механические свойства иодидного титана [47]

Механические свойства

Т е м п е р а т у р а о т ж и г а , 0 C °0,2 '

KrjMM 1 кГ/ммг

8. % Ф. % а0,2 h b

Без отжига 39,2 41,7 16,6 61 0,9 600 16,2 24,8 50 78 0,55 750 13,2 24,9 52,5 76,3 0,53 900 27,9 36,9 24,2 43,7 0,76

1000 34,9 41,7 23,3 48,3 0,83 1200 31,6 36,7 20 40,7 0,86

200 ООО 600 Температура, "С

I g s

1000 1200

Рис. 42. Влияние температуры отжига на механические свойства й о д и д н о г о титана [47]

шает надежность применения титана в условиях слож-ного нагружения. Отжиг при более высоких температу-рах приводит к существенному снижению показателей пластичности и росту ао,г/оь-

Следует отметить, что аналогичные исследования, проведенные ранее с иодидным титаном Ф. Холденом и др. [48, с. 238], дали несколько иные результаты; после охлаждения с печью образцов, выдержанных в течение Г ч при температурах 800 и 1000°С, получились прибли-зительно одинаковые значения пластичности ( 6 = 7 4 — 64%; г|) = 87,1—86,7%) и близкие характеристики проч-ности; определенные этими авторами средние размеры

64

зерен после отжига с указанных температур составили 0,05 и 0,1 мм соответственно.

Выводы работы [47] подтвердились в случае отжига магниетермического титана ВТ1-Д исследованиями Е. М. Савицкого, М. А. Тылкиной и А. Н. Туранской [49, с. 33]. Соответствующие числовые данные приведены в табл. 5 и выражены диаграммой на рис. 43.

WO

S'

i j

t I Ij I I

I *

75

50

25

ь 1

- Ч У I A J г

/ . г —

ш А

WO

75 <. I

so 41

I

25

О О 500 WOO /300

Температура. °С

а.

i 1 8-

I

Рис. 43. Влияние температуры о т ж и г а на механиче-ские свойства магниетермического титана ВТ1-Д

[49, с. 331

Т а б л и ц а 5

Влияние температуры отжига на механические свойства магниетермического титана [49, с. 33]

Температура отжига, 0 C

Механические свойства Температура

отжига, 0 C аь, кГ/мм2 5. % 4>. % он, кГм/смг

Без отжига 82 21 39 1,2 700 85 25 44 1,8

1000 71 8 11 1,1 1200 76 4 4 0 ,9 1300 75 7 7 0 ,7

5—670 65

Из этих данных также следует, что в области a-Ti пластические свойства и ударная вязкость значительно выше, чем после отжига в области p-Ti. Авторы отмеча-ют практическое значение этого факта, поскольку в про-изводственных условиях — при ковке, штамповке и дру-гих видах горячей обработки давлением изделия нагре-ваются обычно выше температуры полиморфного превращения a2:(3, что должно привести к снижению пла-стических свойств. Это вызывает необходимость исправ-ления крупнозернистой структуры титана, подвергавше-гося высокотемпературному нагреву, путем применения последующей рациональной термической обработки. Учи-тывая эти особенности, авторы рекомендуют для обеспе-чения в готовых изделиях полиэдрической а-структуры проведение двухступенчатой горячей деформации по сле-дующей схеме:

1) основная обработка в области р-фазы; 2) заключительная обработка с обжатием 10—15%

в области a-фазы с последующим отжигом при 700— 800° С.

Проводить весь процесс горячей обработки давлением ниже температуры полиморфного превращения вряд ли рационально, так как в связи с повышенной со-противляемостью деформации титана при более низких температурах это вызвало бы необходимость увеличения требуемой мощности оборудования и уменьшило бы производительность труда.

Исследование влияния условий отжига на изменение механических свойств технического титана проводилось также в работе [50]. Отжигу при 600—750° С в течение 5—20 мин подвергали образцы из листового технического титана, предварительно деформированного до степени 40% и имевшего в нагартованном состоянии crft = = 95 кГ/мм2 и 6 = 6—7%. Оптимальными условиями от-жига оказались: температура 675—750° С; время вы-держки 5—10 мин\ после такого отжига: (¾ =61,5— 64,5 кГ/мм2; бю=25,5—27,0%. При отжиге выше 750° С наблюдалась тенденция к снижению пластичности, объяс-няемая авторами поглощением в поверхностных слоях кислорода. Интересно, что при таком отжиге по данным микроанализа сохраняются следы нагартовки и не про-исходит роста зерен (даже при более длительной выдерж-ке порядка 2—3 ч). Для полного уничтожения следов

66

пластической деформации необходимо еще большее вре-мя выдержки, однако при этом усиливается поглощение кислорода и ухудшаются механические свойства.

Изменение твердости технического титана и некото-рых титановых сплавов, содержащих алюминий и нейт-ральные упрочнители (олово и цирконий), в зависимости от температуры отжига и степени деформации, по данным [46, с. 38], показано на рис. 44. Авторы установили, что наибольшее разупрочнение холоднодеформированных сплавов происходит главным образом при температурах

Относительные д е ф о р м а ц и и :

1— 20%; 2 - 3 0 % ; 3 — 40%; 4 — 75%; 5 - 9 0 % [46, с. 381

собирательной рекристаллизации, что подтверждается увеличением при этих температурах числа интерферен-ционных пятен на рентгенограммах исследованных сплавов.

Режимы рекристаллизационного отжига технического титана. Построение диаграмм рекристаллизации и изу-чение влияния отжига на изменение свойств деформиро-ванного материала позволило разработать практические режимы отжига для технического титана. Следует отме-тить, что рекомендации различных авторов в этом отно-шении не вполне одинаковы и во многом зависят от раз-меров (сечений) обрабатываемых изделий, а также от целей, преследуемых в каждом конкретном случае.

5* 67

В книге Д. Л. Эверхарта [36] рекомендуются два ре-жима отжига: кратковременный в течение 10—15 мин при 650—750° С и длительный при температурах 590— 650° С.

Н. П. Жевтин и В. К- Белосевич [50] указывают неоди-наковые режимы отжига для различных полуфабрика-тов: для профилей после проката — отжиг при 720— 740° С в течение 8—9 ч с целью превращения крупнозер-нистой «мартенситной» а'-фазы в равноосную мелкозер-нистую структуру а-фазы; для лент толщиной 0,6— 1,6 мм — кратковременный нагрев при 700—730° С в те-чение-—7 мин (время пребывания в печи, имеющей тем-пературу 7 5 0 + 1 0 ° С ) ; для листов — при температуре 680—700° С за время из расчета 4—5 мин на 1 мм листа или ленты.

H. Т. Гудцов и Л. Д. Маштакова [1, с. 163] указывают примерно такие же температуры (650—700° С) для от-жига технического титана на воздухе с целью его разуп-рочнения для облегчения дальнейшей обработки или уст-ранения внутренних напряжений.

В статье С. Г. Глазунова [51, с. 309] приведены сле-дующие режимы отжига для технического титана марок ВТ1-00, ВТ00, BTl-I и ВТ1-2:

I. Отжиг для выравнивания структуры и механиче-ских свойств:

— листы и изделия из них: нагрев до 530=F10° С с ох-лаждением на воздухе;

— прутки, поковки, штамповки, трубы, профили и де-тали из них: нагрев до 680+10° С С охлаждением на воз-духе.

Эти температуры лежат ниже точки полиморфного превращения а—Ti (3—Ti (880—900° С), но выше тем-пературы рекристаллизации титана (теоретическая тем-пература начала рекристаллизации титана, рассчитанная по формуле акад. А. А. Бочвара: Грекр ~ 0,4 Гпл, равна: ^рекр= 500—525°С). Выдержка при этих температурах определяется толщиной листа:

Толщина листа, мм . . . До 0,15 1,6—2,0 2 ,1—6,0 6 , 0 Выдержка, мин . . . . 15 20 25 60

2. Отжиг для устранения внутренних напряжений, образовавшихся в результате механической обработки,

68

листовой штамповки, сварки и т. д. Для этой цели ре-комендуется применять низкотемпературный отжиг при 465 + 20° С; очевидно, процессы рекристаллизации в этом случае не развиваются, так что заметных изменений строения и свойств не происходит.

Существенным практическим вопросом при проведе-нии рекристаллизационного отжига является изменение поверхностного слоя изделий в результате воздействия газовой нагревательной среды.

Данный вопрос был, в частности, изучен в работе А. П. Акшенцевой и Г. Н. Шумратовой [52, с. 51], посвя-щенной исследованию влияния термической обработки на структуру и свойства технического титана BTl и спла-ва ОТ4.

Авторы показали, что при нагревании этих сплавов на воздухе на их поверхности образуются окисные и диф-фузионные слои, насыщенные кислородом и азотом (рис. 45).

При нагревании титана марки BTl на воздухе до 650° С наблюдается заметное повышение микротвердо-сти [на поверхности листа Hv. =405 кГ/мм2, а в сердцеви-не Hv. =196 кГ/мм2]. При более высоком нагреве титана марок BTl и ОТ4 (750—850°С) образуется окисный слой серого цвета толщиной до 15 мкм с твердостью для BTl H11 =727 кГ/мм2, а для ОТ4 Hv. = 1030 кГ/мм2\ под окис-ным слоем образуется диффузионный слой толщиной 10 мкм с Я,, =729—568 кГ/мм2 для BTl и H,,= = 513 кГ/мм2 для ОТ4.

Еще более высокий нагрев (до 950—1050° С) приво-дит к образованию на поверхности образцов окисного слоя белого цвета с повышенной твердостью: для BTl Я,, =1070 кГ/мм2, для ОТ4 H1, =1300—1410 кГ/мм2\ под слоем окислов в этом случае также возникает диффузи-онный слой с повышенной твердостью.

С повышением температуры нагрева до 1000—1050°С (т. е. до р-области) структура BTl переходит из мелко-зернистой в крупнозернистую •— а (при охлаждении на воздухе) или а' - - (при закалке в воде).

Структурные изменения сердцевины и особенно по-верхностного слоя тесно связаны с изменением свойств, являются очень важными и их, очевидно, необходимо учитывать при проведении технологических процессов не

69

Рис . 45. О к и с н ы е и д и ф ф у з и о н н ы е слои, о б р а з у -ю щ и е с я на титановых сплавах при термической

обработке . Х500:

а — BTl 1 лист 6 мм; нагрев 750° С, 160 мин, охла-ж д е н и е на в о з д у х е ; б — 0Т4, лист 2,5 мм, нагрев

1050° С, 10 мин, о х л а ж д е н и е в воде [52, с. 51]

70

только рекристаллизационного отжига, но и других ви-дов термической обработки титановых сплавов.

2. ОТЖИГ С ФАЗОВОЙ ПЕРЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЕЙ

Отжиг с фазовой перекристаллизацией требует нагрева сплавов во всяком случае выше температур нача-ла a ^ p-превращения и последующего весьма медлен-ного охлаждения. Очевидно, для полного отжига необ-ходим еще более высокий нагрев, до р-области диаграм-мы состояния.

Рис. 46. Вертикальное сечение системы T i - C r - F e при 2% Cr [53]

Следует отметить, что в практических условиях отжи-га титановых сплавов далеко не всегда удается полу-чить структуры, соответствующие равновесным диаграм-мам состояния. Д а ж е в условиях очень длительных выдержек многих сплавов образующиеся структуры дале-ки от равновесных. Например, в системе Ti—Cr—Fe сплав с 2% Cr и 1,5% Fe должен иметь ниже 500° С со-гласно диаграмме состояния (рис. 46) фазовый состав a + TiCr 2 + TiFe; однако в работе Н. Г. Борискиной и И. И. Корнилова [35, с. 300] показано, что подобный сплав после отжига при 400° С в течение 200 ч имеет не-равновесную структуру а + р . Здесь сказывается влияние хрома и железа, относящихся к сильным р-стабилизато-рам и препятствующих распаду сложного р-раствора. Установлено, что легирующие элементы влияют, в част-

71

ности, по разному на скорость эвтектоидного превраще-ния р-фазы.

В работе [1, с. 163] отмечается, что из числа практи-чески вводимых в титановые сплавы легирующих эле-ментов наиболее сильно затрудняют эвтектоидный рас-пад марганец, хром и железо. Наоборот, в сплавах тита-на с медью, никелем или кремнием эвтектоидный распад происходит очень быстро. По-видимому, последняя груп-па элементов относится к числу слабых р-стабилизаторов. что подтверждается невозможностью зафиксировать р-фазу в сплавах титана с этими элементами путем за-калки.

М. К. Макквиллэн [54] классифицирует эвтектоидо-образующие элементы в двойных сплавах титана на «электронные» и «объемнофакторные» р-стабилизаторы.

Электронные p-стабилизаторы могут быть в свою очередь подразделены на следующие подгруппы:

1. Характеризующие м е д л е н н ы й эвтектоидный распад:

хром: p->a + TiCr2 при 670°С; марганец: p-*-a + TiMn при 550° С; железо: p - » a + T i F e при 595°С; кобальт: p -»a+Ti 2 Co при 686° С.

2. Вызывающие распад с п р о м е ж у т о ч н о й с к о -р о с т ь ю :

никель: p->-«+Ti2Ni при 770°С. 3. Ведущие к б ы с т р о м у эвтектоидному распаду:

медь: p - > a + T i 2 C u при 798°С; серебро: p - » a + T i A g при 850° С; золото: p - * a + Ti3Au при 832° С.

К объемнофакторным p-стабилизаторам относятся: кремний: p ->a+TisS i 3 при 860°С; бериллий: p->-a + Ti4Be3 п р и ~ 8 0 0 ° С ; висмут: p-»a+Ti 3 Bi при 725 ± 10°С; свинец: р-* a + T i 4 P b при 725 + 10° С.

Эта группа стабилизаторов мало изучена. Автор подчеркивает, что прямое эвтектоидное превра-

щение (образование эвтектоида при медленном охлаж-дении по схеме P -* а + химическое соединение) происхо-дит редко; чаще эвтектоид является конечным продук-

72

том изотермического превращения зафиксированной закалкой р-фазы и формированию его предшествует обра-зование ряда промежуточных метастабильных фаз (см. стр. 166).

Таким образом, возможность получения равновесных структур при отжиге определяется не только условиями охлаждения, но также стабилизирующими свойствами

легирующих элементов, по раз-ному влияющих на устойчи-вость p-раствора и скорость его превращения при охлаждении.

В сложнолегированных ти-тановых сплавах повышение температуры отжига часто ве-дет к изменению фазовых соот-ношений в структуре сплава. Так, при повышении темпера-туры отжига сплава ВТ 14-1 от 700 до 850° С количество а-фа-зы уменьшается от 80 до 10%, а затем, при дальнейшем повы-шении температуры до 950° С, снова возрастает до — 30%. Соответственно изменяют ко-личества р- и е-фаз* (рис. 47).

Поскольку современные промышленные сплавы после отжига часто содержат в своем фазовом составе а- и р-фазы, интересно выяснить сравнительные механичес-кие свойства этих фаз и влияние их количественного со-отношения на механические свойства сплава в целом.

Интересной в этом отношении является работа В. Н. Моисеева [12, с. 177], в которой отдельно были оп-ределены свойства а- и р-фаз для сплавов титана с раз-

личными p-стабилизаторами. В случае а-фазы легирую-щие элементы вводили в количествах, близких к их рас-творимости в a-Ti (0,5% Fe; 0,5% Cr; 0,7% Mn; 0,5% Mo; 4,0% Nb, 9,0% Та). После отжига сплавы имели следую-щие механические свойства: аь = 44—59 кГ/мм2-, а0,2 = = 35—48 кГ/мм2\ 6б = 27—45%; эти данные показывают,

^ ТОО

%90

I I UO

<5 о

tJ X \ h Ч V Ч /

700 800 900 Температура отжига, °С

Рис. 47. И з м е н е н и е соотноше-ния ф а з при о х л а ж д е н и и с печью сплава BT14-1 после нагрева д о различных темпе-ратур (Е. А. Виноградова , Н. Ф Лашко, В. Н. Моисеев

[35. с. 2931)

* Фаза е в этом сплаве имеет фанецентрированную решетку (с параметром 4,40—4,43 А.

6—670 73

что а-фаза в различных системах имеет невысокую проч-ность, но большую пластичность.

Р-фазы изготовляли путем легирования титана р-ста-билизаторами, вводимыми в значительно больших коли-чествах (9% Fe, 12% Cr, 13% Mn, 16% Mo, 50% Nb, 50% Та). Сплавы закаливали из р-области, причем полу-чалась «механически стабильная» р-фаза (т. е. р-фаза, стабильная при пластической деформации). Для р-фазы в различных системах были получены следующие ме-

Рис. 48. С х е м а изменения механиче-ских свойств о т о ж ж е н н ы х сплавов с ( а + р ) -структурой в зависимости от с о д е р ж а н и я P - стабилизатора [12, с. 177|

ханические свойства: (Ть = 54—199 кГ/мм2; оо,г = 45— 117 кГ/лш2; 6 5 = 13—24%.

Таким образом, р-фаза отличается от а-фазы значи-тельно большей прочностью, но меньшей пластичностью.

Автор указывает, что свойства сплава, имеющего в отожженном состоянии двухфазную структуру, зави-сят от свойств а- и р-фаз, но их нельзя рассчитать по за-кону аддитивности. Большое значение при этом имеет также степень гетерогенности, т. е. количественное соот-ношение а- и р-фаз в структуре сплава. По мере увели-чения количества р-фазы в а-матрице прочность возра-стает и достигает максимума для сплава с наиболее ге-терогенной структурой, содержащей около 50% каждой из фаз. При большем увеличении % р-стабилизатора, несмотря на большую абсолютную прочность р-фазы,

74

общая прочность сплава может даже понижаться; пла-стичность меняется в обратном направлении. Указанные соотношения иллюстрируются схемой, изображенной на рис. 48. В зависимости от свойств а- и р-фаз максимум прочности сплава может смещаться влево или вправо:

а) если легирующий элемент является р-стабилиза-тором, то максимум сдвигается вправо, так как р-фаза в этих сплавах более прочна;

J H S

И 1 ^ 1 O и Ч» S , чэ

S

750 800 850 * Температура отжига. °С

2S

ZO

т

8

•л «4 Зг

Si ^

Й Рис. 49. Механические свойства сплава BTI4-1 в зависимости от температуры отжига (охла-

ж д е н и е с печыо) [35, с. 293]

б) при добавке а-стабилизатора, например алюми-ния, упрочняются обе фазы, но алюминий предпочтитель-нее растворяется в а-фазе, вследствие чего максимум сдвигается влево.

Изменение механических свойств сложнолегирован-ных отожженных сплавов, в зависимости от их фазового состава, подчиняется более сложным закономерностям.

Так, для сплава ВТ14-1 приведенным ранее (см. рис. 47) фазовым соотношениям для различных темпера-тур отжига соответствует диаграмма изменения механи-ческих свойств (рис. 49), из которой следует, что с умень-шением количества а-фазы от 80 до 20% показатели прочности (егь, Os) снижаются. В связи с этим весьма ве-роятно, что при температуре отжига 725° С, когда коли-чества а- и р-фаз примерно одинаковы, кривые прочности будут иметь максимум.

В работе С. Г. Федотова [35, с. 188] было изучено влияние легирующих элементов на упругие свойства ти-тановых сплавов. Сплавы титана с молибденом (вана-дием, ниобием) отжигали при 600° С в течение 400 ч, сплавы с алюминием (оловом) отжигали по режимам: при I l O O 0 C - 5 0 ¾ , при IOOO 0 C-100¾, при 800°С —

6 : 75

Молибден, % (атонн) Ii !.О203,065.2 'S.1 17,7

^ 900

%.80О I %700 S

600 /?000к

Мод

уль

Юнг

а E,

5 IlOOO * \ IOOOO

V 5000 OOOO

\ \ \ 3000

P

A cL*p

20 30 Молибден, % (.по массе)

Р и с . 50. И з м е н е н и е в е л и ч и н ы у п р у г и х к о н с т а н т (Е и G) д л я о т о ж ж е н н ы х с п л а в о в т и т а н а с р а з л и ч н ы м содер-ж а н и е м м о л и б д е н а в с в я з и с д и а г р а м -

мой с о с т о я н и я Г35, с. 188]

т

98

S«

i I Ti £

чг

28 о1

/ X МП у

/ /9"

i

fe

V Mo А

/ X Г I AlS

S >Lt A\ja та

У "V

Содержание легирующего элемента, %

Рис . 51. П р о ч н о с т ь P - с т а б и л и з и р о в а н н ы х с п л а в о в в о т о ж -ж е н н о м с о с т о я н и и ( о б о б щ е н н а я д и а г р а м м а по д а н н ы м Р . И. Д ж а ф ф и [55, с. 77], Ф. С. Х о л д е н а [56] и д р .

а в т о р о в )

300 ч, при 600° С — 500 ч — с последующим медленным охлаждением во всех случаях до 20° С. Было установле-но, что повышение содержания р-стабилизаторов (Mo, V, Nb) в области однородных а-растворов и двухфазных (а+р)-сплавов закономерно снижает величину моду-ля Юнга E и модуля сдвига G (см., например, измене-ние модулей для сплавов титана с молибденом, рис. 50). Алюминий резко повышает упругие константы титано-вых сплавов особенно в об-ласти соединения Ti3Al. Оло-во не оказывает в этом отно-шении значительного влия-ния, однако при составе сое-динения Ti3Sn наблюдается максимум, а в твердых рас-творах вблизи этого соеди-нения — значительное сни-жение величины упругих констант.

Влияние р-стабилизато-ров на увеличение предела прочности некоторых тита-новых сплавов в отожжен-ном состоянии показано по обобщенным данным на рис. 51. Из этих данных следует, что наиболее эффективно действуют эвтектоидообразую-щие элементы (марганец, железо, вероятно, медь) и в меньшей степени — элементы, образующие с титаном не-прерывные твердые растворы (молибден, ниобий, тан-тал) .

Влияние марганца (при дополнительном присут-ствии алюминия, азота и углерода) на твердость титано-вых сплавов, отожженных из р-области, показано на рис. 52. Легирование марганцем понижает показатели пластичности отожженных титановых сплавов, имеющих как игольчатую, так и равноосную структуру ( а + р ) (рис. 53).

Анализ экспериментальных данных о влиянии леги-рующих элементов на механические свойства отожжен-ных титановых сплавов позволяет сделать лишь некото-рые частные обобщения; основное влияние в этом отно-шении оказывают p-стабилизаторы, которые увеличивают показатели прочности, но снижают пластичность. He-

O Z U 6 8 JO Марганец, % (по массе)

Рис. 52. Влияние марганца ( с до -бавкой Al, N h C ) на твердость титановых сплавов, о х л а ж д е н н ы х

с печью из |3 -области [55, с. 77]

77

сколько аномальным ' является уменьшение упругих свойств (E , G), что может быть объяснено различными значениями упругих констант для а- и р-фаз; очевидно, гексагональная а-фаза имеет более высокое значение модуля упругости по сравнению с кубической р-фазой. Это подтверждается пропорциональной зависимостью между снижением упругих констант и количественным соотношением фаз (35, с. 188).

Марганец, X (по массе)

Рис. 53. Влияние марганца на пластичность о т о ж ж е н н ы х титановых сплавов (Ф. С. Холден и др. [57, с. 169]):

сплавы с равноосной структурой; сплавы с игольчатой структурой: О — у д л и -нение; X — поперечное с у ж е н и е

Подвергая отжигу деформированные или вообще структурно нестабильные титановые сплавы, можно до-стичь значительного практического эффекта улучшения их технологических свойств для подготовки к последую-щим операциям резания или обработки давлением. Ни-же приведены типовые данные, характеризующие это из-менение свойств для некоторых промышленных титано-вых сплавов.

Важнейшим результатом отжига титановых сплавов является повышение их пластичности, обычно сопровож-дающееся снижением прочности. Например, в работе [50] показано, что листовые сплавы титана с алюминием, имея в нагартованном состоянии сть = 106—124 кГ/мм2;

78

6,0 = 7,3—5,4 °/с, после отжига при 750—800° С пpиoбpe^ тают следующие механические свойства: аь=97— —107 кГ/мм2\ бю= 11—16%.

Увеличение пластичности при отжиге титановых спла-вов отмечается также во многих других работах.

Существенное значение при разработке рациональ-ных режимов отжига имеет правильный выбор темпера-тур. В этом отношении показательной является работа JI. С. Мороза и др. [5, с. 17], в которой авторы подробно проанализировали причины повышенной хрупкости, при-обретаемой сплавами после отжига при чрезмерно вы-соких температурах. Опытные сплавы содержали около 4% Al и один из p-стабилизаторов (V, Mo, Mn, Fe), ко-личество которого незначительно превышало предел его растворимости в а-фазе. Сплавы нагревали до темпера-тур 800—1250° С и подвергали последующему медлен-ному охлаждению с печью. Для сравнения часть спла-вов, нагретых в р-области до 1250° С, закаливали в воде. В сплавах, отожженных с 1250° С, имевших крупнозерни-стое строение, специальными методами были обнаруже-ны твердые пластинки второй фазы, обогащенной р-ста-билизаторами; она содержала >14% Mo; >5%vFe; > 5 % V или вообще достаточно большой процент р-ста-билизатора.

На основе теории механизма перераспределения ле-гирующих элементов, изложенной в работах [58, с. 452], [59, 60] и др., и трактующей о закономерностях ориенти-ровки а- и р-фаз и об изменении их относительной кон-центрации при (р->- а)-превращении, авторы полагают, что при медленном охлаждении из р-области происходит перераспределение р-стабилизирующих элементов, при-чем концентрация их в найденных пластинках настоль-ко высока, что приводит к фиксированию в них р-фазы при комнатной температуре. Появление в крупнозерни-стой структуре этих пластинчатых образований создает неблагоприятную микронеоднородность, что ухудшает как пластические свойства, так и прочностные характе-ристики сплава.

Ухудшение способности к обработке давлением сле-дует объяснить неравномерным характером пластичес-кой деформации и концентрацией в локализованных участках больших напряжений, ведущих к образованию трещин.

79

Вместе с тем обеднение p-стабилизатором зерен ос-новной матрицы, состоящей из а-фазы, а также увели-чение расстояния между выпавшими пластинками вто-рой фазы приводит к одновременному снижению проч-ностных свойств.

Таким образом, вред чрезмерного нагрева при отжи-ге (даже при условии отсутствия химического влияния среды) состоит не только в образовании крупнозерни-стой структуры, но также в появлении микронеоднород-ности, связанной с неблагоприятным соотношением хи-мического состава фазовых составляющих и возникнове-нием структурных микронапряжений.

Интересно, что закалка из р-области с такой же вы-сокой температуры (1250°С), при которой возникает од-нородная мартенситная структура (см. стр. 89), позво-ляет получить значительно лучшие характеристики пла-стичности и вязкости по сравнению с отжигом.

Влияние отжига на строение и свойства сплава ВТ15, подвергнутого холодной обработке давлением, изучено в работе Н. С. Алферовой, Р. И. Шевченко и Т. В. Ky-цыгиной [52, с. 50]. Сплав ВТ 15, имеющий после закалки структуру однородного p-раствора (рис. 54 ,а) , после от-жига становится двухфазным в связи с выделением дис-персных частиц а-фазы (рис. 54 ,6) . Путем нагартовки более пластичного закаленного сплава можно значитель-но повысить его прочностные характеристики.

Влияние последующего отжига при различных тем-пературах на изменение твердости в зависимости от сте-пени предшествующей деформации показано на рис. 55. Резкое повышение твердости при температурах отжига 500—600° С связано с дисперсионным твердением вслед-ствие распада метастабильной р-фазы.

При более высоких температурах отжига происходят процессы коагуляции и растворения дисперсных частиц а-фазы и разупрочнение наклепанной матрицы вследст-вие рекристаллизации.

Из сопоставления кривых твердости следует, что пла-стическая деформация оказывает активизирующее дей-ствие на старение сплава ВТ15, так как с увеличением степени наклепа максимум твердости после отжига сме-щается в сторону более низких температур.

Разработка рациональных режимов отжига являлась целью ряда исследований, позволивших установить влия-

80

Рис. 54. Микроструктура сплава ВТ15. X100:

а _ п о с л е з а к а л к и в в о д е с 900° С ; б — послч з а к а л к и и о т ж и г а п р и 85о<> 40 мин; о х л а ж д е н и е д о 100 L l H в а к у у м е [52. с. 50|

Рис 55 Влияние температуры отжига на твердость сплава BT15 при раз-ных степенях д е ф о р м а ц и и :

I — о%; 2 - 5 % ; 3 - 2 0 % ; 4 - 4 0 % ; 5 - 7 0 % ; S - 9 0 % [52, с. 50]

81

ние различных факторов на строение и свойства отож-женных сплавов.

Типичным примером в этом отношении может слу» жить работа Л. П. Лужникова и В. Н. Моисеева [61], посвященная изучению системы Ti—Al—Mn и относя-щихся к ней промышленных сплавов ОТ4-1, ОТ4 и ВТ4, содержащих около 1,5% Mn и — 2; 3 и 4% Al соответст-венно. Авторы указывают, что единственным видом тер-мической обработки этих сплавов, предназначенных для

деталей, изготовляемых штамповкой и сваркой, является отжиг. Измене-ние свойств холодноде-формированных сплавов в зависимости от темпера-туры отжига показано на рис. 56.

Отожженный в ваку-уме лист из сплава ОТ4 толщиной 1,5 мм подвер-гали холодной прокатке до степени деформации 30%, после чего он имел сгь = 97 кГ/мм2 и 6=13%.

Образцы из нагартованного материала подвергали отжигу до различных температур в течение 30 мин\ при otjk = 800° С сть уменьшился до 80 кГ/мм2, а б возрос-ло до ~ 2 7 % . Аналогичные результаты были получены для сплавов ОТ4-1 и ВТ4. По данным исследования опти-мальные температуры отжига составляют: для сплава ОТ4-1 700—750° С; для ОТ4 750—800° С и для ВТ4 800—850° С; они, следовательно, повышаются с увеличе-нием содержания алюминия в сплаве. Однако в связи с началом заметного окисления при нагреве выше 680— 720° С и необходимостью в этом случае удаления обра-зовавшейся окалины путем применения пескоструйной очистки или травления в ванне из расплавленных щело-чей рекомендуется проводить отжиг при несколько мень-ших температурах, а именно: для сплавов ОТ4-1 и ОТ4 — при 670—720° С, а для сплава ВТ4 — не выше 720— 750° С. Отжиг для устранения внутренних напряжений следует проводить при 500—600° С.

Время отжига назначают из расчета 10—15 мин на

JOO

I

К 90

л;

I 70 200 VOO 600 800

Температура, °С

д.%

20

ТО

Рис. 56. И з м е н е н и е механических свойств нагартованного сплава OT4 в зависимости от температуры от-

ж и г а [611

82

1 мм толщины листа, но в общей сложности оно не долж-но превышать 1 ч.

Дальнейшие исследования показали, что температу-ра «высокого» отжига титановых сплавов должна быть выше температуры рекристаллизации, но ниже темпера-туры фазового превращения ( а + р ) - > Р; эти темпера-туры для большинства практически применяемых спла-вов были определены экспериментально и приведены в табл. 6.

Т а б л и ц а 6

Температуры фазового превращения ( а + Р ) - » Р для некоторых титановых сплавов [51, с. 309; 33]

Марка сплава Температура, 0 C Марка сплава Т е м п е р а т у р а , 0 C

ВТЗ-1 930—980 ВТ9 970—1000 ОТ4-1 880—990 ВТ14 920—960 ОТ4 920—1000 ВТ 15 750—800 ВТ4 960—1100 АТЗ 940—1000 BT5 940—980 АТ4 950—1020 ВТ5 940—980 AT6 970—1040 ВТ6 950—1000 AT8 985—1050 ВТ8 970—1000

На основе этих данных разработаны следующие ре-жимы отжига промышленных титановых сплавов для снижения твердости, повышения пластичности и вырав-нивания структуры и свойств по сечению обрабатывае-мых деталей (табл. 7). В отдельных случаях отжиг по указанным режимам служит окончательной операцией термической обработки деталей конструкций.

Время выдержки при указанных температурах зави-сит от толщины (сечения) обрабатываемых изделий; для листов рекомендуют следующие выдержки;

Толщина листа, мм . . . До 1,5 1 ,6—2,0 2 ,1—6,0 > 6 Время выдержки, мин . 1 5 20 25 60

Для изделий большего сечения время выдержки мо-жет достигать нескольких часов.

Охлаждение большинства сплавов после выдержки при температурах отжига можно проводить на воздухе. Только в случае высоколегированных сплавов, для кото-рых при охлаждении на воздухе возможен значительный

83

Т а б л и ц а 7

Режимы отжига промышленных титановых сплавов [51, с. 309]; [5, с. 54]

Марка сплава

Т е м п е р а т у р а о т ж и г а , 0 C ( ; 10е)

Марка сплава

Температура отжига , 0 C ( ± 1 0 ° )

Марка сплава

листов и деталей

из них

прутков, по-ковок, штам-повок, т р у б ,

профилей и леталей

из них

Марка сплава

листов и д е т а л е й

нз них

прутков, по-ковок, ш т а м -повок, т р у б ,

профилей и деталей

из них

ОТ4 670 750 ВТ8 920, 590** ОТ4-1 650 750 ВТ9 — 950, 530*** ОТ4-2 700 850 BTl 4 750 750 ВТЗ-1 — 800* ВТ15 800 800 ВТ4 700 750 ВТ16 780 780 ВТ5 — 800 АТЗ 800—850 800—850 ВТ5-1 750 800 АТ4 850—870 850—870 ВТ6 — 800 АТ6 _ 850—870 ВТ6-С 800 — АТ8 — 925—950

* Д л я кратковременной работы при повышенных температурах . ** Двойной отжиг , в ы д е р ж к а при 590° С, 1 ч.

*** Д в о й н о й отжиг, выдержка при 530° С, 6 ч.

эффект закалки, необходимо, по крайней мере, в зоне фазовых превращений, охлаждать изделия вместе с печью. Например, для сплавов ВТ16 рекомендуется про-водить охлаждение с печью со скоростью 2—3 град/мин до 400° С, а затем на воздухе.

Для отдельных сплавов разработаны режимы изо-термического отжига; например, сплав ВТЗ-1 обрабаты-вают по режиму: нагрев до 870+15° С, выдержка, ох-лаждение с печью (или перенос в печь) до 650Т15°С, выдержка 2 ч, охлаждение на воздухе. Изотермический отжиг позволяет сократить время операции и достигнуть получения большей пластичности.

Для сплава ВТ14 изотермический отжиг ведут по ре-жиму: нагрев до 845° С, выдержка, охлаждение с печью (или перенос в другую печь) до 650° С, выдержка 30 мин, охлаждение на воздухе.

Повышение пластичности сплава ВТ6-С возможно путем применения следующего режима отжига: нагрев

84

ДО 850° С, выдержка, охлаждение с печью до 750°С, вы-держка 30 мин, охлаждение на воздухе.

Отмеченные специальные режимы отжига титановых сплавов приведены по данным [51, с. 309].

Более низкий («неполный») отжиг с целью устране-ния только внутренних напряжений, образовавшихся в результате механической обработки, листовой штам-повки, сварки и т. п., рекомендуется проводить при тем-пературах, указанных в табл. 8.

Таблица 8 Температуры неполного отжига титановых сплавов

Марка сплава Температура

отжига, 0C ( ± 2 0 ° С)

М а р к а сплава Т е м п е р а т у р а

о т ж и г а , 0 C ( ± 2 0 ° С)

ВТЗ-1, BT9 ОТ4-1, ОТ4

BT4, BT6, BT6-C, BT8

525 540

j 600

A T 3 , A T 4 BT5-1, ВТ5

B T 1 4

600—650 620 700

Время выдержки при неполном отжиге составляет обычно от 20 до 60 мин.

Т а б л и ц а 9 Механические свойства отожженных титановых сплавов

(листы) *

Марка сплава

Температура отжига, 0 C

Механические свойства Марка сплава

Температура отжига, 0 C о кГ/мм'1

5«. % угол загиба,

град.

OT4-1 650 60—75 15 50 OT4 670 70—90 12 50 АТЗ 8 0 0 - 8 5 0 70—85 16—24 45 ВТ5-1 750 75—95 10 40 BT5 800 80 15 40 BT16 780 80—95 1 2 - 1 7 80 BT4 700 85—100 1 0 - 1 5 40 AT4 850—870 8 5 - 1 0 0 10—20 40 BT6-C 800 85—100 12 30 BT6 800 90—110 8—10 40 BT14 750 90—110 7 - 1 4 40

* По д а н н ы м р а з л и ч н ы х источников.

85

Строение отожженных титановых сплавов. В резуль-тате отжига титановые сплавы приобретают стабильную (или близкую к ней) структуру, соответствующую рав-новесным диаграммам состояния.

Структурные изменения, происходящие при изотерми-ческом отжиге рассматриваются ниже, в разделе VIII,

Механические свойства отожженных титановых спла-вов. Механические свойства некоторых отечественных отожженных титановых сплавов приведены в табл. 9 и 10.

Т а б л и ц а 10 Механические свойства отожженных титановых сплавов

(прутки, поковки, штамповки) *

Марка сплава

Темпера-тура о т -жига, 0 C

Механические свойства Марка сплава

Темпера-тура о т -жига, 0 C V

кГ/мм? s«> % ф. % flH'

кГм/см3 НВ. кГ/мм*

AT3 800—850 75—90 13—18 40—50 4—13 296 BT5 800 80 10 30 3 321 ВТ16 780 80—95 12—17 — 8—10 —

BT6-C 800 85—90 10 30 3 , 5 269—341 АТ4 850—870 90—100 12—16 30—50 2,5—7 3 0 0 - 350 BT14 750 90—110 6—14 — 6—12 250—285 BT 4 750 95—105 10 30 3 , 5 255—321 BT6 800 95—110 10 30 3—3,5 320 AT3 7 0 0 - 8 0 0 95 10 25 3 285 AT6 850—870 9 5 - 1 0 0 10—20 25 3 - 4 302—321 ВТЗ-1 870, 650** 95—115 10—12 25 3 285 BT8 920, 105—125 9 30 3 302—341

590***

* По данным различных источников. ** Изотермический отжиг: 870° С (выдержка 1 ч) +650° С (выдержка 2 ч).

*** Двойной отжиг.

Свойства в таблицах даны раздельно для листовых материалов и полуфабрикатов в виде прутков, поковок и штамповок. Марки сплавов в таблицах приведены в по-рядке возрастания значений предела прочности (сть).

3. ИЗМЕНЕНИЕ СТРОЕНИЯ И СВОЙСТВ ОТОЖЖЕННЫХ СПЛАВОВ ПРИ СТАРЕНИИ

Выше (стр. 71) уже отмечалось, что для титановых сплавов после отжига не всегда удается получить ста-

86

бильную структуру, соответствующую равновесной диа-грамме состояния. В таком случае последующий дли-тельный нагрев ниже температуры фазового превраще-ния может привести к изменению строения и свойств. Сплавы с устойчивой а-структурой после отжига обычно становятся практически полностью термически стабиль-

SlJ?" с

TT

* ** 1 * 60 M «о tS! 20

30

I H 20 70 I H О WOO 2000

Продолжительность старения, ч Рис. 57. Зависимость механических свойств о т о ж ж е н н о -го сплава АТЗ от продолжительности старения при 400° С

[35, с. 214]

ными. Например, исследованный в работе В. С. Михеева, К. П. Маркович и 3. Г. Фридман [35, с. 214] сплав АТЗ, предварительно отожженный при 800° С в течение 30 мин, в процессе последующего длительного (до 3000 ч) ста-рения при 350 и 400° С практически не изменяет своих механических свойств (рис. 57).

Еще более длительные (до 5000 ч) испытания на пол-зучесть, а также испытания в условиях циклического нагрева и охлаждения без напряжения подтвердили для этого сплава практическую неизменность пластичности, т. е. отсутствие склонности к охрупчиванию. Такое пове-дение сплавов подобного типа имеет большое значение с точки зрения их применения в условиях длительного нагревания.

В сплавах с большим содержанием р-стабилизаторов после отжига структура становится сравнительно менее устойчивой, так как может содержать не вполне стабиль-

87

пую р-фазу, которая в процессе длительного старения претерпевает изменения.

Так, при старении сплавов системы T i — A I - F e [32, с. 158], предварительно отожженных при 950° С, после-дующий нагрев их до 500° С в течение первых 10 ч не изменяет структуры, нагрев свыше 25 ч вызывает ча-стичный эвтектоидный распад р-фазы, а еще более дли-тельный нагрев — до 50—100—500 ч ведет к завершению этого распада. Термическая стабильность этих сплавов прямо зависит от. содержания железа (р-стабилизато-ра). В цитируемой выше работе была установлена пре-дельная норма его содержания ( <C0,40/c-Fe), обеспечи-вающая термическую стабильность; это количество со-ответствует предельной растворимости железа в a-Ti при 500° С.

Интересно, что в двойной системе Fe—Ti сплав эв-тектоидного состава после 500-¾ отжига при темпера-туре 575° С (т. е. всего на ~ 2 0 ° С ниже эвтектоидной) содержал еще некоторое количество р-фазы [62].

Эти данные свидетельствуют о получении в практи-ческих условиях отжига для ряда титановых сплавов с повышенным содержанием р-стабилизаторов неравно-весных структур и заставляет проводить специальные испытания на термическую стабильность, если такие сплавы предназначаются для длительной эксплуатации при повышенных температурах.

VI Т Е О Р И Я З А К А Л К И Т И Т А Н О В Ы Х

С П Л А В О В

1. ОБЩАЯ ТЕОРИЯ ПРЕВРАЩЕНИЙ ПРИ ЗАКАЛКЕ

Рассмотрим общую теорию превращений при закал-ке для сплавов титана с переходными элементами—|3-ста-билизаторами (V, Mo, Nb, Та, Re и др.). Согласно рав-новесной диаграмме состояния, по мере возрастания со-держания p-стабилизатора критические точки начала и конца превращения p-раствора в а-раствор снижаются (рис. 58) и превращение начинается при температурах, отвечающих линиям Ti—С5, а заканчивается на линии T i - C 2 .

Таким образом, ниже температуры полиморфного превращения P - T i ^ a - T i (882,5°С), равновесная структу-ра последовательно меняется от a-твердого раствора че-рез (a + р) к р-твердому раствору.

В случае закалки критические точки понижаются, также находясь в зависимости от содержания р-стаби-лизатора. Начало превращений при закалке соответству-ет линии Mn, а конец — линии Мк\ влияние различных элементов на положение линии Mn (начала мартенсит-ного1 превращения) по данным П. Дьюза (63, 64) пред-ставлено на рис. 59.

В результате закалки получают различные закалоч-ные структуры — а', а", со, имеющие мартенситную при-роду (см. ниже, стр. 95), или фиксируют p-раствор, кото-рый может характеризоваться различной стабильностью. Чаще всего при закалке образуется мартенситная а'-фаза.

Представим себе, что сплав с различным содержани-ем р-стабилизатора закаливается с Z3ак, лежащей выше 882,5° С. Тогда возможны четыре случая (см. рис. 58):

1. При концентрации < С i мартенситное превраще-ние, начавшись на линии M1,, полностью закончится на линии Mk и сплав приобретает структуру только и'-фазы.

1 См. далее, стр. 96.

89

з а к а л к е титановых сплавов в зависимости от содер-ж а н и я ? - стабилизаторов

Содержание легирующего элемента, % (CtfflOMH)

Рис. 59. Влияние легирующих элементов на поло-ж е н и е температур Mu д л я двойных титановых спла-

вов (из [55. с. 77])

2. При концентрациях от Cj до C3 после закалки на-ряду с а'-фазой сохранится некоторое количество оста-точной р-фазы. Кроме того, в отдельных случаях воз-можно также образование а"- и со-фаз.

3. При концентрациях от C3 до Cs в условиях быстро-го охлаждения фиксируется р-фаза, но возможно также ее частичное превращение в со-фазу. Очевидно, сохра-няющаяся в этом случае р-фаза будет т е р м и ч е с к и н е с т а б и л ь н о й , так как ее концентрация окажется меньше максимально устойчивой (Cs) для данной тем-пературы.

Поэтому при нагревании она будет претерпевать пре-вращения, составляющие сущность процесса старения (см. ниже, стр. 138).

Следует отметить, что до некоторой концентрации C4 р-фаза в закаленном сплаве будет также и м е х а н и -ч е с к и н е с т а б и л ь н о й , что выражается в ее способ-ности претерпевать мартенситное превращение при воз-действии внешней механической силы в процессе пла-стической деформации. В зоне больших концентраций (C4—Cs) р-фаза более устойчива и потому механически стабильна.

4. При концентрации больше Cs сохраняющаяся пос-ле охлаждения с любой скоростью термодинамически устойчивая р-фаза будет, очевидно, механически и тер-мически стабильной и неспособной к старению при по-следующем нагревании.

В работе [35, с. 55], где дан подробный анализ рас-смотренной схемы, отмечается, что последняя справед-лива также для случая легирования титана эвтектоидо-образующими переходными элементами (Cr, W, Mn, Fe, Со, Ni) , поскольку скорость эвтектоидного распада ти-тановых сплавов является в большинстве случаев очень небольшой, вследствие чего подобный распад в условиях закалки не происходит.

Соотношение линий равновесной диаграммы с эвтек-тоидным превращением и линий M h И M k , отвечающих мартенситным превращениям в условиях закалки, рас-смотрено в работе [55, с. 77].

В случае введения p-стабилизаторов, не относящихся к переходным элементам (Cu, Si) , р-фаза не фиксирует-ся закалкой, поэтому в закаленных сплавах соответст-вующего состава присутствует только а'-фаза, иногда

91

вместе с интерметаллидами, если содержание р-стабили-затора достаточно велико.

Анализ характера превращений при закалке, в зави-симости от содержания p-стабилизаторов, имеет боль-шое практическое значение с точки зрения выяснения возможности упрочнения закаленных титановых сплавов при последующем старении.

С. Г. Глазунов [5, с. 2] указывает, что, начиная с «кри-тической» концентрации C3 (см. рис. 58), сплав может закаливаться на р-структуру.

Вторичный нагрев закаленного сплава (старение) вы-зывает частичный распад p-твердого раствора обычно сопровождающийся образованием частиц более дисперс-ных фаз, значительным повышением прочности и твер-дости и снижением пластичности.

При концентрации p-стабилизатора меньше критичес-кой происходит полное или частичное превращение р-фа-зы в а'-фазу; последняя является термодинамически нестабильной и при старении распадается также с образо-ванием дисперсных структур; поэтому сплавы этой груп-пы также способны к упрочняющей термической обра-ботке.

Наконец, при закалке сплавов из двухфазной обла-сти (а + р) наряду со стабильной а-фазой охлаждается р-фаза, характер превращения которой зависит от ее состава, определяемого по законам фазового равновесия температурой нагрева; концентрация р-фазы будет всег-да меньше Cs, поэтому она может проявлять склонность к старению.

Таким образом, все сплавы до концентрации C5 спо-собны в той или иной мере к упрочняющей термической обработке.

В работе [5, с. 2] подчеркивается, что особый прак-тический интерес представляют сплавы, способные при закалке образовывать структуру м е х а н и ч е с к и н е -с т а б и л ь н о й р-фазы; в этом случае после закалки можно получать пластичные, легко деформируемые сплавы с низким значением предела текучести, что об-легчает их холодную обработку давлением (штампов-ку и др.).

1 Очевидно, это возможно до концентрации C5, выше которой Р-фаза становится термодинамически стабильной и неспособной, к старению.

92

Вместе с тем происходящее при такой обработке под воздействием внешних напряжений и пластической де-формации мартенситное превращение [3-фазы приводит к получению высоких прочностных характеристик, необ-ходимых для работы материала в конструкции. Следо-вательно, в сплавах такого типа совмещаются хорошие технологические и эксплуатационные свойства.

Исследование структур быстроохлажденных титано-вых сплавов позволило В. А. Ливанову и Б. А. Колачеву [35, с. 55] распространить разработанную ими классифи-кацию (см. стр. 42) на закаленные сплавы. Авторы вы-деляют при этом три основные группы сплавов (разделяемых в свою очередь на три подгруппы), а именно:

I. а - с п л а в ы . К ним относятся сплавы, имеющие после закалки строение ct'-фазы; последняя, без других структур, может, очевидно, в соответствии с диаграммой (см. рис. 58) образовываться лишь при малой концент-рации легирующего элемента ( < C i ) , так как при боль-шем его содержании мартенситное превращение не за-канчивается и в структуре сохраняется остаточная |3-фаза. Такая малолегированная а'-фаза по строению и свойствам весьма близка к равновесной а-фазе, что дало основание авторам соединить эти структуры в одну группу.

В зависимости от степени легирования и особенностей легирующего элемента сплавы этой группы можно раз-делить на три подгруппы:

1. Термически неупрочняемые. 2. Термически упрочняемые дисперсионным твер-

дением. 3. Сплавы мартенситного типа. II. (а + (3)-сп л а в ы. Эти сплавы имеют после закал-

ки строение а '+р-фаз; в некоторых из них возможно об-разование со-фазы, однако специфические особенности, присущие последней, позволяют структурно не выделять ее в данной классификации.

Эти сплавы делят на две подгруппы: 1) твердеющие при закалке, 2) мягкие после за-

калки. Возможно, что различия в твердости объясняются

влиянием ©-фазы, которая, однако, по мнению авторов, металлографически не может быть обнаружена.

93

III. р - с п л а в ы , имеющие после закалки строение р-фазы. В зависимости от стабильности последней их можно разделить на три подгруппы:

1) сплавы с механически нестабильной р-фазой; 2) сплавы с механически стабильной р-фазой; 3) сплавы с термодинамически стабильной р-фазой. В табл. 11 приведены примеры классификации неко-

торых практически применяемых сплавов по микрострук-

Таблица 11 Классификация титановых сплавов

по структуре после закалки [35, с. 55]

Тип сплава Класс сплава Тип сплава Класс сплава Марка п о сложив- по микро- Марка по сложив- по микрост-сплава шейся клас- с т р у к т у р е сплава ш е й с я клас- р у к т у р е п о с л е

сификаций после закалки сификации закалки

BT5 а а BT 3-1 а + Р а + р BT5-1 а а BT6 а + р а + р OT4 а + Р а BT8 а + Р а + Р

OT4-1 а + Р а BTlO а а OT4-2 а + р а BT14 а + р а + Р в т з а + р а + р BT18 P P

туре после закалки. Следует подчеркнуть, что для этих сплавов такие же структуры образуются после нормали-зации (см.стр.42) .

Необходимо также добавить, что при легировании ти-тана р-стабилизаторами, не относящимися к переходным элементам (Cu, Si) , р-фаза не фиксируется закалкой; подобные сплавы после закалки имеют структуру а'-фа-зы, иногда с присутствием частиц металлических соеди-нений, если содержание легирующего элемента доста-точно большое. Эти сплавы следует отнести к подгруппе а-сплавов мартенситного типа.

Сравнивая системы классификации титановых спла-вов по принципу различия микроструктуры после отжига и нормализации, можно сделать заключение, что подоб-ная классификация на а-сплавы, (а+р)-сплавы и р-спла-вы сохраняется и в случае закаленных сплавов.

Рассмотренная систематика титановых сплавов име-ет несомненное практическое значение и отвечает совре-менному уровню развития учения о термической обра-ботке титановых сплавов.

94

2. ХАРАКТЕРИСТИКА МЕТАСТАБИЛЬНЫХ ФАЗ, ОБРАЗУЮЩИХСЯ ПРИ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКЕ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ

В структуре титановых сплавов, кроме стабильных а- и р-фаз и различных металлических соединений, мо-гут присутствовать следующие метастабильные фазы: а', а", (о, р — термодинамически нестабильная; послед-няя может быть механически стабильной и механически нестабильной; в обоих случаях она распадается при на-гревании и потому является термически нестабильной. Метастабильные фазы образуются при закалке из р-об-ласти сплавов титана со многими переходными элемен-тами (V, Nb, Та, Cr, Mo, Mn, Fe и др.) . Они были и про-должают оставаться объектами многочисленных иссле-дований ряда советских ученых [12, с. 308; 65, с. 210; 66; 67, с. 307; 68; 69; 70, с. 5 и др.] и зарубежных авторов.

Рассмотрим некоторые особенности строения, усло-вий образования и свойств этих фаз, играющих основ-ную роль в строении термически обрабатываемых тита-новых сплавов.

а' - ф а з а — пересыщенный твердый раствор ле-гирующих элементов в a-Ti. Она имеет гексагональную решетку с такими же параметрами, как соответствую-щая ей по составу равновесная a-фаза. Линии рент-генограммы a'-фазы размыты вследствие напряжений. Схема перестройки р-фазы в a'-фазу по работе Ю. А. Багаряцкого и др. [65, с. 210] показана на рис. 60. a'-фаза имеет игольчатую микроструктуру, напоминаю-щую мартенсит.

Обычно a'-фаза образуется в малолегированных сплавах титана. При этом переход р - > а ' может осуще-ствляться как в процессе быстрого охлаждения р-фазы, так и в результате пластической деформации метаста-бильного p-раствора. В титане высокой чистоты разли-чие между а- и а'-фазами связано обычно только с фор-мой зерен и их размерами.

Установлено, что образование a'-фазы существенно увеличивает твердость сплавов [65, с. 210]. Во всяком случае, a'-фаза тверже и прочнее а-фазы.

а" - ф а з а подобно a'-фазе представляет пересыщен-ный твердый раствор легирующих элементов в a-Ti и яв-ляется типичной мартенситной фазой; однако она обра-

95

зуется в более легированных сплавах титана и имеет большую степень пересыщения. Отмечено что а"-фаза образуется в сплавах титана только с теми переходными элементами (V, Nb, Та, W, Mo, Re), атомные радиусы которых близки к атомному радиусу титана.

а"-фаза имеет ромбическую кристаллическую решет-ку с базисом ООО; — — ;0; — у — ; о — +У ~г • Значения

2 2 2 2 2 2

Рис. 60. Схемы перестройки Р-фазы в а' и я"-фазы:

а —|3-фаза; б — а ' - ф а з а ; в — « " - ф а з а [65, с. 210]

параметра у, а также величины периодов ромбической ячейки а"-фазы несколько меняются в зависимости от состава фазы [65, с. 210]. Понижение симметрии (по сравнению с гексагональной решеткой a-Ti) связано с большим пересыщением a-раствора легирующими эле-ментами. Расположение атомов, по сравнению с а-решет-кой в а"-фазе, несколько изменено (см. рис. 60, в).

а"-фаза подобно a'-фазе имеет игольчатое строение. Твердость а"-фазы значительно меньше твердости

сплавов, имеющих а'-структуру. Механизм образования рассмотренных выше разно-

видностей а' и а"-фаз, возникающих в результате пре-вращения p-раствора, был выяснен для многих титано-вых сплавов путем проведения ряда кристаллографичес-ких исследований, подобно тому, как это было сделано при изучении механизма полиморфного превращения чи-стого титана, например в работе [4].

При этом выяснилось, что в основном соотношения

1 Н о с о в а Г. И. Автореферат диссертации. Москва, 1961.

96

ориентировки В. Г. Бюргерса (см. стр. 14) оказались действительными также для многих титановых сплавов, например T i - N i [72, с. 892], T i - M o [57, с. 1280; 73] и др.

Однако более детальные исследования, проведенные в работах [57, с. 1280; 73, 74; 72, с. 1036] и др., показали, что габитусные плоскости, наблюдаемые при образова-нии а-мартенсита в титановых сплавах, нельзя полно-стью объяснить с позиций соотношений Бюргерса.

Так, И. С. Лью и X. Марголин [74] на примере спла-вов Ti—Mn впервые установили, что в условиях мартен-ситного превращения могут сосуществовать две различ-ные системы габитусных плоскостей: {334}р и {344}р.

Мартенситные иглы, соответствующие этим плоско-стям, имеют различный внешний вид. С. Вейниг и Е. С. Маклин [57, с. 1280], основываясь на предыдущих исследованиях других авторов, показали, что этим двум разновидностям мартенсита соответствуют различные параметры кристаллических решеток; последний вывод находится в согласии с тем фактом, что в закаленном сплаве Ti6A14V А. И. Греет и др. [75, с. 627] наблюдали две переходные фазы, обозначенные ими о! и а". Экспе-риментальные исследования авторов работы [57, с. 1280] показали, что в сплаве титана с 11 % (по массе) Mo га-бутусная плоскость отклонена на 4° от плоскостей {334),3 или {8, 9, 12}р.

В работе И. С. Лью [72, с. 1036] была изучена при-рода мартенситной габитусной плоскости и, в частности, сделана попытка установить, существует ли различие между мартенситными фазами, возникающими при за-калке и образующимися при деформации остаточной р-фазы.

В закаленных сплавах титана с 10% (по массе) Mo наблюдалось образование мартенсита по плоскостям {334}р и {344}э, однако направления нормалей к этим плоскостям несколько отклонялись от найденных в ра-боте [74] для сплавов Ti—Mn.

В закаленных сплавах Ti—Cr и Ti—Fe появились только мартенситные плоскости (334}р -типа, хотя для последней системы результаты не могут считаться впол-не надежными.

В случае закалки образцов из сплава Ti—Mo в жид-ком аргоне и последующей их деформации образование

7 - 6 7 0 97

мартенсита наблюдалось только по габитусной плоско-сти {344}^. В работе [72, с. 1036] было также показано, что соотношения ориентировки В. Г. Бюргерса осущест-вляются в случае образования мартенсита по плоскости {334}^ однако при этом между направлениями [111]э и [1120]а имеется отклонение до 1/2 град. Если образо-вание мартенсита происходит по плоскости {344}р, то может быть либо такое же ориентационное соотношение, либо другое, при котором (1 i0) р: (0001)« ~ 14 град, и £ 110]э: [Ю10]а — 1 град.

Автор отмечает, что образование мартенсита по га-битусным плоскостям {334}р или {344}(з , которые сущест-венно различаются, по-видимому, зависит от темпера-туры, именно начинается при различных температурах Мн. При этом предположение, что кривая M a — состав для мартенситного превращения по плоскости (344}р яв-ляется горизонтальной, может, по мнению Лью, объяс-нить найденные им экспериментальные данные.

П. Джаунт и И. В. Кристиан [73] изучали закономер-ности мартенситных превращений, происходящих под влиянием напряжений в закаленных сплавах титана с молибденом. Для сплава с 11% Mo авторы обнаружи-ли обе габитусные плоскости — {334}р и {344}р . Эти результаты несколько отличаются от данных работы [72, с. 1036], в которой, как отмечалось выше, для подобного сплава была найдена только одна мартенситная плос-кость {344} р . >.;' :

Суммируя результаты предыдущих исследований, П. Джаунт и И. В. Кристиан [73] заключают, что с точ-ки зрения общих закономерностей мартенситного пре-вращения, которое претерпевают титан и его сплавы, можно понять образование мартенсита только по габи-тусной плоскости {334)(}; в отличие от этого образова-нию мартенсита по плоскости {344}р пока еще нельзя дать достаточного теоретического объяснения.

<о-ф а з а является важнейшей метастабильной фазой, часто образующейся при различных видах термической обработки титановых сплавов, содержащих переходные элементы. Ее особенности представляют не только тео-ретический интерес, но имеют также большое практичес-кое значение, поскольку она оказывает сильное влияние на свойства сплавов. Главное проявление ее в этом от-

98

ношении сказывается в резком снижении вязкости и пла-стичности («охрупчивании») сплавов. Необходимо под-черкнуть, что подобное отрицательное влияние на меха-нические свойства нередко исключало возможность прак-тического использования некоторых промышленных титановых сплавов, в которых со-фаза появлялась в про-цессе термической обработки или при эксплуатации.

Характеристики прочности и упругих свойств тита-новых сплавов при наличии в структуре со-фазы резко возрастают.

Исследованию строения, свойств и условий образова-ния ш-фазы посвящено много работ, однако до настоя-щего времени по ряду вопросов имеются различные мне-ния. Поэтому ниже автор счел целесообразным сопоста-вить и критически оценить взгляды отдельных исследо-вателей по важнейшим дискуссионным вопросам, свя-занным с со-фазой. Кристаллическая решетка ©-фазы рассмотрена ниже (стр. 102).

Впервые со-фаза была обнаружена в сплавах Ti—Cr и T i - M n в 1953 г. В. М. Паррисом, Л. Л. Хирчем и П. Д. Фростом и в 1954 г. более подробно исследована П. Д. Фростом и др. [76, с. 1056]. Затем она была найде-на во многих других титановых сплавах, а также в спла-вах на основе циркония [77; 71, с. 5; 78; 79], гафния [80, с. 188] и в закаленных сплавах урана с цирконием и нио-бием [81].

Позже было проведено много работ по исследованию P -> ©-превращения и выяснению причин влияния ш-фазы на физические и механические свойства титановых сплавов.

Интересно, что проводившиеся ранее металлографи-ческие исследования процесса распада P -»to не могли выявить а-фазу, так как последняя под микроскопом не обнаруживалась. Ее присутствие было доказано рент-генографически и (косвенно) по резкому повышению хрупкости сплавов. В некоторых из последующих работ со-фаза была обнаружена при электронномикроскопичес-ком исследовании (рис. 61).

Было замечено, что со-фаза может возникать как при закалке из р-области (когда диффузионные процессы практически исключаются), так и при отпуске закален-ной метастабильной р-фазы. Замечательно, что темпера-турный интервал образования ©-фазы (200—500°С) в

99

обоих случаях практически совпадает. Известны также случаи образования ю-фазы при изотермическом превра-щении и при пластической деформации механически не-стабильной р-фазы. Установлено, что со-фаза образуется, как правило, лишь в сплавах, имеющих определенную «критическую» концентрацию легирующих элементов, которой соответствует постоянная электронная концент-рация.

Рис. 61. Электронная микрофотография сплава Ti lSMo после закалки с 850° С и п о с л е д у ю щ е г о отпуска при 400° С (4 ч). Видны темные о б р а з о в а н и я w -фазы,

закономерно ориентированные по отношению к матрице [82]. X 160.000

Превращение P © никогда не доходит до конца, вследствие чего получить изолированную со-фазу пока не удалось; рентгенографические исследования показали, что р- и ©-фазы очень тесно (когерентно) связаны между собой. По своей физической природе со-фазу следует от-нести к фазам мартенситного типа, подобно и а'- и а"-фазам.

Отмеченные даные, а также результаты других более детальных исследований позволяют отметить следующие общие особенности со-фазы:

1. ю-фаза есть гексагональная фаза мартенситного типа, так как она представляет пересыщенный твердый раствор, образующийся бездиффузионным путем, по-ви-димому, по сдвиговому механизму, характерному для типичных мартенситных превращений.

Однако ее следует отнести к мартенситным фазам

100

о с о б о г о т и п а , поскольку она не проявляет игольча-того строения, не имеет микрорельефа на поверхности и вообще не обнаруживается при металлографическом исследовании.

2. со-фаза может быть получена при закалке, при изо-термическом превращении р-фазы и при отпуске (старе-нии) закаленной метастабильной р-фазы. Во всех этих случаях температура ее образования и параметры кри-сталлической решетки для данного сплава практически одинаковы. о

Интересно, что параметры со-фазы (3,255—3,260 А) одинаковы также для сплавов различного состава; это свидетельствует об одинаковом влиянии легирующих элементов на формирование со-фазы, что дает основание называть состав со-фазы в сплавах титана «эквивалент-ным составом» [12, с. 308; 83].

Установлены также случаи образования со-фазы при пластической деформации механически нестабильной р-фазы.

3. Образование со-фазы никогда не доходит до конца; она всегда сосуществует с р-фазой и когерентно с ней связана Ч

4. Как правило, со-фаза образуется в сплавах, имею-щих определенную «критическую» концентрацию леги-рующего элемента, соответствующую постоянной элект-ронной концентрации, что дает основание отнести ее к фазам электронного типа.

5. Образование со-фазы сопровождается уменьшени-ем объема, т. е. увеличением плотности сплава.

6. со-фаза вызывает резкое увеличение хрупкости ти-тановых сплавов, повышает их твердость.

Следует добавить, что в настоящее время условия образования и природа со-фазы изучены настолько, что существуют практические методы термической обработ-

1 По данным работы Ф. Л. Локшина [84, с. 55], условие обяза-тельного сосуществования со- и Р-фаз не является общим и спра-ведливо только для случая закалки. Этот вывод основан на опытах образования ю-фазы из а-фазы при всестороннем сжатии. Так, Ф. П. Банди [85, с. 230] показал, что при всестороннем давлении 90000 кГ/см2 и выше в области температур 20—600° С происходит переход а-»о>, причем после снятия нагрузки (при 20°С) со-фаза сохраняется.

101

ки, исключающие ее присутствие в промышленных спла-вах или появление в условиях эксплуатации.

К р и с т а л л и ч е с к о е с т р о е н и е © - ф а з ы . Изу-чению кристаллического строения ©-фазы посвящено много работ. Первые сведения об ее структуре были по-лучены в работах П. Д. Фроста [76, с. 1056], В. М. Пар-риса и др. [48, с. 178] и Б. В. Левингера [48, с. 195]; после этого два авторских коллектива (Ю. А. Багаряц-кий и др. [86] и И. М. Силкок и др. [87]) независимо друг от друга провели фундаментальные исследования, в ре-зультате которых были установлены основные характе-ристики кристаллического строения со-фазы и механизм ее образования.

В последующих работах ([88]; [89, с. 413]; [90]; [91]; [92, с. 17]; [93]; [65, с. 210] и др.) строение со-фазы уточ-нялось, однако до настоящего времени единого мнения по некоторым деталям структуры и механизма превра-щения р со еще нет.

В ряде работ кристаллическая решетка со-фазы опи-сывается как к у б и ч е с к а я , оси которой параллельны осям р-фазы, но имеющая по сравнению с последней ут-роенный параметр.

Впервые подобное представление было развито в ра-ботах [76, с. 1056] и [48, с. 178], затем в работе [90] для сплава Ti с 6% Fe был определен параметр такой ре-о шетки, равный а = 9 , 7 6 А при (100)p H(IOO)m; для спла-вов Ti—Cr (91) параметр кубической решетки был най-

O ден равным а = 9 , 8 0 А, причем предполагается, что из общего числа 54 атомов, приходящихся в среднем на эле-ментарную ячейку со-фазы, два являются атомами хро-ма. Такое предположение, однако, нельзя считать экспе-риментально доказанным, так как относительные коли-чества р- и ©-фаз в работе не определяли, а потому со-став со-фазы не мог быть точно известен [54].

Значительно большее число авторов полагает пра-вильным описывать со-решетку в гексагональных осях. В этом случае направление [OOOlJm параллельно направ-лению Cl 1 IJp» а плоскость (П20) ю параллельна плоско-сти (1Ю)|з . Если принять такую структуру, то для ©-фа-зы сплава Ti с 16% V [87, 88] получают следующие па-O о раметры: а = 2,82А; с = 4 , 6 0 А . Аналогичные данные по-лучены в работе [89, с. 413] для сплава Ti с 15% V. 102

В более поздней работе [93] была исследована струк-тура ©-фазы в двойных сплавах титана, содержащих со-ответственно 13% Cr, 13% Mo и 29% V. Результаты этого исследования подтвердили целесообразность описания решетки со-фазы в гексагональных осях. При этом были получены также некоторые сведения относительно меж-атомных расстояний в со-фазе; оказалось, что в послед-ней возможны три различные группировки атомов тита-на, соответствующие межатомным расстояниям 2,655;

о 2,82 и 3,005 А. Эти значения меньше, чем межатомные о расстояния для чистого р—Ti (2,82; 3,25А), однако ав-тор работы [93] считает их приемлемыми и указывает, что подобные расстояния встречаются и в других фазах, содержащих титан, например в соединении Ti3Pt.

Наличие гексагональной решетки для ©-фазы было установлено в ряде работ другого авторского коллектива [86; 66; 92 и др.], в которых координаты атомов в эле-ментарной ячейке ©-фазы были определены более точно. Оказалось, что базис структуры, соответствующий по

данным работы [93] положениям ООО Д°л" \ 3 3 2 /

жен быть заменен базисом 000 + , где z =

= 0,480 + 0,003. Таким образом, заключение, сделанное в работе [93],

что г = 0,5, не подтвердилось. Поэтому следует считать, что решетка ©-фазы характеризуется пониженной сим-метрией и отвечает не гексагональной сингонии с про-странственой группой Deft -PQImmm [93], а тригональ-ной, с пространственной группой Dad —РЪт\ [92].

Параметры решетки ©-фазы для сплавов титана с хромом равны: аш =4,60 кХ; с,л =2,82 кХ [92]. Для сплава Ti с 15%V соответствующие значения равны: а = = 4,59 кХ; ¢ = 2,815 кХ, т.е. практически такие же. Весь-ма близкие значения параметров ю-фазы были получены и для других сплавов титана со многими переходными металлами.

На рис. 62 сопоставлены кристаллические структуры р- и ©-фаз.

Механизм перестройки р-фазы в ©-фазу показан на рис. 63. На этой схеме решетка р-фазы дана в гексаго-

103

Р и с . 62. К р и с т а л л и ч е с к и е с т р у к т у р ы р и о ) - ф а з : о — Р - ф а з а ( в ы д е л е н а т а к ж е к у б и ч е с к а я э л е м е н -т а р н а я я ч е й к а ) ; б — ' " - ф а з а (Ю. А. Б а г а р я ц к и й ,

Г. И . Н о с о в а , Т. В. Т а г у н о в а [86])

т к у д т ш с

Wibyd S A

\ *

\

2 ¾ * Шгекс

Рис. 63. С х е м а п е р е с т р о й к и ? - р е ш е т к и в т - ,решетку 165, с. 210]

нальных координатах, и за ось с принято одно из направ-лений [111] кубической решетки.

Элементарная ячейка со-фазы, выраженная в гексаго-нальных осях, содержит 3 атома и характеризуется бази-сом (ООО), - j «*j, Сопоставление элементарных ячеек P и со-фаз показывает, что они раз-личаются между собой положением внутренних атомов: образование гексагональной решетки со-фазы из кубиче-ской объемноцентрированной решетки р-фазы осуществ-ляется путем направленного смещения двух внутренних атомов ячейки р-фазы в направлении осей с навстречу друг другу на величину ~ 0 , 4 кХ.

Взаимная ориентировка обеих фаз определяется со-отношениями (OOOI)10 Il ( I l l ) p ; [1120]»И [110]^ .

Когерентность р- и «-фаз по граням куба была подт-верждена также в работе [91] на основании существова-ния факта полосчатости дифракционных отражений, по-лученных на рентгенограммах.

Наоборот, в работе С. А. Спекнера и В. Ростокера [75, с. 463] было обнаружено, что со-фаза выделяется в форме пластинок, которые не отличаются строгой ориен-тировкой по отношению к решетке p-раствора; такой факт, по-видимому, носит частный характер [54].

Следует отметить, что некоторые авторы приписыва-ют со-фазе решетки, отличные от кубической и гексаго-нальной. Так, например, для со-фаз, образующихся в не-которых сплавах титана с хромом и ванадием, рентгено-граммы, полученные методом порошков, показали линии орторомбической решетки с параметрами: а = 6,203— 6,231 А°; 6=6,498—6,597 А; с = 13,52—13,62 А. При этом колебания в значениях параметров оказались зависящи-ми не только от состава сплава, но также от того, с ка-кими фазами сосуществует возникающая со-фаза.

Сопоставляя мнения отдельных исследователей, ав-тор работы [54] полагает, что неодинаковые выводы яв-ляются, вероятно, результатом различной трактовки близких между собой экспериментальных данных: по-ви-димому, кубическая и гексагональная модификации со-фазы равновероятны и могут существовать совместно

* и=0,47—0,49 (для сплавов Ti—Cr); 0,495'(для сплавов Ti—V).

8—670 105

Следует, однако, отметить, что прецизионные опыты в серии тщательно проведенных работ [65, с. 210; 66; 86; 92, с. 17] оставляют мало сомнений в том, что со-фаза, всегда когерентно связанная с р-фазой, имеет, по-види-мому, тригональную форму гексагональной решетки, что подтверждается приводимыми ниже данными о природе со-фазы.

У с л о в и я и к и н е т и к а о б р а з о в а н и я с о - ф а -з ы. Основные условия образования со-фазы были выяс-нены в работе П. Д. Фроста [76, с. 1056], а затем уточ-нены в ряде более поздних исследований.

Существуют два главных пути образования со-фазы: 1. Быстрое охлаждение (закалка) р-фазы, при кото-

ром осуществляется б е з д и ф ф у з и о н н о е превра-щение последней.

2. Изотермический распад метастабильной р-фазы, связанный с ее «расслоением» на участки с различной концентрацией легирующего элемента, т. е. д и ф ф у з и -о н н ы й п у т ь .

Т а б л и ц а 12

Электронная концентрация со-фаз в некоторых сплавах титана с переходными элементами [66]

Сплав

Концентрация л е г и р у ю щ е г о э л е м е н т а , %

( а т о м н . ) п, эя/ат v, эл/ат

Ч и с л о s-f-d-э л е к т р о н о в

л е г и р у ю щ е г о э л е м е н т а

Г р у п п а п е -р и о д и ч е с к о й

системы

T i - V 0 , 1 3 4 , 1 3 5 , 8 7 3 + 2 VA T i - N b 0 , 1 8 4 , 1 8 5 , 8 2 4 + 1 VA T i - T a ( 0 , 1 8 ) ( 4 , 1 8 ) 5 , 8 2 3 + 2 VA T i - C r — 4 , 1 4 5 , 8 6 5 + 1 VIA T i - M o 0 , 0 4 5 4 , 0 9 5 , 9 1 5 + 1 VIA T i - W 0 , 0 7 5 4 , 1 5 5 , 8 5 4 + 2 VIA T i - M n 0 , 0 5 5 4 , 1 6 5 , 8 4 5 + 2 VIIA T i - R e 0 , 0 4 5 4 , 1 4 5 , 8 6 5 + 2 VIIA T i - F e 0 , 0 3 4 , 1 2 5 , 8 8 6 + 2 VIIIA T i - C o 0 , 0 5 5 ( 4 , 2 2 ) ( 5 , 8 7 ) 7 + 1 VIIIA

О б р а з о в а н и е ш - ф а з ы п р и з а к а л к е . Было отмечено, что образование со-фазы при быстром охлаж-дении наблюдается при некоторой «критической» кон-центрации легирующего элемента, отвечающей постоян-ному значению электронной концентрации.

106

В табл. 12 приведены систематизированные данные, включающие значения электронной концентрации (п) и разности (v) между числом вакансий в d-оболочке и чи-слом s-электронов на один атом для со-фаз, образующих-ся в некоторых двойных сплавах титана.

При расчете п валентность элементов принималась в соответствии с номером группы. Основанием для этого является установленный для титана факт участия в меж-атомной связи его четырех электронов (В. Юм-Розери, Л. Полинг); для легирующих элементов, являющихся по-добно титану переходными, также может быть принято, что в образовании межатомных связей участвуют s+d-электроны; сумма их, очевидно, равна номеру группы.

Величина v определяется из соотношения v=10—п, так как во всех переходных металлах общее число ва-кансий в d-oболочке равно 10.

Данные табл. 12 показывают, что электронная кон-центрация для со-фаз различных систем лежит в узких пределах 4,09—4,22 эл/ат и может практически считаться постоянной.

Более поздние работы подтвердили постоянство п также для со-фаз, образующихся в некоторых тройных и четверных сплавах на основе титана [44, с. 535], а также в сплавах циркония [77; 94, 95, 96 и др.]. Эти данные поз-воляют относить со-фазу к фазам электронного типа.

Второй'особенностью р->со-превращения является по-стоянство параметров решетки |3-растворов, дающих на-чало образованию со-фазы [65, с. 210]. Это видно, напри-мер, из рис. 64, показывающего, что со-фаза возникает при составах р-фазы, имеющих периоды ар = 3,255— 3,260 kX. Поскольку температуры начала р->со-прев-ращения в различных системах различаются не более чем на 100—150 град, такое постоянство ар указывает на то, что объем элементарной ячейки р-фазы, испытывающей P -> со-превращение, постоянен для различных спла-вов титана.

Вообще, высокотемпературная р-фаза, по составу от-вечающая критической электронной концентрации (п = = 4,10—4,18 эл/ат), обладает своеобразными физически-ми свойствами, например отрицательным коэффициентом электросопротивления [89, с. 413; 97].

Существует много подтверждений мартенситного без-диффузионного характера образования со-фазы в услови-

8* 107

Ях закалки. На это прежде всего указывают сдвиговый характер атомных перемещений и постоянство парамет-ров решетки р-фазы, претерпевающей р -> ©-превраще-ние, в различных сплавах, установленные в работах [65, с. 210; 78 и др.].

В работе [98] доказано появление ю-фазы в сплаве Ti 4-6% Cr, охлажденном при закалке со скоростью бо-

Рис. 64. И з м е н е н и е периода решетки метастабиль-ной P -фазы в зависимости от с о д е р ж а н и я леги-р у ю щ е г о элемента (области существования <о -фа-

зы показаны ж и р н ы м и линиями) [65, с. 210]

лее 5000 град/сек, при котором диффузионные процессы, очевидно, не могут реализоваться.

Одним из доказательств бездиффузионного механиз-ма превращения р ->ю является факт образования ю-фа-зы при деформации метастабильного p-раствора [65, с. 210; 99, с. 82].

Наконец, такой механизм превращения подтвержда-ется тригональностью структуры ю-фазы. Авторы работы [92, с. 17] указывают, что если бы атомные смещения при переходе р-^-ю происходили по направлению диагонали кубической ячейки путем диффузии, то существовала бы одинаковая вероятность образования на гранях (111)з

/ 1 2 зародышей р-фазы с координатами атомов - ы — — \ 3 3

0,52 j и 0,48^. Тогда для ю-фазы наблюдалась

бы ш е с т е р н а я симметрия. В случае же тригональной структуры с тройной симметрией может быть реализова-

108

но только одно, последнее, вполне закономерно ориенти-рованное расположение. Таким образом, возможность диффузионного механизма образования ш-фазы, имею-щей тригональую решетку, исключается.

Доказательством бездиффузионного механизма обра-зования со-фазы может служить и то обстоятельство, что в закаленных из р-области сплавах на рентгенограммах обнаруживаются резкие дифракционные отражения, что указывает на отсутствие изменения состава при этом превращении [91],

Мартенситный характер превращения р-^со должен был бы иметь следствием появление рельефа на поверх-ности образца. Фактически такой рельеф отсутствует; для объяснения этого явления авторы работы [98] выска-зали предположение, что при формировании со-фазы смежные ряды атомов смещаются в п р о т и в о п о л о ж -н ы х н а п р а в л е н и я х ; в качестве подтверждения этой гипотезы они приводят тот факт, что при нагрева-нии со-фазы до —500° С происходит ее обратное превра-щение в р-фазу. Явления резкого ускорения образования со-фазы при деформации метастабильной р-фазы и обрат-ный переход со-> р.при нагревании выше температуры об-разования со-фазы, но ниже той, при которой должна бы-ла бы образоваться равновесная структура, были для сплавов Ti—V доказаны также в работе [89, с. 413].

Интересно, что обратный переход со->-р не может быть подавлен даже при нагреве со скоростями более 3000 град/сек и, очевидно, совершается по мартенситной кинетике [71, с. 77; 99, с. 82].

Рассматриваемые структурные изменения были изу-чены также в работах [100, с. 161 и 101, с. 37].

На рис. 65 показаны метастабильные превращения, происходящие в сплавах системы Ti—Cr; нижняя кривая отвечает температуре прямых мартенситных превраще-ний; до ~5 ,5% (вес.) Cr («критическая» концентрация) при закалке образуется a'-фаза; в «критическом» интер-вале концентраций возникает со-фаза; при содержании > 9 — 1 0 % Cr фиксируется р-фаза.

На диаграмме показана в числе других также кривая обратных мартенситных превращений.

Сторонники д и ф ф у з и о н н о й схемы образования со-фазы основывают свои взгляды на часто наблюдаемом факте изменения параметра решетки р-фазы, указываю-

109

щем на изменение ее состава. Такое изменение состава Р-фазы диффузионным путем действительно происходит при ее изотермическом распаде или в условиях старения метастабильной р-фазы.

Однако подобные превращения обычно ведут сначала к «расслаиванию» р-фазы, при котором образуются уча-стки с различной концентрацией, и лишь затем отмечает-ся образование со-фазы, а при достаточной выдержке также а'- и стабильной а-фаз.

аоо

^3 700

S Щ500

! I 300 £

too Q г V S 8 JO 12 JO 16

Содержание хрома, % (по массе)

Рис. 65. Д и а г р а м м а прямых и обратных метастабильиых превращений в системе титан—хром [70, с. 5]:

О прямоёЛтревращение; — ф обратное превращение

Поэтому правильнее представлять подобные превра-щения, проходящие в две стадии: первой, подготовитель-ной, при которой происходит диффузионное перераспре-деление легирующих элементов, и второй — бездиффузи-онной— собственно образования со-фазы из микроучаст-ков р-фазы, в которых содержание легирующих элементов уменьшается до значений, соответствующих «критической» электронной концентрации (см. стр. 100).

В работе [54] делается заключение, что образование со-фазы возможно по двум различным механизмам — диффузионному и бездиффузионному и что тип того или иного механизма определяется условиями, в которых осуществляется это превращение.

Следует, однако, подчеркнуть, что результаты экспе-риментальных исследований указывают на единый без-

11.0

диффузионный характер превращения р -> со независимо от этих условий и что «диффузионный» механизм вклю-чает лишь подготовку, обеспечивающую возможность последующей бездиффузионной мартенситной перестрой-ки p-решетки в решетку ю-фазы.

П р и р о д а ю - ф а з ы . Некоторые авторы [76, с. 231; 89, с. 413; 25, с. 190; 25, с. 179; 102 и др.], основываясь на представлении о диффузионном механизме распада р-фазы, рассматривают ю-фазу как некоторую промежу-точную, возникающую в процессе превращения р а. Та-кая концепция не объясняет многих из приведенных выше ээкспериментальных фактов, указывающих на мар-тенситную природу ю-фазы. В частности, с ней не согла-суются сдвиговый механизм и бездиффузионный харак-тер превращения р->ю; трудно объяснимы также отме-ченные в работах [70, с. 5 и 71, с. 77] экспериментальные данные, связанные с кинетикой роста частиц ю-фазы и явлениями возврата, обнаруженного в некоторых тита-новых сплавах.

Установлено, например [100, с. 161], что в процессе изотермической выдержки при 200—350° С возрастают размеры ю-выделенцй; однако найденная температурная зависимость скорости роста показывает, что последний не связан с процессом коагуляции, а происходит по зако-нам развития мартенситных фаз.

Исходя из мартенситной природы ю-фазы, следует рассматривать явления возврата, обнаруженные в рабо-те [102], как обратное мартенситное превращение со->Р а различный эффект возврата может быть объяснен не-одинаковой степенью завершенности этого превращения [70, с. 5].

Автор работы [54] также отмечает, что ю-фазу нельзя рассматривать как промежуточную фазу, обра-зующуюся при превращении р-»-а или б - v a + металличе-ское соединение, и полагает правильным рассматривать ее как особую форму твердого раствора на основе тита-на, способную в некотором интервале концентраций при пониженных температурах устойчиво сосуществовать с р-фазой, но не стабильную в условиях неустойчивого равновесия с фазами а + р или а + P + металлическое сое-динение.

Есть основания считать мартенситную ю-фазу фазой электронного типа с определенным значением электрон-

Hi

ной концентрации. Это подтверждается данными, свиде-тельствующими о постоянном значении электронной кон-центрации ю-фаз (табл. 12), образующихся в титановых сплавах, а также со-фаз, возникающих в сплавах цирко-ния, гафния, молибдена с ванадием и др.

Теоретический анализ этого вопроса проведен в ра-боте В. Н. Гриднева и В. И. Трефилова [70, с. 5], где да-

на предположительная схема зависимости плот-ности состояний N(E) от электронной концентра-ции в случае образова-ния р и со-фаз (рис. 66).

Д о концентрации 4,10—4,19 эл/ат энергети-чески более устойчивой является р-фаза, затем для нее появляется за-прещенная зона AE, а при дальнейшем увеличе-нии энергии электронов заполняется следующая зона Бриллуэна, с более высокой плотностью сос-

тояний, и р-фаза вновь становится стабильной. В запре-щенной для р-фазы зоне более устойчивой оказывается решетка другой симметрии, именно отвечающая со-фазе (пунктирная линия на диаграмме).

Экспериментально найденные значения электронной концентрации для со-фазы («=4 ,19 эл/ат) близки к тео-ретически рассчитанным, при которых зона Бриллуэна для объемноцентрированной кубической решетки р-фазы касается поверхости Ферми.

Необъясненным остается факт устойчивости «-фазы, образующейся в критической области электронной кон-центрации, лишь при температурах ниже 400—500° Со-авторы работы [70, с. 5] связывают это с относительными значениями внутренней энергии со- и р-фаз при абсолют-ном нуле.

Подтверждением приведенной выше схемы является различие некоторых физических свойств высокотемпера-турной р-фазы, отвечающей по составу критической электронной концентрации (4,10—4,18 эл/ат), и образую-

112

Рис. 66. Схема заполнения зон ( s + d ) - э л е к т р о н а ми д л я P - ( с п л о ш -ные линии) и о> - (штриховые линий)

ф а з [70, с. 51

щейся при ее превращении со-фазы; первая, как уже отмечалось выше, обладает отрицательным коэффициен-том электросопротивления [89, с. 413; 97], указывающим на ее полупроводниковые свойства, тогда как со-фаза имеет существенно положительный температурный коэф-фициент электросопротивления и отличается явно выра-женными металлическими свойствами, что было доказа-но при анализе данных электропроводности смеси (р + + со)-фаз [65, с. 210].

Таким образом, данные ряда экспериментальных ис-следований позволяют заключить, что со-фаза представ-ляет самостоятельную электронную фазу особого мар-тенситного типа, способную существовать в определен-ных условиях лишь совместно с р-фазой и когерентно с ней связанную.

Наиболее вероятно, что со-фаза представляет мета-стабильную низкотемпературную модификацию, относя-щуюся к фазам электронного типа [66]. Одним из возра-жений против такого представления является факт суще-ствования со-фазы в сплавах титана с цирконием [77, 96], в которых электронная концентрация по принятой в ра-ботах [66; 70, с. 5] методике расчета остается неизменной во всей области составов [12, с. 308; 83].

Большой интерес представляет выяснение причин вы-сокой хрупкости сплавов, содержащих в структуре со-фазу.

Обычно это объясняется высокодисперсной формой выделения частиц со-фазы, которые тормозят перемеще-ние дислокаций и таким образом снижают пластичность сплава.

В связи с этим в работе [70, с. 5] отмечается, что по экспериментальным данным со-фаза имеет, по сравнению с р-фазой, вдвое больший модуль сдвига; вследствие этого движение дислокаций при воздействии внешней силы должно начаться именно в участках р-фазы, а час-тицы со-фазы блокируют сдвиг и вызывают образование так называемых г р у п п н а г р о м о ж д е н н ы х д и с -л о к а ц и й ; это приводит к зарождению и развитию трещин.

Во многих работах [49, с. 17; 103, с. 521; 104, с. 82 и др.] хрупкость титановых сплавов связывается с появ-лением со-фазы. Однако отмечены случаи охрупчивания сплавов, содержащих в структуре только р-фазу [103,

113

с. 521] и по составу близких к «критической» концент-рации.

Тщательные исследования влияния пластической де-формации на строение и свойства сплавов, выполненные с применением электронного микроскопа, показали, что в таких случаях при малой деформации микротрещины появляются в метастабильной р-фазе и при отсутствии со-фазы [70, с. 5]. Авторы объясняют низкую пластич-ность этих сплавов особыми физическими свойствами р-фазы; более сильная деформация сопровождается вы-делением частиц со-фазы и дополнительным повышением хрупкости.

К и н е т и к а п р е в р а щ е н и я р-ко. Еще в работе [89, с. 413] при исследовании сплавов титан — ванадий было показано, что распад р-фазы, в зависимости от тем-пературы, может осуществляться по двум схемам:

1) прямое образование а-фазы:

P - ^ a ;

2) последовательное превращение р-фазы с образова-нием промежуточных продуктов, включающих со-фазу:

р ->- (со + Р) ->- (со -f- a - f р) - V ( а + р . ) .

Непосредственное образование a-фазы происходит при сравнительно высоких температурах, когда диффу-, зионные процессы осуществляются легко.

При более низких температурах, в связи с затруднен-ностью процессов диффузии, вначале реализуется только первая часть распада, при которой образуется со-фаза. Температурный интервал, в котором окончательному формированию a-фазы предшествует образование со-фа-зы, для титановых сплавов, содержащих 12,5 и 15%V, был найден равным 360—500° С.

Превращения в системе Ti—V происходят быстро, и a-фаза при температуре 500° С образуется в течение 1 — 10 мин, однако в условиях закалки из р-области воз-никающая первоначально со-фаза несколько задерживает это превращение.

В более поздней работе [105] было показано, что за-кономерности превращения, установленные для сплавов Ti—V, справедливы и для сплавов Ti—Mo. В этой рабо-те было изучено также влияние температуры закалки на

114

процесс образования to-фазы при распаде p-раствора. Оказалось, что изменение температуры закалки в интер-вале от 700 до 800° С существенно влияет на количество возникающей при закалке ю-фазы. Более высокий нагрев практически не изменяет количественных соотношений фаз в закаленных сплавах.

М е т а с т а б и л ь н а я р - ф а з а по кристаллической структуре не отличается от стабильной р-фазы. По срав-нению с другими метастабильными фазами она отличает-ся наименьшей твердостью и высокой пластичностью, связанной с большим различием пределов прочности и текучести [5, с. 2; 5, с. 24].

3. МЕТАСТАБИЛЬНЫЕ ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ

В результате изучения влияния состава и температу-ры нагрева на строение закаленных сплавов были по-строены метастабильные диаграммы состояния. Для этого были использованы сплавы последовательно меня-ющегося состава, закаленные с различных температур и затем подвергнутые микроисследованию. Подобные ди-аграммы для двойных сплавов титана с Fe, Mn, Ni, Со, Mo, Cr, W1V и Nb были построены в работах [49, с. 3; 49, с. 17; 65, с. 210; 66; 106; 107, с. 1092; 108 с. 615; 109; 110, с. 5 и др.].

Н. В. Агеев и JT. А. Петрова в обобщенной работе [32, с. 26] разделяют эти диаграммы на два типа:

1 - й т и п — сплавы, которые после закалки из р-обла-сти имеют структуру а', ю и р-фаз (системы Ti с Fe, Ni, Mn, Cr и Со; см., например, на рис. 67 метастабильную диаграмму фазового состава сплавов Ti—Fe).

2.-й т и п — сплавы, в структуре которых после закал-ки из р-области наряду с а'-, ю- и р-фазами присутствует Также а"-фаза (системы Ti с Mo, Nb, W, V и Та; см. на рис. 68 метастабильную диаграмму Ti—Mo).

Построение таких диаграмм позволило установить для различных сплавов титана минимальную («критиче-скую») стабилизирующую концентрацию, при которой после закалки фиксируется метастабильная р-фаза.

Оказалось, что сплавы такого состава характеризу-ются постоянной электронной концентрацией, что хоро-шо видно из данных табл. 13.

115

Авторы [32, с. 26] установили закономерность, соглас-но которой различные элементы стабилизируют р-фазу тем эффективнее, чем дальше они отстоят от титана в периодической системе элементов. Например, в IV перио-де эффективность стабилизации уменьшается от Ni—Со—Fe к Cr и V; в V периоде — от Mo к Nb; в VI— от Re — W к Та. Авторы объясняют эту закономерность

1300

то 5 ООО S § SOO

%700 I § 600

\

№ i P P

N— -A-J 1

^Отожженные \ сплайн

J—1—I—I I ' • • / 2 3 О 5 6 7 8. 9

Железо, % (по массе} Рис. 67. Метастабильная диа-грамма ф а з о в о г о состава спла-вов т и т а н — ж е л е з о (1-й тип)

[32, с. 26]

ггоо

^ UOO

% IIOOO

X 900 I ^ 800

I 700

P >—

Cf* P i'+P't I

\ V % •

t 1

/t P P

л

OmoMmt тК

иные сп. hra—

тйы 5 ТО 15

Молибден. % (по массе) Рис. 68. Метастабильная ди-аграмма фазового состава сплавов титан—молибден

(2-й тип) [32, с. 26]

влиянием химической природы и размеров атомов леги-рующего элемента на процесс перестройки решетки р-фазы: очевидно, с увеличением различия химической природы и относительных размеров атомов титана и ле-гирующего элемента действие последнего должно ска-заться сильнее и содержание его в твердом растворе, обеспечивающее стабилизацию последнего, должно быть соответственно меньше.

Поскольку химическая природа атома легирующего элемента и его размеры зависят от числа валентных элекдфонов, т. е. от электронной концентрации, то можно предположить, что минимальное значение последней, не-обходимое для сохранения р-фазы при закалке, должно быть для сплавов различных систем постоянным. Этот

116

Т а б л и ц а 13

Критическая стабилизирующая концентрация, при которой путем закалки фиксируется P -твердый раствор

[32, с. 26]

Критическая стабилизирующая концентрация

Литературный Легирующий Литературный элемент электронная

источник элемент

% (атомн.) электронная

% (атомн.) концентрация, эл/ат

Fe 4,5—4,9 4 ,2 [107, с. 1092] Со 4 ,9 4 ,2 [29, с. 554] Mn 5 ,0 4 , 2 [49, с. 17] Ni 5 ,8—6,3 4 , 2 - 4 , 3 [107, с. 1092] Mo 5 ,8 4 , 2 [49, с. 3] Re 6 , 0 4 ,2 [111] Cr 8 ,4 4 ,2 [109] W 8 ,7 4 ,2 [110, с, 5] V 18,4 4 , 2 [108, с. 615] Та 21,0 4 ,2 [66] Nb 23,0 4 , 2 [110, с. 51

вывод, экспериментально доказанный для двойных спла-вов (см. табл. 13), подтвержден также для ряда тройных систем: T i - F e - V [112]; T i - F e - C r [113]; T i - V - M o [108, с. 619]; T i - M o - F e [114]; T i - M o - M n [107, с. 1100]. Очевидно, исходя из постоянства электронной концент-рации, практически можно определять составы тройных сплавов, при которых в случае закалки фиксируется структура р-фазы.

В работе Н. Ф. Лашко [12, с. 74] возможность фикса-ции метастабильной р-фазы при закалке объясняется относительной устойчивостью этой фазы при охлажде-нии, определяемой равновесной диаграммой состояния.

Автор полагает, что для сплавов с одинаковой кон-центрацией легирующих элементов степень устойчивости р-фазы тем больше, чем ниже температура начала или конца полиморфных превращений.

Действительно, рассматривая, например, ход темпе-ратурных кривых начала перехода р->-а + р для сплавов титана с молибденом, ванадием, танталом и ниобием (рис. 69), можно видеть, что для сплавов с одинаковой атомной концентрацией С p-стабилизатора с повышени-

117

ем температуры начала полиморфного превращения за-кономерно увеличивается «критическая» концентрация (см. табл. .13), а следовательно, соответственно понижа-ется стабильность р-фазы состава С.

В случае элементов, образующих с титаном эвтекто-идные системы, устойчивость метастабильной р-фазы увеличивается с понижением температуры эвтектоидного превращения.

При этом в работе [12, с. 74] подчеркивается, что «с повышением номера группы легирующего элемента в

Рис. 69. Влияние легирующих элементов на тем-пературу начала превращения

пределах одного периода изменение его концентрации, вызывающее фиксацию в сплаве метастабильной р-фазы, симбатно с изменением эвтектоидной температуры». Сле-довательно, стабильность p-раствора автор связывает с положением легирующих элементов в периодической си-стеме.

Таким образом, при высоких температурах эвтектоид-ного превращения, приближающихся к 882,5° С (a-Ti5=t ^ P - T i ) , создаются благоприятные условия для нормаль-ного полиморфного превращения р—а, и образование при закалке метастабильиых фаз а', а", со и P становится маловероятным. Поэтому образуются обычные эвтекто-идные смеси а + металлическое соединение; например, в системе T i - C u с fЭВтектоидн. = 798° С при распаде р-рас-твора образуется только смесь а+Т1гСи [12, с. 74].

С понижением эвтектоидной температуры вероят-ность образования при закалке метастабильной р-фазы,

118

очевидно, Возрастает и сама р-фаза при этом становится более устойчивой.

Некоторые обобщения, связанные с анализом двой-ных метастабильных диаграмм, сделаны в работе Б. А. Колачева и В. А. Ливанова [12, с. 54]. Авторы пред-лагают метод теоретического построения подобных ди-аграмм, основанный на сравнении равновесных диаграмм и диаграмм мартенситного превращения (включающих образование ю-фазы).

Рис. 70. Схематичная д и а г р а м м а состояния спла-вов титана с переходным элементом [12, с. 54]

На рис. 70 показаны границы фазовых областей равновесной диаграммы, а также линии начала (MH) И конца (Mk) мартенситного превращения.

Можно легко вывести характер превращений сплавов заданного состава, закаливаемых с различных темпера-тур; эти данные суммированы в табл. 14.

Из работ [49, с. 3; 49, с. 17; 106; 107, с. 1092] извест-но, кроме того, что, начиная с определенных температур закалки, при достаточной концентрации р-стабилизатора закаленные сплавы содержат в своей структуре ю-фазу, а в некоторых случаях — также а"-фазу. Различные ва-рианты метастабильных диаграмм, построенных теоре-тически на основе рассмотренных выше представлений, для сплавов технической чистоты приведены на рис, 71.

119

Т а б л и ц а 14 Фазовый состав закаленных титановых сплавов

Температура нагрева при закалке Концентрация сплава

Фазовый состав после закалки

Из р-области То же » »

Ниже ti

Между t1 и t-i Выше Из а-области

< C1 C1—C2

> с 2 Соответствующая

области ( а + р ) То же » »

Соответствующая области а

а'

<х'+Р

«+Р

а+а'+Р а + а '

а

При построеннии таких диаграмм авторы [12, с. 54] исходили из постулата о возможности применения к ме-тастабильным диаграммам закона о соприкасающихся пространствах состояний, по которому в системе могут

Рис. 71. Схематичные метастабильные д и а г р а м м ы ф а з о в о г о состава тита-новых сплавов технической чистоты. Область ю - й а з ы : р а с п о л о ж е н а в Р-об-ласти (а ) ; вклинивается в область (a-|-a'-f- |j (о); вклинивается в область

(-•+Р) (в) [12, с. 54]

непосредственно граничить друг с другом только такие пространства, которые различаются между собой на од-ну фазу. Однако при этом делается оговорка, что этот закон не будет иметь силы, если при закалке высоко-температурной фазы образуются две метастабильные фазы.

Кроме того, на схемах линии раздела фазовых об-ластей не сходятся в точке 882° С и показаны так, как

120

это практически имеет место в случае технических спла-вов, содержащих примеси.

Ряд экспериментально построенных метастабильных диаграмм удовлетворительно описывается предложен-ными теоретическими схе-мами (см., например, сис-тему Ti—Ni на рис. 72, где уточненные границы раздела фазовых облас-тей показаны пункти-ром). Ценность таких те-оретических диаграмм заключается в возможно-сти корректировки полу-ченных эксперименталь-ных данных.

Примером тройных метастабильных диаг-рамм могут служить сис-темы T i - M n - M o и Ti— Fe—Mo, изученные со-ответственно в работах [107, с. 1100; 114]. Пред-варительно отожженные образцы закаливали в воде с температур 700, 800, 900 и 1000°С, после чего исследовали их строение и свойства.

Полученные диаграммы, отражающие границы су-ществования метастабильной р-фазы в зависимости от температуры закалки показаны на рис. 73 и 74. Из обе-их диаграмм следует, что получение метастабильной р-фазы затрудняется с уменьшением содержания р-ста-билизаторов, однако в малолегированных сплавах мо-жет быть достигнуто путем повышения температуры за-калки.

Для системы Ti—Mn—Mo Н. М. Пульцин [115] дела-ет вывод, что при закалке с 800° С марганец проявляет себя как более сильный p-стабилизатор, чем молибден; по-видимому, этот вывод по отношению к молибдену справедлив также при сравнении стабилизирующей ак-тивности железа и молибдена в системе Ti—Fe—Mo.

Большой интерес с точки зрения выяснения влияния скорости охлаждения при закалке и других факторов на температуры превращений и фазовый состав зака-

I ! !

TOOO сС*сС'.

ООО

800

700

SOO

Л'

а

и'+(3*&

Л*P

Р+А'

S

CttTiiNi Ж*р* Tl2 NI

Отожженные сплава ЛI сС* Ti2Ni \ а*в*ThNt

/ 2 3 0 5 8 7 8 9 Никель, % (по массе)

Р и с . 72. М е т а с т а б и л ь н а я д и а г р а м м а ф а з о в о г о состава сплавов системы

титан—никель (Н. В. Агеев, Л. А. Петрова ГЮ7, с. 1092])

121

Ti

# 20 / х У х У V 2чL—У У У ? »

V V v / V 7 X T x a . X ^

Рис . 73. П р е д е л ь н ы е к о н ц е н т р а ц и и с п л а в о в Ti—Mo—Mn, о б е с г е ч и в а ю щ и е с т а б и л и з а ц и ю [3-фа-

зы при з а к а л к е с р а з л и ч н ы х т е м п е р а т у р :

/ — 700° С; 2 — 800° С ; 3 — 900° С; 4 — 1000° С (Н . В. Агеев, 3 . М. С м и р н о в а [107, с. 11001)

Ti

Р и с . 71. П р е д е л ь н ы е к о н ц е н т р а ц и и с п л а в о в T i — M o - F e 1 о б е с п е ч и в а ю щ и е с т а б и л и з а ц и ю Р - ф а -

зы при з а к а л к е с р а з л и ч н ы х т е м п е р а т у р [114]:

1 — 700° С; 2 - S00°C; 3 — 900° С; 4 — 1000° C

ленных сплавов представляют так называемые диа-граммы а н и з о т е р м и ч е с к о г о п р е в р а щ е н и я , построенные в работах [32, с. 226; 35, с. 278 и др.].

Особое практическое значение эти диаграммы имеют для оценки качества сварных швов титановых сплавов, выяснения причин образования холодных трещин в свар-ных изделиях и потери последними конструктивной проч-ности. Данные этих исследований могут быть использо-ваны при разработке режимов сварки и термической об-работки титановых сплавов.

Кинетика подобных превращений была изучена в ра-боте М. X. Шоршорова и Г. В. Назарова [32, с. 226] с помощью быстродействующего дилатометра ИМЕТ-ДБ; образцы нагревали в кольцевом индукторе генератора тока высокой частоты.

Скорость нагрева в интервале а-^-р-превращения со-ставляла 300 град/сек. Максимальная температура на-грева равнялась 1250—1300° С. Скорость охлаждения ме-нялась от 4 до 450 град/сек (при температуре начала p-мх-превращения).

В этих исследованиях авторы изучали также г и д -р и д н о е п р е в р а щ е н и е , возникающее вследствие на-личия в опытных сплавах водорода; кроме того, было вы-яснено влияние условий охлаждения на структуру и ме-ханические свойства околошовной зоны. Эти вопросы будут рассмотрены ниже.

На рис. 75 и 76 приведены диаграммы анизотерми-ческого превращения для технического титана (BTl) и сплава АТЗ. Близкая диаграмма получена для сплава ОТ4. Из них следует, что температура начала р->-а-пре-вращения изменяется по S-образным кривым; последние весьма сходны с аналогичными диаграммами изотер-мического превращения многих сталей.

Для сплавов АТЗ и ОТ4 характерен сравнительно широкий температурный интервал зоны превращения P-MZ (—400—600 град).

В более поздней работе [35, с. 278] такие диаграммы были построены М. X. Шоршоровым и Г. В. Назаровым для сплавов ВТ5-1 (рис. 77), ВТ14, ВТ14-1 (рис. 78) и некоторых других. На этих диаграммах темпера-турный интервал зоны превращения р-> а значитель-но уже.

123

750

I I 500

f •Sf

250

ют Уачалйор крашения _ _ » —

^pet W b L оашемия \ р!а«' v

Конец npeSpa

\ « чи H

.3 06' г*

8<Л Sr ч v у • \ \ Начет гидра notonpetpaше

д- \ \ Л

N к

I ч OJ 0,2 0.00.60,8 1 2 0 8 810 20 00 6080100200

Продолжительность, сен

Рис. 75. Диаграмма аннэотермического превращения в техническом титане BTl, содержащем 0,0075% H [32, с. 226]. Скорости охлаждения

при температуре -превращения (град/сек): 1 — 6: 2 — 10; 3 — 100; 4 — 350; 5 — 375; 6 — 400

0,2 01 0,80,81 2 О 6 810 20 Продолжительное/л*, v

Рис. 76. Д и а г р а м м а а н и з о т е р м и ч е с к о г о п р е в р а щ е н и я в с п л а в е АТЗ, с о д е р ж а щ е м 0.01% Н. Скорости о х л а ж д е н и я о т 6 д о 440 град/сек

[32, с. 226]

Рис. 77. Диаграмма анизотермического превращения в спла-ве ВТ5-1 в условиях сварки Скорости о х л а ж д е н и я от 4.5

до 260 град/сек [35, с. 278]

Рис. 78. Диаграмма анизотермического превращения в спла-ве ВТ14-1 в условиях сварки. Скорости охлаждения от 4,5

д о 260 град/сек [35, с. 278]

- 125

% 100

Г § I §

50

25

^ 25

Il S г*

15

1Vj

я й

10

500

х юо

.1¾ 300

Г \100

305 IOQ2000 Скорость охлаждения, град/сек (85) (23) (10) (3)

Л VJ. сем Рис. 79. Влияние скорости о х л а ж д е н и я при температуре начала ( 3 _ а ) - п р е в р а щ е н и я и продолжительности t'+i" пребывания металла выше этой температуры на механические свойства

околошовной зоны сплава BTI4 с 3,6% Mo и V [35, с. 278]

125

IOO

1

I I &

75

50

25

100

! 60

Чэ vO \\80 I ^

I I ^ Ч» I I I § О

500т

ООО

300

h| 200 % чт

О в IO 20 OO 80/00200 000600 Скорость охлаждения, град/сек

(100) (20) (11) (7) (3) (t'*t'),caг

Рис. 80. Влияние скорости о х л а ж д е н и я при т е м п е р а т у р е начала (3->а)-превращения и продолжительности i'+t" пребывания метал-ла в ы ш е этой т е м п е р а т у р ы на м е х а н и ч е с к и е свойства о к о л о ш о в н о й .

зоны сплава ВТ14-1 [35, с. 278]

Для сплава ВТ 14-1 (7,5% Mo; 2,6% Al) выявляется температура Mil начала мартенситного превращения; при малых скоростях охлаждения обнаружен эффект сжатия, что авторы объясняют образованием со-фазы.

Мелкодисперсные выделения (предположительно со-фазы) наблюдались при средних скоростях охлажде-ния сплава ВТ14.

Изменение скорости охлаждения в различных участ-ках околошовной зоны сильно влияет на получаемые механические свойства (см., например, диаграмму на рис. 79 для сплава ВТ14 и на рис. 80 для сплава ВТ14-1).

Большое различие в характере изменения свойств авторы [35, с. 278] объясняют влиянием содержания мо-либдена на изменение структуры и фазового состава сплавов; для сплава ВТ14 — соотношением фаз а', р и со, а для сплава ВТ14-1 — фаз а' и р. Существенное влияние оказывают также примеси, главным образом водород и кислород.

С учетом результатов прежних работ могут быть сделаны следующие обобщения: в случае а- и низколе-гированных (а + р)-сплавов существуют широкие опти-мальные интервалы изменения параметров — скорости охлаждения (У0хл) и суммарной продолжительности (t' + t")* пребывания металла выше температуры на-чала (р-мх) -превращения, в которых пластические свой-ства околошовной зоны высоки и приближаются к свой-ствам основного материала (практически У0хл=Ю-=--г-150 град/сек, t' + t" = 40-ь8 сек).

С увеличением содержания p-стабилизаторов и при-месей газов для низколегированных (а + р)-сплавов эти оптимальные интервалы У0хл сужаются; для них в об-ласти более высоких скоростей охлаждения значения пластичности снижаются вследствие закалки, а в об-ласти более низких V o x j i — вследствие перегрева, свя-занного с ростом зерна.

Для среднелегированных (а + р)-сплавов оптималь-ные интервалы У0хл могут сильно варьировать в зави-симости от количественных соотношений и формы рас-пределения фазовых составляющих (а, а', со и р).

* ? — продолжительность нагревания; t" — продолжительность охлаждения.

127

4. НОВЫЕ ВЗГЛЯДЫ НА ПРЕВРАЩЕНИЯ, ПРОИСХОДЯЩИЕ ПРИ ЗАКАЛКЕ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ

Вопрос об образовании метастабильных фаз в ти-тановых сплавах до сих пор является предметом широ-ких дискуссий.

Характеристика этих фаз в современном представле-нии дана в обзорной статье [83]. В ней подчеркивается, что в соответствии с данными работы [67, с. 307] мета-стабильные а'-, а"- и со-фазы являются по механизму образования мартенситными и представляют продукты бездиффузионных превращений. По данным статьи [83], в значительной мере совпадающим с выводами работ [12, с. 308] и [116, с. 207], р->а-превращение в общем случае протекает по меньшей мере в две стадии. Пер-вая стадия состоит в p-ко-превращении, которому в оп-ределенных случаях (например, при старении) должно предшествовать расслоение p-раствора; последнее, по данным [77 и 117], заключается в образовании о б е д -н е н н ы х легирующими элементами объемов, удовлет-воряющих по составу p-э-со-превращению, и более устой-чивых о б о г а щ е н н ы х объемов р-фазы.

Во второй стадии происходит превращение со^-а. Од-нако в частных случаях эти стадии не всегда могут быть полностью реализованы.

В малолегированных сплавах (вплоть до чистого ти-тана) превращения происходят при более высоких тем-пературах, когда диффузионные процессы идут быстрее и становится возможным непосредственное образова-ние а-решетки; в этом случае промежуточная со-фаза не обнаруживается. Однако если воспрепятствовать этим превращениям, применив, например, всестороннее давление, то состояние, подобное оо-фазе, выявляется и в сплавах с малым содержанием легирующих элемен-тов [118].

Косвенным доказательством двухстадийного проте-кания процесса в малолегированных сплавах могут слу-жить также объемные изменения; следует ожидать, что превращение, отвечающее первой стадии (р->со), долж-но сопровождаться уменьшением объема, а второй (со-нх) — увеличением. Вообще, происходящие при р-их-превращении изменения объема можно представить себе исходя из неодинакового строения а- и р-фаз и боль-

128

шого различия параметров а а с гексагональной решет-ки, в связи с чем отдельные атомы исходной элементар-ной ячейки совершают неодинаковые по величине пере-мещения. Вероятно, с-атомы в а-решетке (т. е. атомы, составляющие параметр с) смещаются на большую ве-личину, чем соответствующие а-атомы.

При образовании ш-фазы, связанном с уменьшением объема, перестройка кубической решетки в гексагональ ную, по-видимому, сопровождается сближением атомов с. Дальнейшее перемещение этих атомов при повышен-ных температурах (во вторую стадию превращения) приводит к завершению формирования гексагональной решетки и образованию a'-фазы с характерным иголь-чатым рельефом; этот процесс, сопровождающийся уменьшением плотности, протекает заметно при более высоких температурах, облегчающих диффузию.

В сплавах «критического» состава точка Mli начала мартенситного превращения лежит при более низких температурах; в этом случае создаются условия образо-вания мартенситной ш-фазы.

Наконец, в «закритических» сплавах, в которых Ms лежит еще ниже, в области комнатных температур, при закалке не происходит никаких превращений и фикси-руется Р-фаза.

В процессе распада метастабильной р-фазы при пос-ледующем старении могут быть выявлены все стадии р-* а-превращения, рассмотренные выше.

В соответствии с этими представлениями со-фаза рас-сматривается как продукт незавершенного полиморфно-го p-^-a-превращения, и ее образование отражает одну из стадий этого процесса. Формирование со-фазы про-исходит при достаточно низких температурах, когда пе-рераспределения легирующих элементов в исходном ме-тастабильном p-растворе не происходит и в этих усло-виях вообще приостанавливается дальнейшее развитие процесса.

Другие метастабильные фазы отражают степень за-вершенности p^-a-превращения; а' и а" являются про-дуктами завершенного превращения; фиксируемая ме-тастабильная р-фаза соответствует случаю отсутствия превращений.

Своеобразные взгляды развиваются в ряде других работ С. Г. Федотова и соавторов. Эти работы, основан-

9—670 129

ные на многочисленных экспериментальных исследова-ниях по измерению упругих констант, кратко суммиро-ваны в статье [119], в которой изложена оригинальная трактовка механизма мартенситных превращений в спла-вах на основе титана. Еще ранее [116, с. 207 и др.] отме-чалась важная роль упругих констант (модуля Юнга E, модуля сдвига G и коэффициента Пуассона р.) в связи с тем, что физическая сущность процесса р->-а-превра-щения (т. е. перестройка расположения атомов в зави-симости от температуры, давления и концентрации) рас-сматривалась как потеря упругой устойчивости одной кристаллической решетки при переходе ее в другое, бо-лее устойчивое состояние.

Основные выводы по результатам этих исследований сводятся к следующему:

1. Упругие характеристики очень чувствительны к из-менению химического и фазового состава титановых сплавов; если для чистого титана модуль Юнга E = = 11800 кГ/мм2, а модуль сдвига G = 3450 кГ/мм2, то для легированных молибденом, ванадием, ниобием и неко-торыми другими элементами титановых мартенситных фаз эти величины снижаются до значений £ = 6000— 7000 кГ/мм2 и G = 2000—3000 кГ/мм2. Появление в струк-туре со-фазы вызывает резкое увеличение упругих ха-рактеристик. Наименьшие значения E n G имеют мета-стабильный p-раствор и а'-мартенситная фаза.

Соответственно этому ход кривых изменения E та G с увеличением степени легирования для закаленных и отожженных сплавов сильно различен, так как спла-вы должны иметь неодинаковый фазовый состав (рис. 81,а).

Первый минимум кривой для закаленных сплавов соответствует предельно пересыщенному составу а'-фа-зы; при еще большей концентрации гексагональная ре-шетка теряет свою упругую устойчивость. Второй мини-мум отвечает фиксации р-метастабильной фазы.

2. Было замечено, что предельный состав а'-твердых растворов титана, пересыщенных различными р-стаби-лизаторами, находится в определенной количественной зависимости (примерно в 6 раз больше) от растворимо-сти последних в a-Ti. На основании этого делается вы-вод о существовании определенной связи между мета-стабильными и равновесными диаграммами состояния

130

/

- I -I I

I I I

/ I U "!Ti

_ -—

1 I Qe 'BdfiU/Dd9UN3jl

zHh/jm'S пшэоэ/idufi [НкЦх'З noHWDHdoH wfigoN вгпддо

чиПрьн

i f"

i / 1 I

«а. I / «а.

/ 4

/ / ! ^ , /

/< /

L

I I I Ja 'tidtiwDdsuHs/

/,hh/jm'j niusosfidufi fM/jn's nonitfDridon wfipow вгщдз ivfigOH

Я n S ш

85 « О я q д I о 1

о. cC

к «

9

ные на многочисленных экспериментальных исследова-ниях по измерению упругих констант, кратко суммиро-ваны в статье [119], в которой изложена оригинальная трактовка механизма мартенситных превращений в спла-вах на основе титана. Еще ранее [116, с. 207 и др.] отме-чалась важная роль упругих констант (модуля Юнга E, модуля сдвига G и коэффициента Пуассона р.) в связи с тем, что физическая сущность процесса р->-а-превра-щения (т. е. перестройка расположения атомов в зави-симости от температуры, давления и концентрации) рас-сматривалась как потеря упругой устойчивости одной кристаллической решетки при переходе ее в другое, бо-лее устойчивое состояние.

Основные выводы по результатам этих исследований сводятся к следующему:

1. Упругие характеристики очень чувствительны к из-менению химического и фазового состава титановых сплавов; если для чистого титана модуль Юнга E = = 11800 кГ/мм2, а модуль сдвига G = 3450 кГ/мм2, то для легированных молибденом, ванадием, ниобием и неко-торыми другими элементами титановых мартенситных фаз эти величины снижаются до значений £ = 6000— 7000 кГ/мм2 и G = 2000—3000 кГ/мм2. Появление в струк-туре со-фазы вызывает резкое увеличение упругих ха-рактеристик. Наименьшие значения E n G имеют мета-стабильный p-раствор и а'-мартенситная фаза.

Соответственно этому ход кривых изменения E та G с увеличением степени легирования для закаленных и отожженных сплавов сильно различен, так как спла-вы должны иметь неодинаковый фазовый состав (рис. 81,а).

Первый минимум кривой для закаленных сплавов соответствует предельно пересыщенному составу а'-фа-зы; при еще большей концентрации гексагональная ре-шетка теряет свою упругую устойчивость. Второй мини-мум отвечает фиксации р-метастабильной фазы.

2. Было замечено, что предельный состав а'-твердых растворов титана, пересыщенных различными р-стаби-лизаторами, находится в определенной количественной зависимости (примерно в 6 раз больше) от растворимо-сти последних в a-Ti. На основании этого делается вы-вод о существовании определенной связи между мета-стабильными и равновесными диаграммами состояния

130

/

- I -I I

I I I

/ I U "!Ti

_ -—

1 I Qc 'odfiU/Dd9UN3jl zHh/jm'S пшэоэ/idufi t mhZjm'S

noHWDHdoH wfigoN вгпддо чиПрьн

I f"

i / 1 I

«а. I / «а.

/ 4

/ / ! ^ , /

/< /

L

I I I Ja 'vdfiu/adaunai

/,hh/jm'j niusosfidufi fM/jn's nonitfDridon wfipow вгщдз ivfigOH

Я n S ш

85 « О я q д I о 1

о. cC

к «

133

для титановых сплавов и высказывается гипотеза, по которой состав предельно пересыщенных а'-растворов должен в каждый момент быть примерно в 6 раз боль-ше предельной растворимости данного элемента в a-Ti.

3. Следует различать два типа взаимодействия тита-на с легирующими элементами по признаку растворимо-сти последних в a-Ti:

1) системы Ti с эвтектоидообразующими элементами (Cr, Mn, Fe, Со и т. п.);

2) системы, в которых титан образует с легирую-щими элементами (Mo, V, Nb и т. п.) непрерывные твер-дые растворы.

Для систем 1-го типа растворимость легирующих элементов в a-Ti при понижении температуры возра-стает лишь до эвтектоидн, а при дальнейшем охлаждении уменьшается. Для систем 2-го типа с понижением тем-пературы растворимость возрастает непрерывно.

Соответственно этому было обнаружено, что для сплавов 2-го типа на участке образования a'-фаз про-исходит монотонное уменьшение E и G, тогда как для сплавов 1-го типа такая монотонность отсутствует, а ко-нечные значения £ и С для a'-фаз получаются в этом случае сравнительно большими, так же как и значения EhG для w-фаз (см., например, систему Ti—Fe, рис. 81,6).

Монотонный характер изменения упругих характе-ристик для сплавов 2-го типа послужил поводом счи-тать, что выделять а"-фазу в самостоятельную метаста-бильную фазу нет необходимости [35, с. 188].

4. На основании этих данных высказывается пред-положение, что в сплавах 1-го типа (с эвтектоидообра-зующими элементами) мартенситное превращение про-текает в две стадии:

1-я с т а д и я (при охлаждении до эвтектоидной тем-пературы) состоит в мартенситном превращении р-мз' (протекающем по обычным механизму и кинетике), при котором образуются пересыщенные a'-растворы; пре-дельная пересыщающая концентрация этих растворов пропорциональна растворимости элементов в a -Ti в рав-новесном состоянии.

2-я с т а д и я (ниже * Э в т е к т о в д н , до температур 300— 400° С, при которых перемещение атомов в условиях закалки становится затруднительным) —заключается

132

в распаде образовавшейся a'-фазы; последняя становит-ся неустойчивой, поскольку насыщающая концентрация легирующего элемента ниже эвтектоидн начинает умень-шаться, а по высказанному выше постулату степень пре-дельного пересыщения a'-фазы прямо зависит от этой концентрации. Ввиду этого «избыточные атомы сверх предельного насыщения лавинным потоком вытесняются из а-решетки; они сначала обогащают остаточный р-рас-твор или образуют новую более обогащенную этими эле-ментами интерметаллидную фазу. При этом (/-раствор обедняется и формируется новая аВт*-фаза, также явля-ющаяся пересыщенным твердым раствором» [119].

Явление уменьшения содержания легирующих элемен-тов в а'-фазе авторы называют с а м о о т п у с к о м в про-цессе закалки; такой самоотпуск ведет к значительно-му повышению Е, G и твердости.

Авторы считают, таким образом, что во второй ста-дии, протекающей при сравнительно низких температу-рах, происходит перераспределение легирующих эле-ментов, причем скорость перераспределения возрастает с увеличением скорости охлаждения сплава.

Из сказанного следует, что в случае мартенситного превращения важное значение имеет эвтектоидная тем-пература: чем она выше, тем в большей степени может произойти самоотпуск и тем в большей мере восстанав-ливаются упругие свойства (например, в сплавах систем Ti—Со и Ti—Ni); при более низкой / Э В т е к т о и д н самоот-пуск пересыщенных а'-растворов затрудняется и упругие свойства получаются соответственно более низкими (на-пример, в сплавах системы Ti—Cr).

В сплавах 2-го типа (с элементами, образующими с Ti непрерывные твердые растворы) реализуется толь-ко 1-я стадия превращения. Однако и в этом случае также считается вероятным перераспределение легирую-щих элементов.

В заключение авторы делают вывод, что мартенсит-ное превращение в титановых сплавах происходит с из-менением состава и протекает по общим законам фазо-вых превращений.

Изложенную выше теорию двухстадийного мартен-ситного превращения авторы считают возможным рас-

* а — вторичная.

133

пространить и на другие сплавы (на основе железа, цир-кония, урана и других металлов), в которых взаимодей-ствие основного металла с легирующими элементами характеризуется аналогичными диаграммами равно-весия.

Ряд положений, высказанных в цитируемых выше ра-ботах, был подвергнут в дальнейшем серьезной крити-ке. Так, в статье [120] высказаны следующие возраже> ния:

1. В подтверждение своих взглядов авторы [119] не приводят экспериментальных данных о фазовом соста-ве исследованных ими сплавов.

2. Согласно развиваемой ими двухстадийной теории, превращения при закалке прямо зависят от особенно-стей равновесных диаграмм, при построении которых диффузионные процессы полностью завершаются. Меж-ду тем в ряде известных работ акад. Г. В. Курдюмова установлено, что мартенситные превращения осущест-вляются при таких скоростях охлаждения, при которых диффузионные процессы полностью подавляются.

Вывод о том, что образовавшиеся в 1-й стадии пере-сыщенные а-растворы будут устойчивы только до эвтек-тоидной температуры, а при дальнейшем охлаждении начнут претерпевать диффузионные изменения, физиче-ски не обоснован, так как он базируется на недопусти-мой аналогии процессов перераспределения элементов в равновесных условиях и при больших скоростях ох-лаждения; известно между тем [65, с. 210], что возникаю-щие при быстром охлаждении метастабильные фазы а', а" и со не образуются в равновесных условиях.

Положение о том, что во 2-й стадии мартенситного превращения при сравнительно низких температурах в сплавах титана с эвтектоидными элементами соверша-ется перераспределение последних, причем скорость про-цесса возрастает с увеличением скорости охлаждения, является ошибочным, так как противоречит законам диффузии.

Авторы [120] подчеркивают, что бездиффузионный ха-рактер мартенситных превращений в титановых сплавах достаточно убедительно доказывается в работах [65, с. 210; 74; 27, с. 774; 121; 122 и др.] и подтверждается обратимостью этого превращения [123], а также возмож-ностью образования мартенсита при деформации [123—

134

125] независимо от того, будет ли легирующий элемент эвтектоидообразующим или нет;

3. Предположение о том, что при больших скоростях охлаждения могут возникнуть металлиды (интерметал-лические соединения), противоречит экспериментальным данным, по которым в сплавах титана с марганцем, хро-мом и железом эвтектоидные превращения происходят очень медленно.

4. При интерпретации опытных данных по изменению упругих констант авторы не учли возможности взаимно-го наложения отдельных форм превращений, возмож-ных при распаде р-фазы в титановых сплавах. На осно-вании анализа диаграмм изотермического превращения (см. ниже, стр. 174) следует заключить, что легирующие

элементы, определяющие кинетику распада р-фазы, по-разному влияют на соотношение скоростей диффузион-ного и промежуточного р-»- co-превращений и на относи: тельное соотношение температурных интервалов превра-щений— диффузионного, промежуточного и мартснсит-ного [126]. Например, переходные элементы (Mn, Fe, Cr, V, Mo, Ni, Со) повышают устойчивость p-раствора в ин-тервале промежуточного и диффузионного превращений и почти не влияют (за исключением Со) на температуру промежуточного превращения; вместе с тем они сильно понижают температуру мартенситного превращения.

Вследствие этого возможны случаи, когда происхо-дит наложение диффузионных или промежуточных пре-вращений на мартенситное [44, с. 535; 105; 126], в связи с чем структура сильно усложняется.

В работе [119], по-видимому, подобные возможности не принимались во внимание, что привело к ошибочной интерпретации данных по изменению упругих констант в закаленных сплавах и в конечном итоге — к недоста-точно обоснованному выводу о двухстадийном характере мартенситного превращения в сплавах титана с эвтек-тоидообразующими элементами.

Основываясь на экспериментальных данных, приве-денных в дискутируемой статье [119], а также на резуль-татах других работ [44, с. 535; 102; 127], авторы работы [120] полагают, что меньшее изменение £ и G в закален-ных сплавах титана с Mn, Fe, Cr, Со и Ni, чем в сплавах титана с Mo и V, обусловлено не особенностями мартен-ситного превращения, а наличием со-фазы, которая мо-

135

жет присутствовать в закаленных сплавах, если проме-жуточное превращение при закалке подавляется не пол-ностью.

В статье Ф. Л. Локшина [84, с. 55] также приводится ряд критических замечаний против двухстадийной тео-рии мартенситного превращения. Автор отмечает, что эта теория физически не обоснована и противоречит экспериментальным данным работ [65, с. 210; 27, с. 774; 123; 125 и др.], в которых убедительно доказывается, что превращения р-фазы в а', а" и со-фазы являются бездиф-фузионными и протекают по мартенситной кинетике.

Вместе с тем автор работы [84, с. 55] приводит ряд доказательств в пользу самостоятельного существования а"-фазы; к числу подтверждающих аргументов относятся следующие:

1. Состав а"-фазы отличается от состава а'-фазы большим содержанием легирующих элементов; вследст-вие этого а"-фаза является относительно более равновес-ной и ее ромбическая решетка искажена меньше, чем решетка гексагональной а'-фазы; это подтверждается рентгенограммами, которые в случае а"-фазы характери-зуются линиями меньшей ширины.

2. а"-фаза отличается от а'-фазы своими механиче-скими свойствами, обладая меньшей прочностью и боль-шей пластичностью. Более высокие твердость и проч-ность а'-фазы были доказаны в работе [84, с. 55] при экспериментальном исследовании сплавов ВТЗ-1 и ВТ14.

3. Путем отпуска нельзя уменьшить концентрацию а"-фазы и соответственно нельзя осуществить постепен-ный переход а"—мх'.

4. Содержание а"- и а'-фаз в зависимости от темпера-туры термомеханической обработки (TMO) изменяется п р е р ы в н о , т. е. в области различных температур TMO появляются р а з л и ч н ы е фазы.

Эти данные оставляют мало сомнений в том, что а"-фазе присущи собственные природа и свойства и что ее следует рассматривать как самостоятельную фазу.

Некоторые новые данные касаются объемных изме-нений, происходящих при образовании со-фазы. Приня-то считать (на основании дилатометрического анали-за) , что превращение р со сопровождается умень-шением объема. Однако в работе [84, с. 55] приводятся

136

теоретические расчеты, доказывающие, что в случае фор-мирования со-фазы объем не должен изменяться. Наблю-даемое же экспериментально уменьшение объема следу-ет связывать с процессами фазовых превращений, п р е д -ш е с т в у ю щ и х образованию со-фазы. Было, например, установлено, что при отпуске сплава ВТЗ-1 в области температур 200—500° С уменьшение объема является следствием перехода

Приведенные выше примеры дискуссии по некоторым проблемам теории фазовых превращений при закалке ти-тановых сплавов показательны сточки зрения проявления большого интереса к ним со стороны широкого круга ме-талловедов. Вместе с тем эти данные указывают на су-ществование многих нерешенных вопросов, настоятельно требующих дополнительной экспериментальной проверки и выявления обобщенных теоретических закономернос-тей, надежно подкрепленных этими опытными данными.

10—670

VII СТАРЕНИЕ З А К А Л Е Н Н Ы Х ТИТАНОВЫХ

С П Л А В О В

Старение закаленных титановых сплавов непосредст-венно связано со стабильностью р-фазы, зафиксирован-ной закалкой.

Систематическому изучению стабильности р-фазы в различных системах титановых сплавов посвящено большое число работ, из которых особенно следует отме-тить исследования Н. В. Агеева с сотрудниками.

В этих исследованиях титановые сплавы различного состава нагревали до состояния р-фазы, закаливали и за-тем подвергали старению, причем определяли время до момента начала распада р-фазы и изучали образующиеся структуры распада. Большей частью применяли методы металлографического исследования и рентгеноструктур-ного анализа, а в отдельных случаях определяли твер-дость и другие механические свойства сплавов.

Ниже рассмотрены вопросы стабильности р-фаз в двойных, тройных и более сложных сплавах на основе титана, причем системы приведены в порядке располо-жения легирующих элементов в периодической системе Д. И. Менделеева.

1. УСТОЙЧИВОСТЬ р.ФАЗЫ ПРИ СТАРЕНИИ

Двойные системы

С п л а в ы т и т а н а с м е т а л л а м и VA г р у п п ы . Примером может служить система титан — ванадий, изу-ченная в работе [108, с. 615]. Сплавы, содержащие от 19,2 до 38,7% V, закаливали с 900° С, затем выдерживали при температурах от —200 до +500° С в течение 300 ч. Полученные при этом диаграммы приведены на рис. 82, где указаны области устойчивости р-фазы (заштрихова-ны) и показано изменение фазового состава в процессе распада р-фазы.

138

Суммарная диаграмма приведена на рис. 83. Из этих данных следует, что стабильность p-раствора

с увеличением содержания ванадия возрастает до опре-деленного предела (—30%). после чего практически оста-

I l l а - 19,2% V: б - 24,4% V; Q2S OS 1 9 9 2S SVin в — 28,8% V; г — 34,2% V;

Продолжительность Выдержки, ч ° — 38,7% V 6

ется постоянной. При концентрации, превышающей ука-занную, распад p-раствора при высоких температурах со-вершается с образованием а-фазы; при более низких концентрациях в определенных температурных интерва-лах образуется ю-фаза.

С п л а в ы т и т а н а с м е т а л л а м и VIA г р у п п ы . В этой группе изучена стабильность р-фазы сплавов Ti— Cr [109] и T i - M o [49, с. 3; 106].

10* 139

В работе [106] была изучена устойчивость р-фазы сплавов Ti—Mo, закаленных с 900° С. Сплавы содержали от 11 д о ~ 2 1 % Mo; во всех сплавах р-фаза оказалась устойчивой при температурах от —196 до +20°С; при 250° С сплав с 15,11% Mo начал распадаться через 4 ч, а с 20,93% Mo — через 50 ч. При этом первым продуктом распада являлась со-фаза. При более высоких темпера-

SOO

«о • 500 i ? ООО

* 300 X |>200 I S; IOO i о

Рис. 83. О б о б щ е н н а я д и а г р а м м а стабильности Р - ф а з ы в спла-вах титан — ванадий (Н. В. Агеев, Л. А. Петрова [32, с. 261)

турах, вплоть до 700° С, конечным продуктом распада являлась смесь а+р-фаз .

Сводная диаграмма распада р-фазы в сплавах Ti—Mo с меньшим содержанием Mo дана на рис. 84. Эти дан-ные показывают, что устойчивость метастабильной р-фа-зы в сплавах Ti—Mo возрастает с увеличением содержа-ния молибдена. Процессы превращения могут быть в об-щем виде выражены схемой

P - ^ P + с о - ^ а + р,

однако при высоких температурах (—500° С) со-фаза не образуется и из p-раствора выделяется непосредственно а-фаза.

С п л а в ы т и т а н а с м е т а л а м и VIIA г р у п п ы . К числу изученных систем относятся сплавы титана с марганцем и рением. Данные по этим системам име-ются соответственно в работах [49, с. 17 и 128].

Ti •32,9 У.(атомн) V, Tt >ЗТ% (атомн.) V

' ' '

0.25 0,5 / 0 9 25 Продолжительность бы дерзки, и

SO WO

140

С п л а в ы т и т а н а с м е т а л л а м и VIIIA г р у п -пы. Устойчивость метастабильной р-фазы в сплавах ти-тана с железом и никелем изучена в работе [107, с. 1092].

Для сплавов T i - F e 1 содержащих 5,7 и 7,11% Fe, вре-мя до начала распада р-фазы при 250° С составляет

too

• 500 I & ООО й ^ 300 I I 200 \ I т

Рис. 84. О б о б щ е н н а я д и а г р а м м а стабильности 'Р-фазы в спла-в а х титан—молибден [32, с . 261

ооо -----V) ° 300 t Щ 200 (з S-I JOO £

О 0,25 0,5 / if д 25 6 UIOO

Продолжительность выдержки, ч

Рис. 85. О б о б щ е н н а я д и а г р а м м а стабильности Р - ф а з в сплавах T i - F e и T i - N i [32, с. 26]

соответственно минуты и 4 ч. Для сплава Ti с 7,6% Ni оно близко к 6 ч. Сводная диаграмма, относящаяся к ме-нее легированным сплавам этих систем, дана на рис. 85.

Сравнивая кривые стабильности р-фазы сплавов Ti— Fe, можно видеть, что с увеличением содержания железа относительная стабильноть р-фазы возрастает. Превра-щения, происходящие при распаде р-фазы, такие же, как

141

в ранее рассмотренных системах, и совершаются по об-щей схеме р р + 0 р + а; последняя стадия осуществ-ляется при более высоких температурах старения.

Тройные системы.

Устойчивость метастабильной р-фазы была Изучена для сплавов ряда тройных систем.

В работе [108, с. 619] были исследованы сплавы систе-мы Ti—V—Mo. Составы сплавов указаны в табл. 15.

Т а б л и ц а 15

Составы сплавов системы Ti—V—Mo, % (по массе)

Номер сплава V Mo Ti

Сумма легирующих элементов, %

1 19,76 5,56 Остальное 25,32 2 13,90 9,38 » 23,28 3 9,88 10,56 » 20,44 4 5,90 14,17 » 20,07 5 9,72 21,12 » 30,84

После закалки из р-области образцы нагревали при температурах 100—600° С в течение от 15 до 100 ч. Наи-более устойчивой оказалась р-фаза в сплаве № 5, содер-жащем 9,72% V и 21,12%, Mo. Дальнейшее увеличение в сплаве содержания ванадия до 20% практически не влияло на стабильность р-фазы.

На рис. 86 приведена диаграмма устойчивости мета-стабильной р-фазы сплава № 5. Распад р-фазы происхо-дит по общей схеме, с последовательным образованием м- и а-фаз.

Стабильность р-фазы в тройной системе Ti—Mo—Mn была исследована в работе Н. В. Агеева и 3. М. Смирно-вой (Рогачевской) [107, с. 1100]; в табл. 16 указан состав изученных сплавов.

Сплавы закаливали с 900° С и затем подвергали ста-рению.

В сплаве № 4, содержащем 17,9% Mn и 4,6% Mo, за-каленная р-фаза оказалась относительно наиболее ста-

142

Т а б л и ц а 16

Составы сплавов системы Ti—Mo—Mn, % (вес.)

Номер сплава Mn Mo Ti

Сумма легирующих элементов, %

7,65 11,23 3,37

17,87 2,18 3,76

4,43 5,41

12,95 4,56

18,47 26,95

Остальное 12,08 16.64 16,32 22,43 20.65 30,71

бильной и при нагревании 100 ч; в остальных сплавах гревании раньше, с обра-зованием последователь-но со- и а-фаз (рис. 87).

SOO

до 100—500° С сохранялась Р-фаза распадалась при на-

SOOr

OjSOfi / О -Пппдолжительносгт StidepiKHul v

Рис. 86. Устойчивость метастабиль-ной Э-фазы сплава титана с 9,72% V и 21,12% Mo (Н. В. Агеев, 3 . М. Po-

гачевская 1108, с. 619])

0,250,51 U 9 25 80)00 Продолжительность выдержки,ч

Рис. 87. Д и а г р а м м ы устойчивости метастабильной Р - ф а з ы сплавов титана с молибденом и марганцем: номера сплавов соответствуют при-веденным в табл . 16 1107, с. 1100]

Было установлено, что в процессе распада р-фазы ее концентрация непрерывно меняется в сторону обогаще-ния молибденом и марганцем, что сопровождается умень-шением параметра кристаллической решетки. При обра-зовании со-фазы в процессе старения р-фазы твердость резко возрастает; это видно, например, из хода кривой старения сплава № 1 (рис. 88), которая резко повыша-ется после 4 ч старения при 300° С вследствие появления со-фазы. • Анализ устойчивости метастабильной р-фазы сплавов

системы Ti—Md—Mn показал [115], что марганец оказы-

143

бает более сильное стабилизирующее влияние, чем мо--либден. Сравнивая, например, сплавы 2 и 5, видно, что) хотя суммарное содержание легирующих элементов в; сплаве 2 меньше, однако р-фаза этого сплава является' более стабильной (см. рис. 87), так как содержит значи-тельно большее количество марганца, по сравнению со сплавом 5.

4,50

0,25 0,5 J О 9 25 09 WO Продолжительность

выдержки, V 0,25 0,5 / U 9 25 W WO Продолжительность дыдержщ:<г

Рис. 88. Изменение твердости зака- Рис. 89. Д и а г р а м м а устойчивости! ленного из р - о б л а с т и сплава тита- метастабильной р-фазы еплавою на с 7,65% Mn и 4,43% Mo в процес- титана с молибденом и жедаезом; се старения при 300° С [107, с. 11001 номера сплавов соответствуют при-

веденным в табл. 17 [Ilfll

Устойчивость тройной метастабильной р-фазы в си-стеме Ti—Mo—Fe была изучена в работе [114]. Исследо-ванные сплавы имели состав, указанный в табл. 17.

Т а б л и ц а 17 Составы сплавов системы Ti-Mo—Fe, % (вес.)

Номер сплава Mo Fe Ti

Суммарное с о д е р ж а н и е

легирующих элементов, %

1 2 ,55 4 ,4 Остальное 6,94 2 6,67 6,34 » 13,01 3 13,55 5,98 » 19,53 4 27,83 5,58 » 33,41

Закаленные сплавы выдерживали до 100 ч в интерва-ле температур 100—600° С. Данные, характеризующие стабильность р-фазы, приведены на рис. 89.

144

Из графиков следует, что с увеличением суммарного содержания легирующих элементов относительная ста-бильность р-фазы возрастает.

Распад р-фазы в интервале температур 150—550° С сопровождается образованием со-фазы. При более высо-ких температурах (450—550°С) обазуется непосредст-венно а-фаза.

В литературе имеются данные по устойчивости ме-тастабильной р-фазы в системах Ti—V—Fe [69, 112], Ti— N b - W [110, с. 5], T i - C r - F e [113] и др. Превращения при старении сплавов этих систем во многих аналогичны рассмотренным выше.

Многокомпонентные системы

Особенно интересными являются исследования мета-стабильной р-фазы некоторых многокомпонентных тита-новых сплавов, которые по составу в наибольшей степени приближаются к практически применяемым.

Типичной в этом отношении является работа Н. В. Агеева и др. [12, с. 58], в которой исследовалась се-рия сплавов системы Ti—Mo—Cr—Fe—Al.

С учетом возможности получения метастабильной р-фазы, имеющей электронную концентрацию 4,20 эл/ат [69], суммарное количество легирующих элементов со-ставляло 17—19% (вес.), а содержание отдельных ком-понентов колебалось в пределах: 2—8% Mo; 3,5—9% Cr; 3—8% Fe; 3% Al; 81—83% Ti.

Сплавы закаливали в воде с температуры 850° С, пос-ле чего подвергали старению при температурах от 100 до 500° С в течение до 100 я *.

В процессе старения определяли изменение твердости и исследовали изменение фазового состава и микрострук-туры методами рентгеноанализа и металлографического анализа.

Для ряда сплавов были определены механические свойства при растяжении (оъ, б) и проведены динамиче-ские испытания (определена ударная вязкость аи) .

Всего в работе для 5 серий сплавов было построено 22 графика изменения HV со временем в зависимости от температуры старения.

* Для некоторых сплавов — до 169 ч.

145

Типовые графики для некоторых из сплавов, являю-щихся, по мнению авторов, перспективными, с точки зре-ния их практического использования, приведены на рис. 90—94.

35О'С

Рис. 90, Зависимость твердости от температуры и про-д о л ж и т е л ь н о с т и старения д л я сплава № 1 (см.

табл . 18) [12, с . 58]

Рис . 91. Зависимость твердости от температуры и про-д о л ж и т е л ь н о с т и старения д л й сплава № 2 [12, с. 58]

Составы исследованных сплавов и их механические свойства после термической обработки приведены в табл. 18. Анализ рис. 90—94 позволяет сделать следую-щие выводы:

1) при 200° С все сплавы устойчивы в течение 100 ч; 2) при 350—500° С в процессе старения наблюдается

значительное увеличение твердости, от HV-280— 350 кГ/мм2 до HV=500 кГ/мм2. Максимальные значения

146

Продолжительность дь/дерми, ч Рис . 92i Зависимость твердости от температуры и про-

д о л ж и т е л ь н о с т и старения д л я с п л а в а № 3 [12, с. 58]

ООО'С

Рис. 93. Зависимость твердости от температуры и про-должительности старения д л я сплава Ns 4 [12, с. 581

V50'0

Р и с . 94. Зависимость твердости о т температуры и про-д о л ж и т е л ь н о с т и старения д л я сплава № 5 [12. с. 581

147

твердости через 100 ч- наблюдаются при температурах 350—450° С; при 500° С окончательные значения твердо-сти получаются более низкими;

3) в некоторых случаях при старении выделяется сна-чала со-фаза (обнаруживаемая только рентгенографиче-ски), а затем а-фаза, видимая под микроскопом в форме мелкодисперсных частиц. В других случаях р-фаза рас-

Т а б л и ц а 18 Составы и механические свойства после термической обработки

некоторых сплавов системы Ti—Mo—Cr—Fe—Al

Номер сплава

Химический состав, % (по массе) Механические свойства

Номер сплава

Mo Cr Fe А] аЬ•

кГ/мм? 30,2,

кГ/мм 2 г. %

ан. кГм/см8

1 2 3 4 5

2 3 4 6 7

5 8 5 , 5 4 3 , 5

7 3 5 5 5

3 3 3 3 3

115 98

113 91

100

111 97

111 91 99

10 13 10 7

12

3 2,4 3 .3 3.4 2 ,9

падается с выделением а-частиц без стадии образования со-фазы;

4) процессы распада р-фазы с образованием ю-фазы приводят к возрастанию твердости и увеличению других характеристик прочности; в некоторых случаях повыше-ние механических свойств наблюдается в период п р е д -в ы д е л е н и я , до начала образования со- и а-фаз.

На основании проведенной работы было установлено оптимальное содержание легирующих элементов, обес-печивающих стабильность свойств сплавов изученного типа.

Интересно, что алюминий, являющийся а-стабилиза-тором, в небольших количествах [1,4—4% (вес.)] действу-ет аналогично p-стабилизаторам, а именно, подавляет об-разование метастабильных фаз при термической обра-ботке, увеличивает термическую стабильность сплавов; добавка алюминия снижает критическую концентрацию элементов, необходимую для стабилизации р-раствора.

Приведенные выше экспериментальные данные, ка-сающиеся устойчивости метастабильной р-фазы в двой-

148

иых, тройных и многокомпонентных сплавах на основе титана, позволяют сделать некоторые обобщения и свя-зать вопросы стабильности р-фазы с ее составом и тем-пературой старения, а изменения свойств при старении— с происходящими при этом фазовыми и структурными превращениями.

Основные выводы могут быть сформулированы сле-дующим образом:

1. Для сплава заданного состава стабильность р-фа-зы уменьшается с увеличением температуры старения.

2. С увеличением содержания p-стабилизатора устой-чивость р-фазы возрастает.

3. При низких температурах (от —196 до + 2 0 ° С ) р-фаза является устойчивой; при средних температурах старения (100—350° С) распад р-фазы начинается с об-разования со-фазы; при высоких температурах старения (450—500° С) превращение p-раствора сопровождается выделением а-фазы, без образования промежуточной со-фазы.

Эти выводы носят общий характер; в отдельных, част-ных случаях имеются некоторые отклонения, объяснение которых надо искать в особенностях физико-химической природы легирующих элементов.

Следует добавить, что распад метастабильной р-фазы, как правило, сопровождается изменением свойств спла-вов. Главной особенностью в этом отношении является значительное возрастание твердости в случае образова-ния со-фазы. Примером может служить приведенная вы-ше (см. рис. 88) кривая изменения твердости в зависи-мости от времени старения при 300° С для сплава титана с 7,65% Mn и 4,43% Mo, предварительно закаленного с 900° С; резкое повышение кривой через 4 ч отвечает на-чалу образования со-фазы.

2. ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ ИССЛЕДОВАНИЯ ПРОЦЕССОВ СТАРЕНИЯ ОПЫТНЫХ СПЛАВОВ

Имеется уже большое число работ, посвященных сис-тематическому исследованию влияния легирующих эле-ментов и условий старения на строение и свойства зака-ленных титановых сплавов, имеющих после закалки раз-личную исходную структуру. В этих работах изучены сплавы со сравнительно малым, «докритическим» коли-

149

чеством (3-стабилизаторов; в их структуре после закалки наряду с метастабильной р- и со-фазами могут присутст-вовать также мартенситные а'- и а"-фазы,

Показательной в этом отношении является работа Б. А. Борока и др. [5, с. 32], в которой путем дилатометри-ческого, рентгенографического и металлографического анализа, а также методами определения твердости изу-

50

06

02

§ * 38 % Щ, 30

# к 30

2S

22

/ ( Л"' : г ' / fi\ / > К

И — i * 4

а ч к - - - V i г >

/ V i * у / . ^ 1

1/ < ' / /

/ i f /

Содержание легирующих элементов, % Рис. 95. Твердость некоторых двойных закаленных титановых сплавов в зависимости от состава

[5, с. 32]

чены двойные сплавы титана с Fe, Cr, Со, Mo, V, Nb и Та, содержащие от 2 до 10% (по массе) каждого элемента.

Сплавы изготовляли металлокерамическим способом, закаливали из р-области и подвергали отпуску при тем-пературах 200—400—600° С в течение 1 ч. Изменение твердости закаленных сплавов в зависимости от состава выражено графически на рис. 95. На кривых указаны ха-рактерные структуры, возникающие после закалки.

Все малолегированные сплавы «докритического» со-става имеют после закалки в основном структуру а'-фа-зы. Такую структуру приобретают и более высоколегиро-ванные сплавы систем Ti—Nb и Ti—Та, так как для них «критическая» концентрация сравнительно большая

150

(22—26%)—для сплавов с 10% легирующего элемента она еще не достигается.

По мере усложнения состава а'-фазы ее твердость во всех системах закономерно возрастает. Максимальные значения твердости в системах Ti—Fe, Ti—Со и Ti—Cr обусловлены достижением «критических» составов и об-разованием при закалке со-фазы; при дальнейшем увели-чении содержания легирующего элемента возрастает ко-личество |3-фазы, исчезает со-фаза и твердость падает.

оо

35

зо

1 25 к R.20

— 10%

— В1Г IT

1V.

—

2% Зап. 200 ООО Температура отпуска, 'С

Рис. 96. И з м е н е н и е твердо-сти закаленных сплавов ти-тан—ниобий при отпуске д о

600° С [5, с. 32]

55

50

^ 45

Sw I 35 ч

30

25

ГА - - ~7Г X BX / 'if •/

~f/u т гх \

SOff '.•с

Зак 200 IL Температура

Рис. 97. И з м е н е н и е твердо-сти закаленных сплавов ти-т а н — ж е л е з о при отпуске д о

600° С [5, с. 321

В процессе старения (отпуска) для ряда сплавов от-мечается существенное изменение твердости, тесно свя-занное со структурными превращениями.

Можно выделить две различные группы систем: 1) системы «докритического» состава (Ti—Та; Ti—

Nb), структура при старении практически не меняется; соответственно твердость при старении изменяется мало (рис. 96); некоторое плавное уменьшение твердости с по-вышением температуры старения следует объяснять толь-ко устранением внутренних напряжений, возникающих в процессе закалки;

2) системы, где достигаются критическая и закрити-ческая концентрации (Ti—Fe, Ti—Cr, Ti—Со), ход кри-вых старения зависит от состава и структуры закален-ных сплавов. Например, в системе Ti—Fe (рис. 97);

а) сплав с 2% Fe («докритический») имеет после за-калки в основном структуру а' с небольшим количеством остаточной р-фазы; при отпуске структура практически

153

he меняется, а твердость лишь немного снижается за счет устранения внутренних напряжений;

б) сплав с 4% Fe («критический») имеет в закален-ном состоянии структуру р + ю и соответственно высокую твердость. При отпуске начало превращения р + м - > р + а соответствует температуре—420° С и, начиная с этой тем-

пературы отпуска, твердость заметно падает;

I

г/. / > Ю% \

— у '6V. с.. 'JX~ \

T \

S S

Эак 200 Температура отпуска, '

k I I l

I/И»

Jt-CrSAl I

а*р I

HS 2

а*ПСг ~г

I 1 i А

> —г-

i 4 4

1 S 12 Xpou,'/. (по массе)

15

Рис. 98. И з м е н е н и е твердо-сти закаленных сплавов ти-тан—ванадий при отпуске

д о 600° С [5, с. 321

Рис. 99. Схема выбора температур закалкч д л я сплавов T i - C r

и T l - C r - A l [5, с. 241

в) сплавы с 6—10% («закритические») имеют после закалки структуру p-раствора, иногда с небольшим ко-личеством со-фазы. При отпуске твердость сначала растет за счет дополнительного образования со-фазы, а затем падает в связи с превращением ( р + с о ) - > ( а + Р ) .

В сплавах систем Ti—Mo и Ti—V, являющихся при концентрации • 10% легирующего элемента еще «докри-тическими», в некоторых случаях после закалки возника-ет а"-фаза, и наблюдаемый при старении рост твердости (рис. 98) следует, по-видимому, объяснить распадом этой фазы.

Систематическое исследование влияния термической обработки на строение и свойства двойных сплавов Ti— Cr (до 15% Cr) и тройных сплавов T i - C r — A l (до 15% Cr с добавкой 3% Al) было выполнено в работе В. Н. Мо-исеева [5, с. 24]; в основном автор пользовался методом определения механических свойств (HRC , вь, Оо,2, б и

Сплавы закаливали с температур вблизи границы пе-рехода ( а + р ) р (рис. 99). Старение велось при темпе-

152

ратурах от 300 до 600° С с последующим охлаждением на воздухе. В докритических сплавах (например, с ~ 4 % Cr) старение приводит сначала к некоторому увеличению прочности, а затем к ее падению; показатели пластично-сти изменяются в обратном направлении (рис. 100).

[ ^ П а -790 "С

Л я>

я и

80

60

4V

300UOO 500 600 Температура старения, 'С

Рис. 100. Влияние температуры старения на механические свой-ства сплавов титана с 3,63% Cr (а) и титана с 3,90% Cr и

3,06% Al (б) [5, с. 241

то

"ТТ~ 3 t3aK-760°C

U ^ I d J ч

ч

и-е

Температура старения, 0C

Рис. 101. Влияние температуры старения на механические свой-ства сплавов титана с 14,42% Cr

(а) и титана с 14,22% Cr и 2,96% Al (б) [5, с. 24)

Для тройного сплава ход кривых аналогичен, но мак-симум прочности смещается в сторону более высокой тем-пературы старения (—500° С).

Для этих сплавов после закалки из (а + р) -области получается структура (а'+Р)-фаз; при низком отпуске происходит распад с выделением дисперсных включений а-частиц, что вызывает упрочнение; более высокий нагрев приводит к коагуляции дисперсной а-фазы и соответст-венно к разупрочнению сплава.

В закритическом сплаве (—15% Cr) после закалки имеется в основном структура малопрочной р-фазы.

153

Старение двойного сплава при 300—400° С вызывает рез-кое охрупчивание в связи с частичным распадом р-фазы. При температурах старения ~ 5 0 0 ° С пластичность снова восстанавливается (рис. 101).

Интересно, что в аналогичном сплаве с ~ 3 % Al ох-рупчивание наблюдается лишь после старения при 500° С и выше; это объясняется тем, что в данном сплаве алю-миний резко увеличивает стабильность р-фазы.

В сплавах промежуточ-ного состава, в том числе близких по составу к «кри-тическим», большое влия-ние на изменение свойств при старении оказывает (о-фаза, появление которой приводит к упрочнению, но вместе с тем к потере плас-тических свойств.

Интересные дилатомет-рические исследования про-цессов старения, в частнос-ти двойных сплавов титана с хромом (до 10% Cr), мо-либденом (до 10% Mo) и

тройных с добавкой к ним 4% Al, выполнены в работе JT. П. Лужникова и др. [12, с. 80]. В своих исследованиях авторы пользовались дилатометром Боленарта с про-граммным регулятором температуры и вакуумной печью.

Дилатометрические кривые снимали при нагревании до температуры 800—1000° С после закалки из р-области.

На рис. 102 в качестве примера приведены дилатомет-рические кривые для сплавов системы Ti—Cr. Сплав с 2% Cr имел после закалки мартенситную структу-ру а'; при нагревании существенных структурных изме-нений не было обнаружено (кривая 1). Сплавы с 4 и 6% Cr в закаленном состоянии имели структуру р+со; до 350—400° С эта структура сохраняется. Между 400 и 500° С происходит уменьшение количества ©-фазы вслед-ствие ее растворения; это соответствует некоторому уве-личению объема (кривые 2 и 3); одновременно наблю-дается выделение и увеличение количества а-фазы. Вы-ше 500—530° С происходит изменение состава и относительных количеств сс- и р-фаз. Эти данные под-

гв гоо иоо soo воо Температура, °С

TOOO

Рис. 102. Дилатометрические кривые сплавов системы т и т а н -

хром [12, с. 80]

154

тверждаются измерениями твердости и рентгенострук-турными исследованиями [65, с. 210]; см. также сноску на стр. 96.

Сплав с 10% Cr, несколько закритической концентра-ции, имеет после закалки структуру р-фазы; последняя сохраняется в метастабильном состоянии до —180°С; на-чиная с этой температуры, образуется со-фаза, что на дилатометрической кривой 4 дает хорошо выраженный эффект сжатия. При 280—300° С образование со-фазы затухает и она постепенно растворяется в р-фазе; одно-временно до 400° С происходит выделение дисперсной а-фазы. При 400—550° С наблюдается коагуляция а-фа-зы, а далее — изменение состава и относительных коли-честв а- и р-фаз.

Влияние алюминия в тройных сплавах Ti—Al—Cr, в противоположность действию кислорода, азота и угле-рода, у с к о р я ю щ и х распад р-фазы, сказывается, на-оборот, в з а д е р ж к е этого распада и соответствую-щем смещении превращения р-^-сов область более высо-ких температур. Особенно резко влияние алюминия проявляется в высоколегированных сплавах титана с алюминием и хромом. Так, в сплаве Ti с 10% Cr и 4% Al, закаленного на р-фазу, начало появления со-фазы на-блюдается не при 180° С, а при 250—350° С. При 350— 480° С сплав состоит из (р + с о + а)-фаз, причем по мере повышения температуры количество со-фазы уменьшает-ся; при температурах более 480—500° С структура сплава состоит из смеси (а + р)-фаз. Действие алюминия сказы-вается также в том, что на дилатометрических кривых сплавов, содержащих алюминий, при ~ 700° С отчетливо выявляется эвтектоидная точка, тогда как в сплавах без алюминия эвтектоидная температура ни на одной из кривых выявлена не была.

Для сплавов с алюминием эффект старения проявля-ется значительно сильнее. Это хорошо видно из сравне-ния кривых 1 и 3 на рис. 103, относящихся соответствен-но к сплавам TilOCr4Al и TilOCr, закаленным из р-об-ласти.

В сплавах системы Ti—Mo и Ti—-Al—Mo наблюдается аналогичный характер превращений.

В сплаве Ti с 10% Mo после закалки образуется, по-видимому, структура р+со; при нагревании отмечается сжатие, связанное с дополнительным образованием со-фа-

15г)

зы, а при 500—590° С отмечается небольшой эффект рас-ширения. При добавке' алюминия оба эффекта переме-щаются в область более высоких температур, порядка 650—870° С.

Примером систематического изучения процессов ста-рения в тройных сплавах на основе титана является ра-бота В. Ф. Кэрью [103, с. 491], в которой были исследова-

ны сплавы системы Ti— Mo—V с содержанием до - 2 0 % Mo и - 3 0 % V.

Гомогенизированные в аргоне и затем закаленные с IlOO0C в воздушной струе сплавы подвергали старе-нию при температурах 300. 425 и 550°С в течение до 350 ч.

Фазовый состав и твер-дость сплавов после закал-ки приведены на рис. 104. Граница между металлогра-фически-однофазной и двух-фазной областями показана штриховкой. Из данных рис. 105 видно, что ряд сплавов, относящихся к об-ласти нераспавшейся р-фа-зы, отличается высокой твердостью; это можно объ-яснить появлением в таких сплавах со-фазы.

Кривые старения сплавов двойных систем Ti—V и Ti— Mo показаны на рис. 105 и 106 соответственно. Из этих кривых видно, что при старении сплавов докритического состава (7% V или 5% Mo) при 300° С твердость немно-го повышается, а при 425° С остается практически неиз-менной; в первом случае из полученной после закалки a'-фазы, вероятно, выделяются дисперсные частицы а-фа-зы, а во втором—при более высокой температуре старе-ния, возможно, образуется также р-фаза. Остальные сплавы имеют закритические или близкие к критическим составы, и после закалки имеют структуру р- или (р+со)-фаз. В процессе старения при 425° С образуется

90

70 чГ

I I 50

I Г ю

/

/1 I

J г

/ / г

к У 7 Y (\ / \

/ \

IOO ЗОО 500 Температура старения, 'С

Рис. 103. Э ф ф е к т старения ти-тановых сплавов при продол-жительности старения 10 ч

[12, с. 80]:

/ — сплав Ti IOCr4AI: 2 — сплав ВТЗ-1; 3 — с п л а в Tl IOCr. Сплавы I и 3 — з а к а л е н ы из 3 -области, сплав 2 — с температуры 845° C

156

(или увеличивается) количество со-фазы, чем следует объяснить резкое возрастание твердости. Дальнейшее не-которое снижение твердости связано, вероятно, с образо-ванием а-фазы. Для этих же сплавов, подвергнутых ста-рению при более высокой температуре (550°С), твер-

Рис. 104. Структура и твердость (цифры в скоб-ках) сплавов титана с м о л и б д е н о м и ванадием

после закалки воздушной струей [103, с.п 491]: О — (a-ff i ) -сплавы; • — нераспавшаяся

2 JS 8 70 SO WO 150 ZOO 250 Продолжительность старения, ч

Рис. 105. И з м е н е н и е твердости при старении з а к а л е н н ы х сплавов ти-тан — ванадий в зависимости от температуры и продолжительности

старения [103, с . 491):

I — 7.0% V. 300° С: 2 - 7 0% V. 425° С: 3 — 20.0% V. 425° С: 4 — 20.0% V. 550° С: 5 — 25,0% V, 425° С; 6 — 25,0% V, 550° С; 7 — 30,0% V, 425° С; 8 — 30,0% V, 550° C

157

дость практически не меняется, так как сравнительно быстро возникает стабильная (а+Р)-структура без обра-зования со-фазы.

Аналогичный ход имеют кривые старения закаленных тройных сплавов, изображенные на рис. 107, а, б ив, для соотношений Mo : V = 1:3, 1:1 и 3 : 1 соответственно.

Быстрое и значительное упрочнение характерно для высоколегированных сплавов, подвергавшихся старению

Рис. 106. И з м е н е н и е твердости при старении закаленных сплавов ти-т а н — м о л и б д е н в зависимости от температуры и продолжительности

старения (103, с. 491]:

J — 5% Mo, 300° С; 2 — 5% Mo, 425° С: 3 — 15% Mo, 425° С; 4 — 15% Mo, 550° С: 5 — 17,5% Mo, 425° С; 6 — 17,5% Mo, 550° С; 7 — 20,0% Mo, 425° С;

8 - 20,0% Mo, 55С° C

при 425° С. Это упрочнение следует объяснить образова-нием со-фазы. Здесь также с течением времени возможно выделение а-фазы, сопровождающееся снижением твер-дости. При более высокой температуре старения во всех сплавах быстро достигается получение равновесной структуры ( а + Р ) и твердость не меняется, оставаясь низкой.

Малолегированные сплавы при низкой температуре старения (300° С) упрочняются в небольшой степени в связи с распадом а'-фазы, образовавшейся при закалке.

Следует указать также на ряд других работ, связан-ных с исследованием процессов старения тройных экспе-риментальных титановых сплавов, относящихся, напри-мер, к системам T i - C r - F e [35, с. 300], T i - S i - A l [129, с. 79], T i - M o - A l [130] и др.

250 I i i i l I I I I 1 1 I . 1 О 2 1 S 8 10 50 IOO 150 200 250 300 350 ООО

Продолжительность старенияк ч .

И S - S д- / А-8

158

О 20 6 810 50 WO 150 200 250 300 350 Продолжительность старения, ч

в

Р и с . 107. В л и я н и е п р о д о л ж и т е л ь н о с т и с т а р е н и я п р и 300, 425 и 550° С на т в е р д о с т ь т р о й н ы х с п л а в о в т и т а н а

с в а н а д и е м и м о л и б д е н о м [103, с. 491]: а _ 1 - 1,5% M o - 4,5% V, 300" С; 2 - 1,5% M o - 4 ,5%V, 425° С; 3 - 4 , 8 % Mo — 14,5% V , 425° С; 4 — 4 , 8 % M o — 14,5% V, 550° С; 5 — 5 , 4 % M o — 16,2% V , 425° С: 6 — 5 ,4% M o - 1 6 , 2 % V. 550° С: 7 - 6 , 0 % Mo - 18,0% V ,

425° С', 8 — 6,0% Mo — 18,0%V, 550° С; в — 1 - 2,8% Mo — 2,8% V, 300° С: 2 — 2,8% Mo — 2,8% V, 425» С; 3 - 8 , 8 % Mo — 8 , 8 % V , 425° С; 4 - 8 , 8 % Mo — 8 , 8 % V, 550° С; S - 10,0% Mo - 10,0% V , 425° С; 6 — 10,0% M o - 1 0 , 0 % V , 550° С: 7 - 11 ,0% M o - 11 ,0% V ,

425° С. S - 11,0% Mo - 11,0%V, 550°С; в — I _ 3,9% M o - 1,3% V, 300° С; 2 - 3,9% Mo - 1,3% V, 425° С; 3 — 1 2 , 0 % Mo - 4,0% V, 425° С ; 4 - 12,0% Mo -4 , 0 % V, 550° С: 5 - 1 4 , 1 % M o - 4 , 7 % V , 425" С: в — 14,1% M o - 4,7% V, 550° С; 7 - 15,3% М о - 5 , 1 % V, 425°С;

S — 15,3% Mo — 5,1% V, 550° С

Примером изучения старения многокомпонентных титановых сплавов может служить работа Н. В. Лгеева и др. [46, с. 33]. Авторы исследовали ряд сплавов, содер-жащих Mo [1,6—7,9%], Cr [3,4—7,7%], Fe [3,1—6,1%] и Al [3,2—3,6%]. После ковки образцы закаливали в воде на ^-структуру и исследовали изменение их строения и свойств при последующей изотермической выдержке в те-чение 1 ч при температурах 300—1000°С. Некоторые из

Р и с . 108. В л и я н и е т е м п е р а т у р ы с т а р е н и я ( в ы д е р ж к а 1 ч) н а т в е р д о с т ь т и т а н о в ы х с п л а в о в f46, с . 33]:

/ - Ti J ,6Mo 4 ,9Cr 6 , I F e 3 .3AI; 2 — Ti 2 , 7 М о 7,TCr 3 , l F e З.ЗА1, 3 — Ti 4,6Мо 4,9Cr 4,9Fe 3,2А1

полученных кривых изменения твердости приведены на рис. 108.

При повышении температуры старения от 300 до 550° С структура меняется от р до (Р+а) . Интересно, что зерна (3-фазы этих сплавов имеют после старения при 300°С характерные ломанные очертания (рис. 109,а). При /с т а р—500—550° С количество а-фазы максимально, что соответствует наибольшей твердости. При 800° С сплав снова приобретает (З-структуру и твердость пони-жается.

При 900—IOOO0C в структуре наблюдаются выделе-ния, которые авторы принимают за дислокации, возник-шие под действием термических напряжений в процессе закалки с высоких температур (рис. 110). Наличием дис-локаций авторы объясняют некоторое наблюдаемое уве-личение твердости.

160

F h c . 109. М и к р о с т р у к т у р а с п л а в а Ti 7 , 9 М о 3,38Cr 4 ,55Fe 3,4А1. X340 Г46, с. 33]:

а - с т а р е н и е при 300" С; з е р н а (3-фалы и м е ю т л о м а н ы е гра -ницы; О — с т а р е н и е п р и 800° С; о б ы ч н а я п о л и э д р и ч е с к а я

Форма 3 i p e n Р - ф а з ы

с п л а в а Ti 2 ,71Мо 7,65Cr 3.08А1 3 ,30Fe , з а к а л е н н о г о . с 1 0 0 0 ' С [46, с . 331:

а — Х340 ; 6 — X1350

11—670 161

3. ОБЩИЕ ЗАКОНОМЕРНОСТИ И ТЕОРЕТИЧЕСКИЕ ОСНОВЫ ПРОЦЕССОВ СТАРЕНИЯ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ

Процессы старения титановых сплавов состоят в об-разовании термодинамически более устойчивых струк-тур, по сравнению с полученными при закалке.

Закаленные титановые сплавы могут иметь в своей структуре ряд метастабильных фаз — рметастаб, а', а", со, а в отдельных случаях также а-фазу и различные метал-лические соединения.

Рис. 111. Схемы образования стабильных структур при старении за-каленных сплавов:

а — система без эвтектоидного превращения; б — эвтектоидная си-стема

Наибольшее значение имеют процессы, связанные с распадом Рметастаб и а'-фаз, чаще всего являющихся ос-новными фазами в структуре закаленных сплавов.

Конечными продуктами распада при старении зафик-сированной закалкой метастабильной р-фазы концентра-ций С (рис. 111), очевидно, должны быть либо смесь рав-новесных а+Робогащ-фаз, концентраций Ca и С? соответ-ственно (рис. 111,а) , либо — в случае эвтектоидных сис-тем — смесь а-фазы концентрации Ca и металлического соединения (рис. 111,6) . Однако образованию конечных равновесных структур распада часто предшествуют про-межуточные стадии, а именно:

1) период предвыделения; 2) образование со-фазы.

Ca С Нонцентрация

а\

С.* с концентрация

б

162

Процессы старения сопровождаются обычно диффузи-онными явлениями, ведущими к перераспределению кон-центраций легирующих элементов в присутствующих фа-зах, а также к коагуляции возникающих дисперсных частиц а-фазы и металлических соединений.

Все эти фазовые и структурные превращения, как правило, приводят к изменению свойств.

П е р и о д п р е д в ы д е л е н и я , предшествующий вы-делению частиц второй фазы, т. е. дисперсному тверде-нию, наблюдается, как известно, не только в титановых, но и в железных, никелевых, алюминиевых, а также мно-гих других сплавах.

Рентгенографические исследования показали, что в результате диффузионных процессов при старении про-исходит субмикрорасслоение пересыщенного твердого p-раствора, и в нем появляется к о н ц е н т р а ц и о н н а я с у б м и к р о н е о д п о р о д н о с т ь (Ю. А. Багаряцкий, [67, с. 177]). Существенно подчеркнуть, что подобное «расслоение» p-раствора происходит без изменения сим-метрии решетки, однако нередко сопровождается значи-тельным изменением свойств.

Изменения, происходящие в твердом p-растворе в пе-риод предвыделения, подготавливают его к последую-щим фазовым превращениям.

Для сплавов «критического» состава наиболее важ-ным процессом является образование со-фазы; с течени-ем времени при достаточно высокой температуре старе-ния со-фаза переходит в другие, более стабильные фазы.

Соответственно характеру взаимодействия легирую-щего элемента с титаном, процессы старения, в случае образования со-фазы, могут быть представлены следую-щими двумя общими схемами:

I- Р м е т а с т — ( с о + робог) (fO + Робог + а ) -»- Рстаб + ОС-II. рметаст -»- (<й + Робог) -* - (<» + Робог + a ) - V а +

+ мет. соед.

Схема I относится к сплавам титана с элементами, не образующими эвтектоидов, а схема II — к эвтектоидным системам.

Превращение р было подробно рассмотрено выше (стр. 106). В дополнение к приведенным данным следует подчеркнуть, что это превращение представляет частный случай кооперативных перемещений атомов без накап-

11* 163

ливаемого сдвига. При таком превращении, как доказы-вается в работе 10. А.- Багаряцкого и Г. И. Носовой [92], третья часть атомов остается на своих местах (если не учитывать небольшой дилатации), треть смещается в од-ном направлении, а остальные — в противоположном (рис. 112). В этом случае смещения атомов не превыша-ют межатомных расстояний, что соответствует обычным «классическим» мартенситным превращениям, однако

(1-оцхпл(110) {001} [по]

У Х IX s N А *Ч N в V^ ' V •№

\8 у " I A «S A 8 > Л в V ' (>-А-г А

4« V i

X(OOOi)

O-J S1

•-г s,

Q-3

Рис. 112. Схема перестройки решеток при о б р а з о в а н и и м - ф а з ы из Р-фазы в титановых с п л ав ах [67, с. 177]:

1 — и с х о д н о е п о л о ж е н и е атомов; 2 — конечное п о л о ж е н и е атомов; 3 — атомы, о с т а ю щ и е с я б е з изменения

рельефа при этом получиться не может и форма кристал-ла не изменяется. В связи с последними особенностями, как уже указывалось выше, со-фазу, возникающую в ре-зультате (р-^со)-превращения, следует называть мартен-ситной фазой особого рода (Ю. А. Багаряцкий, Г. И. Но-сова, Т. В. Тагунова [67, с. 307]).

Образование ш-фазы при старении происходит обычно в температурном интервале ~200—450° С; при более вы-соких температурах старения со-фаза не образуется и р-раствор распадается непосредственно с выделением а-фазы. Примером этого могут служить системы T i - V [89], T i - M o [93] и др.

164

Что касается механизма образования со-фазы при ста-рении метастабильного p-раствора, то в этом отношении имеются несколько точек зрения.

Как уже указывалось выше (стр. 106), (о-фаза при за-калке образуется, по-видимому, всегда в результате бездиффузионного превращения, но лишь в сплавах, имеющих определенную «критическую» концентрацию. В случае старения сплавов (имеющих не только «крити-ческий» состав) при нагревании сначала происходят диф-фузионные процессы, ведущие к «расслаиванию» р-фазы и образованию микрообъемов с «критической» концентра-цией; в этих объемах происходит затем формирование ю-фазы путем бездиффузионного мартенситного превра-щения. Это подтверждается рентгенограммами сплавов титана с Mo и V после старения [39, с. 26], свидетельст-вующими об уменьшении постоянной решетки p-раствора при образовании со-фазы по мере увеличения выдержки при данной температуре. Это указывает на обогащение p-раствора легирующими элементами, что возможно только в условиях обеднения ими других участков, прев-ращающихся в со-фазу. Таким образом, образованию со-фазы предшествуют диффузионные процессы, и в этом смысле можно говорить о диффузионном механизме об-разования со-фазы.

Обычно считают, что со-фаза может быть обнаружена только рентгенографически, но не различима при метал-лографическом исследовании. Однако в работе [32, с. 26] указывается, что со-фаза, полученная при отпуске мета-стабильной р-фазы, может наблюдаться также под элек-тронным микроскопом, причем особенно четко — в мо-мент перед самым переходом ее в (а+р) -фазы. По на-блюдению некоторых авторов [99, с. 82], величина частиц со-фазы в закаленных и отпущенных сплавах титана с 5

о и 8% Cr и 5% Fe никогда не превышает 1200—1600 А; по достижении этих размеров происходит переход со-фазы в стабильные фазы. Отмечается также [32, с. 26], что со-фаза, образующаяся при отпуске, может быть качест-венно обнаружена по пожелтению шлифов при травле-нии; травимость шлифов обычно повышается с увеличе-нием количества со-фазы.

При отпуске метастабильной р-фазы сплавов, отно-сящихся к э в т е к т о и д н ы м системам, появление со-фазы зависит от состава сплава и условий отпуска.

165

При этом результаты исследований отдельных авторов не всегда совпадают. Это может быть проиллюстрирова-но на примере сплавов титана с хромом.

Например, в работе П. Д. Фроста и др. [76, с. 1056] для сплава Ti с 7,5% Cr при температурах распада {3-фа-зы между 450 и 650° С отмечается следующая последо-вательность процессов, без образования со-фазы:

p - v a + pe, р в - * а + TiCr2.

К аналогичному результату приходят X. И. Аронзон и др. [31, с. 624], по данным которых распад сплава Ti с 10,8% Cr, закаленного с IOOO0C1 происходит при 500° С по схеме

р - > ( а + р ) ^ ( р + а + TiCr2) -V (а + TiCr2).

Наоборот, С. А. Спекнер и В. Ростокер [31, с. 765] от-мечают, что в сплаве с 8% Cr, закаленном с 900° С, при всех исследованных температурах старения (от 250 до 700° С) распад р-фазы сопровождается образованием да-же двух промежуточных форм ©-фазы — сод и со в, разли-чающихся распределением атомов в элементарной ячей-ке; авторы считают, что сов представляет промежуточную форму при переходе p-v (a+TiCr 2 ) , а соа — стадию прев-ращения р-V а.

Наиболее типичной является схема, предложенная в работе [93]; для сплава с 13% (по массе) Cr, закаленно-го с 1150° С, р-фаза при 460° С претерпевает следующие превращения: P ^ (р + со) - v (Р + a) - v (р + a + TiCr2) (a + TiCr2).

8 н 75 суток Время протекания отдельных стадий в известной мере

характеризует кинетику превращения. Автор работы [93], в противоположность мнению, вы-

сказываемому в работах [31, с. 765; 31, с. 57], считает, од-нако, что со-фаза не связана с образованием TiCr2.

При старении сплавов титана с железом одни авторы [57, с. 1148] не обнаруживали со-фазы и, например, для сплавов с ^—12—15,3% Fe, закаленных с 1000° С на р-фа-зу, находили, что при температуре старения 500° С около 80—90% ее распадается по схеме

р-V a + TiFe.

166

В других работах [75, с. 627] для сплавов с меньшим содержанием железа [—4% (по массе)] после закалки наряду с р-фазой была обнаружена со-фаза, а попытки получить при старении соединение FeTi оказались безу-спешными.

В сплавах титана с марганцем образование со-фазы при старении наблюдалось в работах [75, с. 627; 31, с. 287 и др.] для закаленных сплавов, содержащих 6,4—8% Mn.

В сплавах титана с 7—10% Со, по Е. Раубу и X. Бис-кову [25, с. 185], процесс распада р-фазы идет по схеме

P~v (р + to) -V (р + о + a) - v (а + Ti2Co).

В некоторых сплавах, например Ti+12% Со [25, с. 185] или сплавах титана с никелем, при старении так-же сначала образуются промежуточные фазы (со и а" со-ответственно), а выделение металлических соединений (Ti2Co, Ti2Ni) происходит в последнюю очередь, из а-фазы.

Рассмотренные выше примеры показывают, что про-цессы старения даже сравнительно простых двойных ти-тановых сплавов, закаленных на р-фазу, отличаются сложностью и протекают различно, в зависимости от со-ставов сплавов и условий старения, однако в большинст-ве случаев они подчиняются общим схемам, приведен-ным на стр. 163.

Некоторые обобщенные данные по устойчивости ме-тастабильной р-фазы двойных титановых сплавов «кри-тического» или близкого к нему состава при температу-рах старения до 500° С в течение времени до 100 ч приведены в работе [32, с. 26]. Авторы установили, что в изученных системах и указанных выше условиях:

1) при отрицательных температурах p-раствор не рас-падался;

2) при комнатной температуре все сплавы оказались устойчивыми, за исключением сплава Ti с 8,48% (атомн.) Cr, который распадался с выделением со-фазы через 50 дней;

3) при повышенных температурах устойчивость p-раствора характеризуется сводной диаграммой, изо-браженной на рис. 113.

Авторы отмечают, что при сравнении p-растворов, со-держащих примерно одинаковые количества легирующих элементов, наиболее стабильными являются сплавы ти-

167

тана с рением, никелем, вольфрамом и молибденом. Уве-личение концентрации легирующих элементов, как пра-вило, способствует сохранению стабильности p-раствора.

Подобно закаленным сплавам, наибольшей твердо-стью обладают отпущенные сплавы, имеющие структуру (а+со)-фаз.

В заключение следует коснуться некоторых общих за-кономерностей изменения свойств закаленных сплавов

600

Ti*09%(amoMH)Fe I I I I I ' ' I I i i

0.25 0.5 Г О 9 16 36 60 JOO Продолжительность выдержки, ч

Рис. 113. Стабильность P-твердого раствора с минимальным содер-ж а н и е м легирующей д о б а в к и при нагревании [32, с. 26)

после старения. По В. Н. Моисееву [12, с. 177], упрочне-ние при старении определяется в первую очередь обра-зованием дисперсной структуры а + р . К главным влия-ющим факторам должны быть отнесены: содержание в сплаве p-стабилизаторов, температура закалки и режим старения.

В случае сплавов д о к р и т и ч е с к о г о состава (рис. 114), закаленных с температуры ниже критической, ста-рение заключается в распаде метастабиальной р-фазы. При закалке этих сплавов с температур, выше критиче-ских, распадаются а'- и а"-фазы. Если температура за-калки равна критической, то происходит распад всех трех фаз — р, а' и а".

Старение сплавов з а к р и т и ч е с к о г о состава за-ключается только в распаде метастабильной р-фазы.

168

Наконец, в сплавах к р и т и ч е с к о г о состава, ко-торые после закалки могут содержать в структуре со-фа-зу, при старении соответ-ственно происходит рас-пад этой фазы.

Эффект старения воз-растает с увеличением количества метастабиль-иых фаз, т. е. по мере по-вышения температуры старения.

Состав влияет таким образом, что с увеличе-нием содержания р-ста-билизаторов прочность после закалки и старения растет до «критической» концентрации, после чего па-дает. Таким образом, максимальное упрочнение при тер-мической обработке соответствует «критическому» со-ставу (рис. 115).

Содержание р-стабилизаторе,*

Рис. 114. Схема определения «критиче-ских» концентрации ( С к р ) и темпера-

туры ( t K р )

Содержание fi- стабилизатора -

Рис. 115. Схема изменения предела прочности тита-новых сплавов с (а + р)-структурой после закалки и старения в зависимости от с о д е р ж а н и я -стабили-

затора Г12, с. 177]

12—670 169

На основании анализа экспериментальных данных в работе X. Бема и X. В'естфаля [44, с. 558] были построены схематические обобщенные диаграммы, связывающие изменение твердости с процессами изотермического прев-ращения сплавов, закаленных на p-структуру (рис. 116, а), а также с процессами распада р-фазы в условиях непрерывного охлаждения (рис. 116,6) .

р/а+р Р/А*Р

h Sr'

Логарифм времени выдержки-*'

Логарифм продолжи- . тельноста выдержки

а

.Скорость охлаждения б

Рис. 116. С х е м а т и ч е с к а я изотермическая д и а г р а м м а (а) титанового сплава в связи с кривыми изменения твердости с о временем при раз -личных т е м п е р а т у р а х превращения и кривые непрерывного о х л а ж д е н и я титановых сплавов (б) в связи с д и а г р а м м о й изотермического превра-

щ е н и я и и з м е н е н и е м твердости сплавов [44, с. 558]

Изотермическое превращение метастабильной р-фазы, нагретой до Т\ (рис. 1 1 6 , а ) , завершается образованием ( а + Р ) - ф а з , твердость которых лишь немного ниже, по сравнению с исходной р-фазой. Превращение при Г2 при-водит сначала к образованию со-фазы, что резко увеличи-вает твердость сплава, и заканчивается переходом в смесь ( а + р ) - ф а з с соответствующим снижением твер-дости; распад при T3 также связан с образованием со-фа-зы, но последняя при дальнейшей выдержке сохраняется, поэтому кривая твердости после резкого повышения за-тем не снижается.

На диаграмме (рис. 116, а) может быть отмечена тем-пература T0 термодинамического равновесия р ^ ю .

170

В случае выдержки метастабильной р-фазы при t°<C. < Т 0 , по В. Н. Гридневу и В. И. Трефилову [70, с. 5], сна-чала происходит ее «расслоение», состоящее в перерас-пределении концентрации легирующего элемента (подго-товительная стадия распада); по достижении в какой-ли-бо обедненной микрообласти (размеры которой > кри-тического размера зародыша) концентрации, соответст-вующей критической (при которой электронная концент-рация становится равной 4,10—4,19 эл/ат), образуется ©-фаза. Следовательно, в подготовительной стадии пре-вращения происходят диффузионные процессы, а прев-ращение р-> со осуществляется бездиффузионным путем.

Таким образом, общая последовательность процессов при t°<cTQ может быть выражена следующей схемой [66]:

/*й этап:

2ч1 этап :

3-й этап •

этап.

В системах без эвтектоидного превращения (напри-мер, Ti—Mo) 4-й этап отсутствует.

Отмеченный выше процесс «расслоения» р-фазы, т. е. ее распад на две фазы с различной концентрацией, был доказан рентгенографически в сплавах Ti—V при 260° [117 и 131].

В работе [70, с. 5] указывается, что максимальная тем-пература, при которой еще возможно образование со-фа-зы при изотермической выдержке, должна быть всегда ниже T0, но иногда может оказаться несколько выше температуры M a (начала мартенситного превращения при непрерывном охлаждении), так как при изотермиче-

Робог

Родог

Родог

Г Mem сое д.

+

+

PoSedh

о

А

(I-

12* 171

ском превращении условия образования зародышей явля-ются более благоприятными (большее время ожидания появления зародыша).

Следует также добавить, что превращению P ^ со со-действует пластическая деформация, которая может ус-корить это превращение или д а ж е вызвать его, если оно не произошло при закалке [89, с. 413; 100, с. 161].

В случае непрерывного охлаждения (рис. 116,6) при резкой закалке (кривая / ) сохраняется р-фаза и твер-

7JS^t*+P Tfl=^e: л*P

Продолжительность

Рис. 117. С х е м а т и ч е с к а я к л а с с и ф и к а ц и я д и а г р а м м и з о т е р м и ч е с к о г о превращения Р - т в е р д о г о р а с т в о р а т и т а н о в ы х с п л а в о в [120]

( п о я с н е н и я в тексте )

дость остается низкой; охлаждение со средними скоростя-ми (кривые 2 и 3), сопровождающееся образованием со-фазы, ведет к увеличению твердости: наконец, при мед-ленном охлаждении (кривая 4) конечным продуктом превращения будет смесь (а + р)-фаз с невысокой твер-достью.

Обобщение явлений, происходящих при распаде ме-тастабильной р-фазы, сделано также в работе [120]. Ав-торы отмечают, что для высоколегированных сплавов титана, в которых точки МИ лежат ниже комнатной тем-пературы, возможны два основных типа диаграмм, отра-

172

жающих превращения р-фазы при различных темпера-турах.

Первый тип (рис. 117, а) характеризуется наличием двух максимумов скорости превращения, соответствую-щих образованию а-фазы (в верхней части диаграммы) и со-фазы (в нижней части) [102; 44, с. 558; 132; 133]. Второй тип (рис. 117,6) —имеет один максимум, но ха-рактер превращений по P. A. Poy и др. [134, с. 821] оста-ется таким же.

Авторы работы [120] обращают внимание на то, что во всех сплавах, в которых образуется ю-фаза, при более высоких температурах (~450—500° С) происходит так-же диффузионное превращение [102; 126; 44, с. 558; 132; 133; 134, с. 821]. При этом распад р-фазы совершается по схеме

Р и с х - * • P i + со р 2 + а ,

где в фазах рисх, Pi и р2 содержание легирующих элемен-тов последовательно возрастает.

С уменьшением степени легирования точка Mh повы-шается и соответственно все большее значение приобре-тает мартенситное превращение. Если Л1н—20—IOO0C (рис. 117, в), то реализуются все рассмотренные выше ступени превращений [49, с. 3 и 18; 68; 99, с. 82; 25, с. 179; 105; 126; 134, с. 844; 135; 136]. При промежуточном положении Мя (рис. 117, г, д) превращение р->со накла-дывается на мартенситное; в этом случае, по У. Цвикеру [44, с. 535], после мартенситного превращения возможно диффузионное перераспределение легирующих элементов в р-фазе при 350—450° С, что обусловливает распад р-раствора с образованием ш-фазы.

Наконец,, в малолегированных сплавах, для которых Mh лежит при температурах выше 500° С, происходит на-ложение диффузионного превращения на мартенситное (рис. 117, е). При этом диффузионное перераспределение легирующих элементов ведет к выделению из p-раствора частиц а-фазы и распаду мартенсита [105, 126].

VIII ДИАГРАММЫ И З О Т Е Р М И Ч Е С К О Г О

ПРЕВРАЩЕНИЯ ТИТАНОВЫХ С П Л А В О В

По аналогии со сталями был проведен ряд экспери-ментальных работ, связанных с изучением диаграмм изо-термического превращения для титановых сплавов. В на-стоящее время такие диаграммы построены для ряда опытных и промышленных сплавов на основе титана.

Построение подобных диаграмм основано на переох-лаждении нагретой устойчивой р-фазы титановых спла-вов до более низких температур, при которых она стано-вится в ряде случаев термически нестабильной и с тече-нием времени переходит в другие, более устойчивые для данной температуры структуры.

Иногда наряду с р-фазой при быстром охлаждении возникают продукты ее превращения (а'-, а"-, ю-фазы), которые также претерпевают изотермический распад.

Построение диаграмм изотермического превращения позволяет более детально выяснить закономерности структурных превращений и имеет определенное при-кладное значение. Ниже последовательно рассмотрены примеры построения таких диаграмм для некоторых опытных двойных, тройных и промышленных титановых сплавов.

В одной из ранних работ [138] были построены кривые начала распада р-фазы в сплавах титана с различным содержанием молибдена [рис. 118]. Их сопоставление хо-рошо иллюстрирует задерживающее влияние молибдена на переход р -> а.

Несколько позже было доказано противоположное влияние кислорода, ускоряющего распад р-фазы в спла-вах титана с 11 % Mo (рис. 119).

Более детально изотермические превращения в спла-вах титана с 11 и 13% Mo были изучены в работах [139— 140]. На рис. 120 показана одна из таких диаграмм для сплава титана с 13% Mo, построенная методами измере-

174

ния электросопротивления и исследования микрострук-туры.

В случае сплавов титана с 11% Mo [138] образцы на-гревали в р-область (до ~ 1 0 0 0 ° С ) , быстро охлаждали до температур 300—700° С, отвечающих (а+р)-области, и выдерживали до окончания превращения. Происходя-

900

800

«о Ir 7 0 0

I I 600 X SOO

ООО / /О IOO

Логарифм продолжительности (мин)

Рис. 118. Кривые начала Р->-а-превращения в с п л ав ах титана с различным с о д е р ж а н и е м м о л и б д е н а [138]

900

800

700

£ §\600 I S- soo £ ООО

300, 0,1 1 10 IOO

Логарифм продолжительности (мин)

Рис. 119. Кривые начала з а м е т н о ю превращения в сплавах титана с 11% M o и различным с о д е р ж а н и е м кислорода [137]:

I — 0,02% О; 2 — 0,15% О; 3 — 0,35% О; 4 — 0,55% O

Ti-ГА Mo " Ti-ЗУ. Mo " Ti-ЗУ. Mo

nVQ / А ч / / ^ Ti-11% МО

Ti-SXMtfrC \ Ti-9% МО

175

щее при этом изменение твердости в зависимости от тем-пературы распада и времени выдержки показано на рис. 121.

Наибольшая твердость была получена в результате выдержки при 400° С в течение ~ 2 ч. При этом не проис-ходит изменения микроструктуры и упрочнение объясня-ется образованием со-фазы.

700

i I с;

600

300

Р * А

/З'М'О. Xp+* (1

ft* UJ

Логарифм продолжительности (мин)

Рис. 120. S - о б р а з и а я кривая д л я сплава титана с 13% M o [1401

SsT

500

OOU

500'С

к зоо X

200 / !О /00

Логарифм продолжительности выдержки (мин)

Рис. 121. И з м е н е н и е твердости сплава титана с 11% Mo в зависимости от температуры и времени

изотермической выдержки [1381

176

При более высоких температурах распада становятся видимыми выделения частиц а-фазы, форма и дисперс-ность которых зависят от температуры превращения; с понижением последней они становятся более мелкими и выделяются внутри зерен, тогда как при более высокой температуре они образуются вначале по границам зерен и лишь затем внутри них; в последнем случае сплавы по-лучаются менее хрупкими. При повышении температуры распада максимальная твердость достигается быстрее и затем падает. В одной из работ 1 были изучены изотер-мические превращения в двойных сплавах Ti—Cr (от 6 до 20% Cr) и T i - M o (от 2 до 13% Mo).

с о - ф а з а была обнаружена во всех сплавах; для ее идентифицирования автор успешно использовал метод «возврата» (кратковременного нагрева до 550—625° С, при котором со-фаза растворяется, что связано с умень-шением твердости).

При изотермическом распаде сплавов системы Ti—Cr были обнаружены два минимума устойчивости р-фазы: низкотемпературный, связанный с образованием со-фазы, и высокотемпературный, отвечающий началу выделения а-фазы или TiCr2. Повышение содержания в сплавах хро-ма увеличивает продолжительность инкубационного пе-риода, в связи с чем линия начала распада смещается вправо; это находится в согласии с фактором положи-тельного влияния хрома на стабильность р-фазы,

В случае сплавов Ti—Mo при температурах, лежа-щих выше Ma, р-фаза распадается с образованием частиц а-фазы; изотермический распад ниже M v состоит только в превращении а'-фазы; при температурах между MN и MH распадаются обе фазы — р и а', причем скорости их превращения в общем случае неодинаковы.

Таким образом, на примере изотермического превра-щения сплавов системы Ti—Mo, В. С. Лясоцкой было по-казано, что процессы распада р- и а'-фаз, имеющихся в зависимости от условий обработки в различных соотно-шениях после охлаждения до температуры распада, про-текают независимо один от другого. Поэтому на диаграм-мах изотермического превращения должны быть соответ-ственно две системы линий, отражающих этот распад

> Л я с о ц к а я В. С. Автореферат диссертации. Москва, 1966.

177

Характер структурных изменений в этих сплавах, об-наруживаемых металлографически, соответствует общим, найденным ранее закономерностям.

При высоких температурах р-фаза распадается по границам зерен с образованием пластинчатых кристал-лов а-фазы; по мере распада такие пластинки возникают также внутри зерен р-фазы.

При температурах ниже 550° С возникают точечные дисперсные частицы а-фазы, располагающиеся на гра-ницах субзерен и внутри зерен. Для сплава, содержаще-го 13% Mo, в этом случае при электронографическом ис-следовании были обнаружены элементы дислокационной структуры. При температурах ниже 250° С структурных изменений установлено не было.

со-фаза образуется в интервале температур распада 300—500° С и является основной причиной значительного повышения твердости сплавов; максимальное количество этой фазы было найдено при температуре распада 400° С.

В сплавах, содержащих после закалки а'-фазу, пос-ледняя распадается на смесь ( а + р ) - ф а з , что соответст-вует снижению твердости.

Изотермические превращения для тройных сплавов титана являлись, в частности, предметом исследования автором которого были построены диаграммы изотерми-ческого превращения для сплавов титана с 4% Al и раз-личным содержанием молибдена. Температуры распада во всех случаях отвечали двухфазной области ( а + р ) , выше начала мартенситного превращения (MH) .

Для сплавов с 3% Mo этот температурный интервал составлял 945—750° С, а с 5% Mo — 910—700° С. В этих сплавах инкубационный период практически отсутство-вал и весь процесс распада заканчивался в течение 4— 5 мин.

Для сплавов, содержащих 7—10% Mo, появлялся ин-кубационный период и период распада удлинялся до 8— 12 мин, причем продуктом распада являлась практически только а-фаза.

Данные этого исследования находятся в согласии с фактом повышения стабильности р-фазы при ее обо-гащении молибденом.

1 Л е г к о д у х А. М. Автореферат диссертации. Москва, 1966.

178

Большой интерес представляет работа Е. Jl. Хармо-на и А. Р. Трояно [141, с. 43], в которой результаты изо-термического превращения сравнивали для одинаковых титановых сплавов с данными их обработки путем за-калки и старения. Авторы показали, что в общем кине-тика превращений после прямой закалки до температуры распада и закалки д о комнатной температуры с после-

600

SOO

ООО ft

I 300

* •Se гоо

IOO

OJ / IO too 7000 Логарифм продолжительности выдержки (мин)

Pu с. 122. Д и а г р а м м ? изотермического превращения д л я сплава титана с 20% V [141, с. 43]

дующим старением при той ж е температуре изотерми-ческого превращения одинакова.

Предварительно в этой работе была уточнена диа-грамма изотермического превращения для сплава Ti с 20% V, построенная до этого Ф. Р. Бротценом и др. [89, с. 413]. Авторы нашли, что, помимо ранее найденных превращений р-^р + а и р->р + со, характерных для тем-ператур распада выше —250° С в нижней части диа-граммы, при —-100—250° С реализуется новая стадия распада р-фазы на две объемноцентрированные кубиче-ские фазы — P и pL, различающиеся содержанием ва-надия (рис. 122). Аналогичные превращения были най-дены ими также в других случаях, при низкотемпера-турном старении.

179

При исследовании сплавов тройной системы Ti—V— Al было также установлено, что добавка небольших количеств алюминия затрудняет образование ш-фазы и снижает температурный интервал появления а-фазы в качестве первого продукта распада.

Для сплава Ti 16V2.5AI авторами были построены две диаграммы изотермического превращения: одна

500

^ 400 О

I S ^ гоо

/оо о.) / /о /00 /ООО /оооо Логарифм продолжительности быдержки(шн)

Рис. 123. Д и а г р а м м а изотермического превращения д л я сплава Ti 16V 2.5AI (температура закалки 830° С)

[141, с. 431

Р+Р+А

P р—р+ы

Шалочны структур содержащ

•

ОЫ, ие рил'

Шалочны структур содержащ

•

ОЫ, ие рил'

(рис. 123) отвечает случаю охлаждения сплава, нагре-того до 830° С, в ванне, имеющей выбранную темпера-туру распада (истинная диаграмма изотермического превращения); другая (рис. 124) —после закалки в во-де с той ж е температуры (830° С) и последующего старения (диаграмма старения) 1.

При сравнении этих диаграмм обнаружено большое их сходство:

— в верхней части, при Г > 3 5 0 ° С р-фаза (и частич-но присутствующая a'-фаза) распадается на смесь а + р-фаз;

1 Следует отметить, что во многих работах такие диаграммы старения называют безоговорочно диаграммами «ТТТ» (time-tempe-rature-transformation) или «изотермического превращения», что не вполне соответствует принятой терминологии.

180

— при промежуточных температурах (—250—350° С) образуется ы-фаза вместе с р-(а')-фазой;

— при низких температурах ( < 2 5 0 ° С ) происходит распад р-фазы на две объемноцентрированные кубиче-ские фазы различного состава.

Вероятность и последовательность выделения отдель-ных фаз пои данной температуре превращения р-рас-

500

^ ООО

I I 3 0 0

k 2 0 0 WO

р+а+р* ee* и

PW

^ С S +а'+и)

р+а--~fl-Закалоч

. Cmpyxmtt содержат

1ые Закалоч . Cmpyxmtt содержат ие fttW

OJ I 70 IOO IOOO Логарифм продолжительности выдержки (мин)

Рис. 124. Д и а г р а м м а изотермического р а с п а д а закален-ного в воде сплава Ti 16V2.5AI при старении (темпера-

тура закалки 830° С) [141, с. 431

твора определяются значениями их свободной энергии Авторы работы [141, с. 43] дают схематическую диа-грамму изменения свободной энергии а-, со- и р-фаз для сплавов титана с различным содержанием ванадия и объясняют на основе этой диаграммы структурные изменения, происходящие при изотермическом распаде.

В одной из работ 1 были построены диаграммы изо-термического превращения для промышленных сплавов ВТЗ и ВТЗ-1. Сплавы нагревали до IOOO0C в течение 1 ч, после чего охлаждали до температур 400—800° С с интервалами в 100 град и выдерживали от 45 мин до 100 ч в зависимости от длительности превращения. Структурные изменения определяли металлографиче-ским и рентгеноструктурным методами, а также путем определения механических свойств.

1 К о х о в а Г. М. Автореферат диссертации. Москва, 1960.

181

Для этих ж е сплавов были построены диаграммы изотермического распада при старении, после закалки с IOOO0C. Было установлено, что в случае изотермиче-ской обработки скорость распада р-фазы значительно меньше по сравнению с закалкой и старением. Линия начала превращения сдвинута соответственно вправо и распад начинается позднее.

woo Асз 900

^ 800 \ Mft § 700 I § 800

I 500 £ т зоо

Рис. 125. Д и а г р а м м а изотермического превращения сплава ВТЗ-1 с 0,002% H (В. С. Лясоцкая)

10' IOt JOs иг ю° Логарифм продолжительности выдержка (сем)

В случае отпуска закаленных сплавов в некоторой области диаграмм отмечалось появление дисперсных структур, вследствие чего сплавы становились хрупкими.

В. С. Лясоцкой (см. сноску на стр. 177) были по-строены диаграммы изотермического распада для спла-ва ВТЗ-1 с меняющимся содержанием в нем водорода. Одна из таких диаграмм с содержанием 0,002% H по-казана на рис. 125. Диаграмму строили по данным мик-роисследования и определения твердости образцов, на-гретых в течение 30 мин при 1000°С, выдержанных в ванне при температуре распада и охлажденных в во-де. Для диаграммы характерны две самостоятельные линии, выражающие начало распада р и a'-фаз. Для Р-фазы построена также кривая окончания изотермиче-ского превращения.

В той ж е работе была построена диаграмма изотер-мического превращения сплава ВТ15 с различным со-

182

держанием водорода. Было показано, что водород су-щественно замедляет распад р-фазы с выделением а-фазы и оказывает меньшее влияние на превращение P—>-со.

Быстрее всего распад р-фазы с выделением а-фазы происходит при 575° С, а с выделением со-фазы — при 300° С.

В интервале температур 350—400° С области р + а и р + со перекрываются и появляется трехфазная область а + р + со.

Для сплава ВТ 15 с различным содержанием кисло-рода и азота диаграммы изотермического превращения были впервые построены И. С. Полькиным Ч Автор по-казал существование двух типов распада, зависящих от присутствия кислорода и азота. При высоких температу-рах осуществляется локальный распад, начинающийся у границ зерен и субзерен; при более низких темпера-турах происходит общий распад по всему объему зерен. Граница перехода от одного типа распада к другому повышается от 400 до 500—550° С при увеличении со-держания кислорода от 0,08 до 0,53% и азота от 0,01 до 0,1%. Например, при содержании кислорода 0,16% распад начинается у границ зерен уже при 450° С, тог-да как при увеличении содержания кислорода до 0,53% выделение а-фазы при этой температуре происходит по всему объему зерен.

Построение диаграмм изотермического превраще-ния в условиях распада переохлажденной р-фазы и при старении закаленных титановых сплавов, а также изу-чение влияния на эти превращения примесей (О, N, Н) , всегда присутствующих в промышленных сплавах, имеет не только научное, но и несомненно практическое зна-чение, поскольку облегчает возможность разработки рациональных режимов термической обработки этих сплавов и позволяет судить об их термической стабиль-ности при различных температурах.

1 П о л ь к и н И. С. Автореферат диссертации. Москва, 1966.

IX И С С Л Е Д О В А Н И Я ТЕРМИЧЕСКОЙ

ОБРАБОТКИ ТИТАНОВЫХ С П Л А В О В

Имеется большое число опубликованных работ по изучению влияния различных факторов термической об-работки (закалки и старения) на строение и свойства титановых сплавов, нашедших промышленное приме-нение или имеющих перспективное значение.

Эти работы позволяют, с одной стороны, установить оптимальные режимы термической обработки, необхо-димой для получения желаемого сочетания характери-стик прочности, пластичности и других механических свойств, а с другой — выяснить изменение этих свойств при эксплуатации сплавов в условиях кратковременно-го или длительного теплового воздействия.

Последний вопрос имеет особенно важное практиче-ское значение, поскольку он тесно связан с проблемой термической стабильности титановых сплавов и возмож-ностью их длительного применения в термически упроч-ненном состоянии при повышенных температурах.

Ниже кратко рассмотрены лишь некоторые харак-терные подобные исследования, поскольку объем книги не позволяет дать исчерпывающий анализ выполненных в этом направлении отечественных и зарубежных работ.

В большинстве случаев эти исследования проводили путем экспериментального определения механических свойств в зависимости от выбранных условий термиче-ской обработки с одновременным изучением фазового состава и микроструктуры методом металлографическо-го и рентгеноструктурного анализа. В отдельных рабо-тах применялись также дилатометрический, электронно-графический и другие методы исследования.

Во многих случаях полученные в этих работах экс-периментальные результаты могут быть удовлетвори-тельно объяснены на основе изложенных выше теоре-тических представлений. Однако такой анализ не всегда

184

возможен, поскольку для ряда систем с титаном не построены еще равновесные диаграммы состояния, от-сутствуют данные о критических точках сплавов, да-леко не полностью выяснены условия фазового равно-весия в равновесных системах и фазового взаимодейст-вия в метастабильном состоянии. З а д а ч а еще больше усложняется в связи с влиянием примесей, особенно во-дорода и кислорода, всегда присутствующих в техни-ческих титановых сплавах и оказывающих сильное воз-действие на их поведение при термической обработке.

Тем не менее с учетом этих особенностей в боль-шинстве случаев представляется возможным получить правильную ориентировку при выборе необходимых ме-тодов термической обработки, обеспечивающих получе-ние для сплавов рассмотренных типов или близких к ним по составу и фазовому строению ж е л а е м ы х тех-нологических и эксплуатационных свойств.

В этом автор видит ценность и целесообразность при-ведения и анализа данных, содержащихся в этой главе.

Известные в настоящее время промышленные тита-новые сплавы по степени легирования р-стабилизатора-ми и соответственно по их отношению к термической об-работке можно разделить на три основные группы: 1) низколегированные а-сплавы; 2) ( а + р ) - с п л а в ы и 3) высоколегированные р-сплавы.

1. « -сплавы

Типичные а-сплавы, к которым относятся техниче-ский титан B T l , сплавы ВТ5, ВТ5-1 и т. п. не могут быть упрочнены методами з а к а л к и и старения; обычно д л я достижения необходимых, главным образом техно-логических свойств (пластичности) их подвергают отжи-гу (см. стр. 49) .

Некоторые вопросы изменения их свойств при старе-нии, в связи с наличием примесей, рассмотрены при опи-сании термической обработки ( а + р ) - с п л а в о в .

Однако существует большая группа сравнительно недавно разработанных сплавов типа AT, которые не-посредственно примыкают к группе а-сплавов, и нахо-дят все большее практическое применение вследствие выгодного сочетания в них высоких механических свойств (в том числе жаропрочности) с экономически-

185

ми преимуществами, состоящими в отсутствии в их составе дорогих или дефицитных легирующих элементов.

Отдельные марки этих сплавов (АТЗ, АТ4, АТ6, АТ8) различаются только содержанием алюминия (от 2,5 до 7,5%) и имеют в своем составе небольшие, но постоян-ные добавки хрома, железа , кремния и бора в количест-вах, отвечающих их предельной растворимости в a-Ti; сумма содержания этих элементов составляет от 1,0— 1,5% (по массе).

Фазовая диаграмма равновесия для сплавов этой группы, построенная в работе [33], была ранее приве-дена на рис. 24. Из этой диаграммы следует, что при температурах ниже линии границы раздела a /a + p-сплавы в равновесном состоянии должны иметь струк-туру a-твердого раствора. Однако в нормализованном состоянии (после ковки) в структуре этих сплавов всег-да сохраняется небольшое количество остаточной р-фа-зы, которая не исчезает д а ж е при длительном отжиге. Количество этой фазы, влияющей на свойства сплавов и особенно на их термическую стабильность, зависит от колебаний в содержании легирующих элементов и при-месей, а также от характера термической обработки. Не случайно, поэтому, изучению этих вопросов, имеющих большое практическое значение, посвящено много экс-периментальных исследований; некоторые из них рас-смотрены ниже.

В л и я н и е с о с т а в а . В работе Н. Г. Борискиной [32, с. 158] было изучено влияние содержания ж е л е -з а на структуру и свойства сплава АТ8 после различ-ной термической обработки. Количество железа изме-няли от нуля до 5%. Часть образцов закаливали с IlOO0C из области p-раствора и затем подвергали ста-рению при 500° С до 500 ч и при 550° С до 100 ч. Дру-гую часть после нагрева до 950° С охлаждали из ( а + р ) - о б л а с т и на воздухе. Помимо металлографиче-ского исследования, определяли механические свойства. Закаленные с IlOO0C образцы, содержащие от 1 до 3% Fe, имели тонкоигольчатую мартенситообразную структуру. Эта структура сохранялась в течение всего периода старения; однако в первые часы старения на-блюдалось увеличение дисперсности, причем повышение содержания железа способствовало образованию более дисперсной структуры.

186

Образцы, охлажденные после двухчасового нагрева при 950° С на воздухе, имели структуру а ' + р; количе-ство остаточной р-фазы возрастало с увеличением со-держания Fe; при старении этих образцов наблюдался эвтектоидный распад.

В работе было показано, что железо не оказывает значительного влияния на механические свойства зака-ленных сплавов AT8. Старение в течение одного часа не вызывает снижения пластичности, но увеличение вре-мени выдержки при 500° С до 100 ч значительно сни-жает 6 и г(з всех сплавов в интервале концентраций от 0 до 3,0% Fe.

Д л я получения более стабильных свойств автор ре-комендует вводить в сплав не более 0,4% Fe, что соот-ветствует пределу его растворимости в a-Ti при рабо-чих температурах. Д л я кремния оптимальное содержа-ние отвечает 0,2—0,3% Si, а для хрома — 0,4—0,5% Cr.

Влияние водорода и кислорода на термическую ста-бильность и свойства после термической обработки ти-тановых сплавов было изучено в ряде работ (см., на-пример, исследования А. М. Якимовой 1 ) . Д л я сплавов типа AT, имеющих в своей структуре в основном а-фа-зу, очень сильное влияние оказывает водород ввиду резкого уменьшения его растворимости в a-Ti при ком-натной температуре [57, с. 367]. Влияние водорода для этих сплавов было исследовано в работе А. М. Якимо-вой [32, с. 166].

Наиболее интересным результатом этой работы, в ко-торой были изучены сплавы АТЗ, АТ4, АТ6 и АТ8, яв-ляется выяснение влияния водорода на их термическую стабильность в зависимости от содержания алюминия.

В работе было показано, что при изменении содер-жания водорода от 0,005 до 0,025% сплавы АТЗ и АТ4 сохраняют хорошую термическую стабильность после старения при 450 и 500° С в течение 100 ч. Термическая стабильность сплавов АТ6 и особенно АТ8, имеющих в своем составе большое количество алюминия, ухуд-шается с повышением содержания водорода.

Такое влияние водорода объясняется диффузией пос-леднего из а- в р-фазу, происходящей в сплавах АТ6 и АТ8 в процессе старения [32, с. 166]. Кроме того, при

1 Я к и м о в а А. М. Автореферат диссертации. Москва, 1960.

187

старении, по-видимому, происходит перераспределение хрома и железа между а - и р-фазами. Возможно, что пониженная термическая стабильность сплава АТ8 свя-зана также с ускоренением выделения водорода из об-разующейся в этом сплаве аг-фазы.

Изучение влияния водорода на структурные измене-ния сплавов типа AT в процессе их старения облегча-лось вследствие получения автором цитируемой работы данных об изменении параметров решетки р-фазы в при-сутствии водорода; оказалось, что в сплавах АТЗ и АТ4 водород не оказывает влияния на изменение параметра, тогда как в сплавах АТ6 и АТ8 он, входя в решетку р-фазы, очень сильно увеличивает параметр последней.

В процессе старения параметр элементарной ячейки р-фазы, присутствующей во всех изученных сплавах, уменьшается, что связано с перераспределением хрома и железа между а- и р-фазами.

Отсюда автор делает вывод, что существующие в сплавах AT после закалки фазы не находятся в рав-новесии и установление последнего осуществляется лишь при старении вследствие развития и завершения диффузионных процессов.

Существенно, что водород и кислород 1 ускоряют эв-тектоидный распад р-фазы в сплаве АТ4, и что повыше-ние температуры старения от 400 до 500° С соответству-ет такому ускорению распада.

Влияние кислорода на свойства сплавов AT в связи с их термической обработкой было подробно изуче-но в работах С. Г. Глазунова [143], Б . К. Вульфа и С. А. Юдиной [12, с. 124], [32, с. 174], [18, с. 155], Ф. Н. Ta-вадзе и др. [18, с. 138], диссертации С. А. Юдиной 2

и др. В работе [12, с. 124] было установлено в л и я н и е н о р м а л и з а ц и и на изменение свойства сплавов АТЗ и АТ8 с меняющимся содержанием кислорода.

Д л я кованых сплавов повышение процента кислоро-да от 0,1 до 0,43% (вес.) увеличивает аь и снижает а и (особенно для сплава АТЗ); значение iJj уменьшается при этом в большей степени, чем у сплава АТ8. Сплав АТЗ оказался в общем менее чувствительным к измене-

1 Содержание кислорода в изученных сплавах менялось от 0,08 до 0,31%.

2 Ю д и н а С. А. Автореферат диссертации. Москва, 1964.

188

пию механических свойств при повышении содержания кислорода, чем сплав АТ8 (рис. 126).

После термической обработки сплавов АТЗ и АТ8, состоящей в их закалке на воздухе с температур 850

0,1 0,2 0,3 ом 0,05 Содержание кислорода, %( по массе)

Рис. 126. Влияние кислорода на механические свойства сплавов АТЗ и AT8 [12, с. 124]:

1 — сплав АТЗ в исходном состоянии; 2 — сплав АТЗ пос-ле закалки с 850° С и о х л а ж д е н и я на воздухе ; 3 — сплав АТ8 в исходном состоянии; 4 — сплав АТ8 после закалки

с 950° С и о х л а ж д е н и я на в о з д у х е

и 950° С, соответственно Оь уменьшается, а значения аИ, 6 и ip в общем несколько возрастают. По-видимому, это связано с устранением внутренних напряжений, воз-никших при обработке давлением, а также с переходом остаточной р-фазы в более стабильные структуры.

189

На основании этого и последующих исследований было установлено, что сплавы AT с меньшим содержа-нием алюминия (АТЗ) являются менее чувствительны-ми к изменению механических свойств при повышении содержания кислорода, чем более легированные сплавы (АТ8); поэтому для сплавов типа АТЗ допустимо боль-шее содержание примесей, в частности кислорода, чем

SO

sc 50

I %30

V)

% 20 I I го * о

0,1 0,13 0.2 0,23 0,28 0,33 0,03 Содержание кислорода, % (по массе) •

Рис. 127. И з м е н е н и е поперечного с у ж е н и я й сплавов АТЗ и AT8 с различным с о д е р ж а н и е м кислорода

в зависимости от условий термической обработки (С. А. Ю д и н а ) :

/ — о х л а ж д е н и е в воде; 2 — о х л а ж д е н и е на в о з д у х е ; 3 — о х л а ж д е н и е с печью. Пунктирные линии д л я спла-

ва АТЗ, сплошные — д л я сплава АТ8

для сплава АТ8. Особенно резко влияние алюминия про-является при изменении скоростей охлаждения этих сплавов в процессе термической обработки.

На рис. 127 видно, что до 0,33% O2 значения по-перечного сужения -ф мало меняются для сплава АТЗ, подвергнутого закалке, нормализации или отжигу, и при-мерно такие же, как для сплава АТ8, закаленного в во-де. При более медленном охлаждении сплава АТ8 на воздухе и особенно вместе с печью резко падает. Уве-личение пластичности сплава АТ8, содержащего кисло-род, при закалке в воде и снижение этой характеристи-ки при отжиге, возможно, связано с перераспределе-нием алюминия и кислорода между а- и р-фазами

190

в условиях медленного охлаждения (см. сноску2 на стр. 188).

Поскольку кислород повышает температуру фазово-го превращения а-»-(а + р), оказалось целесообразным соответственно увеличить температуру закалки. Так, для

890Т

8S0,890'C

0,23 0,28 0.33 Q43 Содержание кислорода, %(яомассе)

Р и с . 128. В л и я н и е т е м п е р а т у р ы з а к а л к и на м е х а -н и ч е с к и е с в о й с т в а с п л а в а АТЗ с р а з л и ч н ы м содер-

ж а н и е м к и с л о р о д а (С. А. Ю д и н а )

сплава АТЗ рекомендуемая температура закалки долж-на повышаться из расчета 10 град на каждые 0,1% Ог-В этом случае удалось достичь некоторого улучшения механических свойств (рис. 128).

Характер изменения свойств при старении сплавов AT, содержащих кислород, также существенно зависит от наличия в их составе алюминия. Сплавы АТЗ, содер-

191

жащис до 0,33% O2, проявили высокую термическую стабильность после закалки или отжига с печью и по-следующего старения при 450° С в течение 100 ч; более легированный алюминием сплав АТ8 оказался и более чувствительным к старению. Так, при сравнении механи-ческих свойств сплавов АТ8 с 0,06 и 0,16% O2 (табл. 19),

Т а б л и ц а 19 Механические свойства сплава ЛТ8

с различным содержанием кислорода после термической обработки [32, с. 174]

Содержание кислорода,

% (вес.)

Темпера- М е х а н и ч е с к и е свойства Содержание кислорода,

% (вес.) Т е р м и ч е с к а я

о б р а б о т к а т у р а

з а к а л к и , 0C К Г IMM1 ф. % 0 H ' кГм/смг

0,06

Закалка » Закалка

950 975 950

116,0 114,8 120,6

38.2 36,0 34.3

4,56 5,36 4,87

и старение To же 975 124,5 35,5 3,12

0,16 Закалка Закалка

975 950

106,8 113,9

31 ,3 21,0

5,1 2 ,6 0,16 и старение

To же 975 113,2 15,7 2 , 3

закаленных с температур 950 и 975° С и затем подвергну-тых старению при 500° С в течение 100 ч, видно, что пос-ле закалки различие в свойствах этих сплавов невелико, тогда как после старения сплав с повышенным содер-жанием кислорода имеет значительно более низкие пока-затели пластичности и ударной вязкости.

Исследование совместного влияния температур за-калки и режимов старения на свойства сплавов AT с по-вышенным содержанием кислорода (0,33—0,43%) дало основание рекомендовать для сплава АТЗ замену обыч-ного режима термической обработки (закалка с 850° С и старение при 450° С 100 ч) новым режимом (закалка с 850° С и старение при 350° С 100 ч), позволившим по-лучить повышенные значения пластичности (о|)).

Однако для сохранения высокой технологической пластичности сплавов типа AT, подвергаемых термиче-

192

ской обработке, содержание кислорода в них вообще не должно превышать 0,10—0,13%.

Микроструктура сплавов АТЗ—АТ8 с увеличением содержания кислорода до ~ 0,4% существенно не меня-ется и состоит из смеси фаз а и а ' ; отношение содержа-ния последних зависит от температур проведения терми-ческой обработки.

i s

1 4

J M

8О

70

50 • ч»

51 1 о r I I s 5 OO 5Г

ц, Jb о -

I b j f f

щ »

Исходное \ 750 800 850 9O0 950 ?№ №D VOO t/50 720О J2SO состояние Температура закалки, 'С

Рис . 129. Влияние температуры закалки на механические свой-ства сплава АТЗ [12, с. 268]:

1 — з а к а л к а с о х л а ж д е н и е м на в о з д у х е ; 2 — то ж е + старение при 300° C 100 «; 3 — то ж е + старение при 400 C 100 ч

В структуре сплава АТ8, начиная с содержания кис-лорода 0,13%, появляются выделения неизвестной фазы, вызывающей снижение пластических свойств.

В л и я н и е т е р м и ч е с к о й о б р а б о т к и ; т е р м и -ч е с к а я с т а б и л ь н о с т ь . Ряд работ был посвящен

13—670 1 9 3

исследованию влияния термической обработки на меха-нические свойства сплавов AT и, в частности, поведению этих сплавов при старении; последний вопрос имеет большое практическое значение с точки зрения оценки термической стабильности сплавов.

Исследование в этом отношении «низколегированно-го» сплава АТЗ с пониженным содержанием в нем алю-миния было проведено в работе С. А. Юдиной и Б. К. Вульфа [12, с. 268]; такой сплав представляет, в частности, интерес как материал для производства холоднокатаных труб.

Авторы ставили задачу разработать оптимальный режим термической обработки, обеспечивающий наилуч-шее сочетание механических свойств и, в частности, по-лучение достаточно большого различия значений преде-ла прочности и предела текучести, что облегчает техно-логический процесс изготовления труб и гарантирует высокую эксплуатационную надежность деталей, рабо-тающих в условиях сложного нагружения.

Опытный сплав АТЗ имел следующий химический состав: 2,5% Al; 0,9% 2 ( C r + Fe + S i + В) ; 0,013% Н; 0,013% N; 0,06% С.

Образцы исследовали после закалки на воздухе с температур 750—1250° С, а также после старения за-каленных сплавов при 300 и 400° С в течение 100 ч. Выдержка при температурах закалки 750—IlOO0C со-ставляла 1 ч, а при температурах 1150—1250° С — 15 мин. Результаты испытаний приведены на рис. 129. Из этих данных следует, что с увеличением температу-ры закалки возрастает разница между значениями аъ и ао,2, которая для кованых сплавов в исходном состоя-нии ' составляет 3—4 кГ/мм2, а для сплавов, закален-ных с 850° С и выше, достигает значений 9—10 кГ/мм2.

Это, по-видимому, связано с появлением при темпе-ратуре нагрева р-фазы, что" подтверждается данными работы В. Н. Моисеева [5, с. 24] по термической обра-ботке сплавов Ti—Cr и Ti—Cr—Al, в которой отмечает-ся, что при растяжении образцов, содержащих в струк-туре р-фазу, наблюдается увеличение разности между пределами прочности и упругости.

Сплавы сохраняют высокую пластичность до темпе-ратуры з а к а л к ц — 850° С; дальнейшее повышение этой температуры приводит к заметному снижению б и осо-

194

13*

бешю ф, что связано с интенсивным ростом зерс и структурными изменениями. Наибольшие значени ударной вязкости сплава проявляются при температура. закалки 825—850° С.

Интересно, что старение при 300—400° С резко умень-шает ударную вязкость кованых образцов (в исходном состоянии), но почти не снижает высоких значений an,

За к.850* 25 SO 75 Ш /7родолжцтеммас/т с/паремия, я

Рис. 131. Влияние температуры и продолжительности ста-рения на механические свойства сплава АТЗ, закаленно-

го с 850" С Г12, с. 268): 1 — после старения при 300° С; 2 — после старения при

400е С

х а р а к т е р н ы х д л я сплавов , закаленных с 800—850° С. Этот р е з у л ь т а т н а г л я д н о п о д т в е р ж д а е т практическую целесообразность проведения закалки.

Влияние термической о б р а б о т к и на изменение меха-нических свойств сплава АТЗ подтверждается данными металлографического а н а л и з а и характеристикой изло-мов образцов, полученных в условиях динамического разрушения. В исходном состоянии и после закалки с 750° С сплав имеет грубопластинчатую структуру a'-фа-зы (рис. 130, а ) и отличается крупнокристаллическим блестящим хрупким изломом. После закалки с опти-мальных температур образуется мелкозернистая струк-196

тура в основном а-фазы с признаками сфероидизации (рис. 130,6 и в) излом в этом случае становится вяз-ким, матовым, мелкозернистым. При перегреве до 950— 1000° С снова возникает крупнопластинчатая структура

Исходное состояние

800 850 900 950 1ООО 1050 1100 Температура закалки, ° С

Рис. 132. Влияние термической обработки на механиче-ские свойства сплава АТЗ [32, с. 174]:

1 — после закалки (нагрев в течение 1 ч, о х л а ж д е н и е на воздухе ) ; 2 — после закалки и с т а р е н и я при 400' С

100 ч

а ' -фазы (рис. 130,г и d) , а излом соответственно стано-вится хрупким, крупнозернистым.

Старение при 300 и 400° С в течение 100 ч, прове-денное для образцов, закаленных с оптимальной тем-пературы (850° С), практически мало влияет на меха-нические свойства сплава АТЗ; свойства в процессе

197

старения также изменяются незначительно (рис. 131). Это свидетельствует о высокой термической стабильно-сти сплава АТЗ в закаленном состоянии.

Таким образом, сплав АТЗ с пониженным содержа-нием легирующих элементов, отличающийся высокой пластичностью и сопротивляемостью динамическим на-гружениям, приобретает наилучшие показатели меха-нических свойств после закалки на воздухе с темпе-ратур 825—850° С. Закаленный в этих условиях сплав обладает высокой термической стабильностью и имеет после старения при 400° С в течение 100 ч следующие механические свойства: а?, = 72 кГ/мм2\ а0,2 = 64 кГ/мм2\ 6 = 1 8 % ; я|з = 52%; аи = 8 кГм/см2. Значительное различие между оь и сто, 2. составляющее около 8 кГ/мм2, опреде-ляет возможность применения термической обработки сплава АТЗ с пониженным содержанием легирующих элементов для изготовления деталей, работающих в сложных условиях нагружения.

Влияние термической обработки на механические свойства сплава АТЗ нормального состава было изуче-но в работе Б. К. Вульфа, С. А. Юдиной [32, с. 174]. На рис. 132 приведена соответствующая диаграмма, из которой следует, что наиболее благоприятное сочетание показателей прочности (а;,), пластичности (г|)) и удар-ной вязкости (ая) можно получить при закалке с тем-пературы — 850° С.

Изменение структуры при повышении температуры закалки показано на рис. 133; при закалке с 850° С сохраняется в основном а-фаза , с 950° С — образуются а + а ' -фазы, а с 1000оС — только крупноигольчатая а ' -фаза .

Старение закаленных сплавов при 400°С в течение 100 ч мало влияет на значение оь и б, но несколько сни-жает и а„. Изменений микроструктуры при старении обнаружено не было.

Специальные исследования термической стабильно-сти сплава АТЗ в различных условиях старения были выполнены в работах [35, с. 224; 35, с. 214; 12, с. 243]. В работе Л. П. Никитиной [35, с. 224] было изучено дли-тельное (до 3000—4000 ч) старение сплава АТЗ, охлаж-денного на воздухе после 0,1 — 1 -ч выдержки при 800— 900° С. При температурах 350—400° С процесс старения протекает вяло и характеристики механических свойств

198

после старения мало отличаются от исходных (аь = = 83,5 кГ/мм2; = 55,5%; а „ = 8 , 4 кГм/см2). Более высо-кие температуры старения (450—600° С) приводят уже за 100 ч к некоторому снижению пластичности и удар-ной вязкости, однако последняя остается еще довольно высокой ( а н = 5 кГм/см2). Путем микроисследования бы-

ло обнаружено выделение при старении частиц новой фазы неустановленного состава, а также коагуля-ция частиц избыточной фазы, имевшейся в сплаве до старения.

Старение сплава АТЗ при 350—400° С в течение вре-мени до 5000 ч после отжига при 800° С в течение 30 мин было проведено в работе В. С. Михеева и др. [35, с. 214].

199

Авторы показали, что в этих условиях сплав АТЗ является термически стабильным и не охрупчивается (см., например, рис. 57).

Еще более длительное (до 10000 ч) старение сплавов марки АТЗ было изучено в работе К. П. Маркович и В. С. Михеева [12, с. 243]. Старению при 350—400° С подвергали образцы из кованых заготовок. Данные экс-

i t «л $ ' s S

I К "

I r

SS - 1 г г

SS 4

—| Г,

J u I - T - » H

W А Г H

Ss 1¾?

S s

' " l l ^ l l I * I *

3000 1000 5000 Ввод 7000 BOOO Ж) Продолжительность старения, ч

Рис. 134. Изменение механических свойств сплава АТЗ в процессе старения при 350° С в течение 10000 ч {12, с. 2431

I I V Продолжительность старения, ч

JjX ъ

S 1 * 8 * " ! ! f e l l

H

Рис. 135. Изменение механических свойств сплава АТЗ в процессе старе-ния при 400° С в течение 10000 ч fI2, с. 243]

периментов (рис. 134 и 135) показали, что аь и б оста-ются практически неизменными, а г|) и ан уменьшаются лишь немного и охрупчивания сплава не происходит. Авторы показали, что эти результаты не сопровожда-ются изменением фазового состава, а связаны с ростом зерен а-фазы и, возможно, с наводороживанием в про-цессе старения.

Влияние температуры закалки на механические свойства сплава АТ4 в закаленном состоянии и после старения при 500° С в течение 100 ч показано на рис. 136 [32, с. 174]. Оптимальное сочетание прочности и пластич-ности для этого сплава было получено при температуре

200

, I l - I

^ * 05 -

Ч) ^ OO ^ S * J с

35 -

к 30 -

25 $

- I * ^ 20 - I

йе $

11 15 IO

- S S

H Ss

5 О "I-4

аии оэи 900 950 1000 Температура закалки, °С

Рис. 136. Влияние термической обработки на ме-ханические свойства сплава АТ4 [32, с. 174):

/ — закалка на в о з д у х е (выдержка 1 ч); 2 — з а -калка и старение при 500° С 100 ч

^ 300

I 200 r I 1 0 0 Sj г?

т°с

> 500°С

£00°С

_L 10 25 50 75 100

Продолжитель ность старения, ч

Рис. 137, Влияние продолжительности стареиия при температурах 400 и 500° С на твердость сплава АТ4,

закаленного на в о з д у х е с температуры 850° С (И. И. Корнилов, Б. К. Вульф, 13. U Михеев,

С. А . Юдина) :

1 — сплав, изготовленный методом дуговой плавки; 2 — с п л а в , изготовленный методом порошковой метал-

лургии

закалки 800—850° С. Старение в указанных условиях практически не изменяет предела прочности и лишь незначительно снижает показатели пластичности и удар-ной вязкости. Кривые изменения твердости в процессе старения сплава АТ4, закаленного на воздухе с темпе-ратуры 850° С, приведенные на рис. 137, также под-тверждают его высокую термическую стабильность.

710

WO

90

I *

I 50

Ш\зо

Исходное i 700 750 800 850 900 950 WOO Г050 IWO //50 состояние /емпература закалки,'С

Рис . 138. Механические с в о й с т в а сплава АТ6 в зависимости от тем-пературы закалки [35, с. 207):

1 — после закалки на в о з д у х е ; 2 — после закалки и старения при 400° C 100 ч

Структурные изменения этого сплава при термической обработке примерно такие же, как сплава АТЗ.

Термическая обработка сплава АТ6 была, в частно-сти, изучена в работе Б. К. Вульфа и С. А. Юдиной [35, с. 207]. Изменение механических свойств этого спла-ва в зависимости от температуры закалки показано на рис. 138, из которого следует, что температура закал-ки вплоть до 1150°С мало влияет на предел прочности, твердость и ударную вязкость. Величина -ф возрастает до температур закалки 850—900° С, после чего резко снижается.

Такой ход кривой поперечного сужения связан с фа-зовыми изменениями в соответствии с равновесной диа-

202

граммой (см. рис. 24) и подтверждается данными изме-нения микроструктуры. После закалки с температур ниже линии начала фазовых превращений сохраняется исходная структура, однако напряженность ее умень-шается в связи с а ' -^а-переходом (рис. 139,а) . При повышении температуры закалки до ~ 950° С проявляет-ся тенденция к сфероидизации пластинок а-фазы; этот

процесс, сопровождаемый уменьшением внутренних на-пряжений, возникших при закалке, приводит к возра-станию пластичности. При нагревании до температур выше 950—975° С в структуре начинает появляться р-фаза, частично переходящая при закалке в мартенси-тообразную а ' -фазу (рис. 139,6), вместе с тем при на-

14* 203

гревании выше 975йС особенно усиливается рост зерен (рис. 139,в). Отмеченными изменениями строения мож-но объяснить уменьшение гр при повышении температу-ры закалки. Таким образом, оптимальная температура закалки для сплава АТ6 лежит несколько ниже грани-цы двухфазной области равновесной диаграммы и рас-полагется в интервале температур 850—875° С.

Старение закаленных сплавов при 400° С в течение 100 ч мало влияет на изменение механических свойств

Рис. 140. И з м е н е н и е твердости при старении сплава AT6 (темпе-ратура старения 500° С) (Б. К. Вульф, И. И. Корнилов.

С. А. Юдина) . Температура закалки:

/ - 850° С; 2 — 900° С; 3 — 950° С; 4 — 1025° С; 5 — 1 0 6 5 ° C

сплава АТ6 (см. рис. 138). Структура также сохраня-ется без существенных изменений. Сплав проявляет вы-сокую термическую стабильность и при более высоких температурах старения (см., например, на рис. 140 кри-вые изменения твердости со временем для температуры старения 500°С) .

Влияние температуры закалки на механические свойства сплава АТ8 показано на рис. 141. Д л я этого сплава характерны высокие значения поперечного суже-ния при закалке из а-области и дальнейшее снижение этой характеристики, начиная примерно с температуры закалки около 975° С; при этой температуре закалки другие механические свойства а в , б, а н ) еще достаточ-но высокие, поэтому такую температуру следует для данного сплава считать оптимальной. Изменения свойств хорошо согласуются с микроструктурой (рис. 142) : при закалке с 975° С сохраняется структура а-фазы (рис. 142, а ) ; закалка с 1030° С из промежуточной обла-сти диаграммы фазового превращения приводит к обра-

204

зованию двухфазной структуры (рис. 142,6), а сплав, закаленный с 1050° С, имеет характерное крупноиголь-чатое строение мартенситообразной a ' -фазы (рис. 142,в).

Старение закаленных сплавов при 500° С в течение 100 ч не приводит к существенному изменению микро-структуры. Высокая термическая стабильность этого сплава видна из данных табл. 20.

Рис. 141. Влияние термической обработки на механи-ческие свойства сплава АТ8 [32, с. 174]:

1 — закалка на в о з д у х е (выдержка 1 ч); 2 — закалка и старение при 500° С 100 ч

Следует, однако, иметь в виду, что сплав АТ8 охруп-чивается при старении, если содержит повышенное коли-чество кислорода (см. стр. 192).

Обобщенные данные по влиянию термической об-работки на строение и механические свойства сплавов AT приведены в работах [35, с. 63; 32, с. 174; 35, с. 207; 5, с. 54, в диссертации С. А. Юдиной (см. сноску 2 на стр. 188)].

205

Т а б л и ц а 20 Механические свойства сплава AT8

после различной термической обработки Механические свойства

Способ обработки "Ь-

иГ /мм1 6. % Ф. % а н , кГм/см2

Ковка * 124,5 12 28 2 ,8 Закалка на воздухе с 975° С . . . . 114,9 12,1 35,9 5,36 Закалка и старение при 500° С в те-чение 100 ч , . . . . 120 10,1 34,3 4,87

" Д а н н ы е но т е х н о л о г и ч е с к о й пробе .

Рис. 142. Микроструктура сплава АТ8 после закалки

на в о з д у х е \32, с. 1741:

с 975° С; б - с 1030° в — с 1050° С. X500

206

Н. М. Пульцин и В. Б. Покровская [35, с. 63] выяс-нили влияние закалки и нормализации на изменение твердости кованых сплавов AT (рис. 143). Температуры термической обработки были выбраны в соответствии с фазовой диаграммой (см. рис. 24), с расчетом нагрева образцов из сплавов АТ4, АТ6 и АТ8 в область (а + р ) , а из сплава АТЗ — в область р.

Ход кривых на диаграммах показывает, что увели-чение содержания алюминия в сплавах AT повышает

N

Рис. 143. Твердость сплавов AT в зависимости от условий термической о б р а б о т к и [35, с. 63]:

/ — исходное состояние (кованый); 2 — о х л а ж д е н и е на в о з д у х е ; 3 — з а к а л к а в воде

их твердость; при нормализации кованых сплавов твер-дость снижается, а при закалке — возрастает, однако различие в свойствах не очень велико.

'Металлографические и рентгенографические иссле-дования показали, что все сплавы, независимо от обра-ботки, имели структуру а-раствора; количество р-фазы было незначительным ( ^ 1 0 % ) . Некоторое различие в свойствах, в зависимости от примененной термической обработки, можно объяснить неодинаковыми размера-ми зерен а-фазы и искажением ее решетки.

Авторы полагают, что сплавы типа AT должны иметь однородное строение, гарантирующее высокую и ста-бильную жаропрочность, большую коррозионную стой-кость и хорошую свариваемость; в структуре этих спла-вов не следует допускать присутствия р-метастабиль-ной и a ' -фаз , а т а к ж е металлических соединений.

В других, отмечавшихся выше работах обобщены данные по влиянию температуры закалки на механиче-ские свойства сплавов типа AT; например, на рис. 144

207

представлено изменение предела прочности,, а на рис. 145 — удлинения и поперечного сужения.

Из этих данных следует, что с увеличением в спла-вах содержания алюминия для данной температуры за-калки сть возрастает, а г|з и б — падают. Объяснение хода кривых в связи с изменением строения было ранее при-ведено для каждого из сплавов в отдельности.

Сопоставляя кривые на рис. 144 и 145 с фазовой'1 диаграммой (см. рис. 24), можно видеть, что оптималь-ные механические свойства сплавов АТЗ, АТ4, АТ6' и АТ8 получаются после охлаждения на воздухе из а-области, вблизи границы с двухфазной областью а + р. Улучшение свойств при такой обработке можно объяс-нить образованием более стабильной, по сравнению с исходной, структурой а-фазы и устранением внутрен-них напряжений, возникших в условиях предшествую-щей обработки давлением. Закалка из а + р и особенно из р-области снижает пластичность сплавов.

Обобщенные данные по термической стабильности сплавов AT приведены в работах [32, с. 185 и 32, с. 280].

В работе И. И. Корнилова и др. [32, с. 185] исследо-валось изменение микроструктуры и механических свойств в процессе старения сплавов АТЗ, АТ4, АТ6 и АТ8 при температурах 400, 450 и 500° С в течение 100 ч. Старению подвергались кованые (при 1000— 1200° С) сплавы, содержащие легирующие элементы (Cr + F e + S i ) на нижнем ( ~ 1 % ) и верхнем (—2,5%) пределах, а также на среднем ( ~ 1 , 6 % ) уровне. Было доказано, что сплавы по нижнему и среднему содержа-нию суммы легирующих элементов являются в указан-ных условиях старения термически стабильными; они не проявляют при старении заметных изменений механи-ческих свойств, не склонны к охрупчиванию. Сплавы с повышенным содержанием суммы Cr + F e + S i в про-цессе старения охрупчиваются; поэтому для производст-ва сплавов AT рекомендуются только нижние и средние нормы содержания суммы указанных легирующих эле-ментов. В этих условиях сохраняются высокая терми-ческая стабильность и хорошая технологическая пла-стичность.

Более длительное (до 7000 ч) старение сплавов АТЗ, АТ4, АТ6 и АТ8 было изучено в работе В. Н. Гончаро-вой [32, с. 280]: Автор исследовал изменение механиче-

§га

$ /го JlO

100

90

-¾ 70 SS _l 1 I I I L_

700 760 800 850 900 950 Температура закалка, °C

1050 1100 1150

Рис 144. Предел прочности титановых сплавов АТЗ ^Т4 (2), ЛТ6 (3) и АТ8 (4) [35, с. 207J:

о — о — о — после закалки с различных температур; X ~' '5.7," I u x " лс закалки и старения при 400° С (сплавы АТЗ, АТ4, AlbJ и эии ^

(сплав АТ8)

5 ^

. 1 1 " Й V

I l 1

-L _L I _L -L 700 750 800 850 900 950 7000 7050 IlOO 7750

7емпература закалки, •С

Рис. 145. Показатели пластичности титановых сплавов АТЗ ( / ) , АТ4 (2), АТ6 (3) и АТ8 (4) в зависимости от температуры закалки [35, с. 207]:

о — о — о — относительное у д л и н е н и е (8 ) ; X перечное с у ж е н и е (Ф)

X — относительное по-

ских свойств и стабильности сплавов при температурах старения 100, 400 и 450° С и показал , что в условиях длительного старения некоторые из сплавов проявляют пониженную термическую стабильность. При этом глав-ное значение имеет содержание в сплавах суммы Al + + Cr + Fe + Si, а именно, с увеличением степени легиро-вания этими элементами стабильность свойств сплавов АТЗ, АТ6 и АТ8 снижается .

У сплава АТ8 это снижение проявляется д а ж е при IOO0C, а у сплава АТ6 «критическим» является темпе-ратурный интервал старения 400—450° С.

На основании рентгеноструктурного анализа элект-ролитических осадков было установлено наличие в структуре сплава АТ4 р-фазы, образование которой облегчается, если содержание 2 ( A l + C r + F e + Si) пре-вышает их предельную растворимость в a-Ti. В процессе старения р-фаза распадается с образованием со- и a ' -фаз , которые снижают пластичность сплава. Электро-нографические исследования подтвердили выделение при 450° С второй фазы, а т а к ж е наличие р-фазы.

Эти исследования показывают, что сплавы типа AT не являются строго однофазными и, помимо основной a -фазы, они могут в зависимости от состава и условий термической обработки содержать в своей структуре в том или ином количестве другие фазы (р, а ' , со и др . ) , оказывающие определенное влияние на их свойства.

2. I a + Pl-ОПЛАВЫ, СОДЕРЖАЩИЕ МЕНЕЕ 2% р-СТАБИЛИЗАТОРОВ

Увеличение содержания в титановых сплавах р-ста-билизаторов облегчает возможность получения и исполь-зования д л я изменения свойств путем термической обра-ботки к а к самой р-фазы, так и стабильных или мета-стабильных продуктов ее превращения.

Однако в случае низколегированных сплавов эту воз-можность до недавнего времени почти не использовали и их термическую обработку осуществляли обычно толь-ко путем отжига из а -области.

М е ж д у тем подобный отжиг, проводимый ниже тем-ператур полиморфного превращения д л я подобных сплавов после их ковки или прокатки, мало влиял на

210

ударную вязкость (а л ) , показатели которой оставались при такой обработке невысокими.

В ряде работ [49, с. 99; 100, с. 52; 142] имеются указа-ния на возможность улучшения пластических свойств малолегированных p-стабилизаторами титановых спла-вов путем их специальной термической обработки.

Д л я сплавов титана с 5—13% Al, совсем не содер-ж а щ и х p-стабилизаторов, это было показано в работе [142].

I 285 X Щ 270

I 255

i

I i ! ' I i 1 S 7

S S , ? ' -

• - у - у <

/ • • • I •

- l-t —я г " OO OO у у

( I

t о-< к ь

,А г о / I I э - Я

700 750 800 850 900 Температура,•С

950 WOO

Рис. 146 И з м е н е н и е твердости и ударной вязкости спла-ва ОТ4 п о с л е о х л а ж д е н и я с различных температур

[5, о. 45]:

• • — о х л а ж д е н и е в воде: о — — о — о х л а ж -д е н и е на в о з д у х е

В работе Н. П. Неверовой-Скобелевой и др. [5, с. 45] для сплавов ОТ4-1 и ОТ4, содержащих — 1—1,5% Mn и соответственно 1,5—2,5% Al, было систематически изу-чено влияние температуры з а к а л к и (с охлаждением в воде или на воздухе) на изменение твердости и удар-ной вязкости (рис. 146). Было установлено, что при нор-мализации с 900° С могут быть получены, по сравне-нию с отжигом, более высокие показатели а„ при оди-наковой прочности; так, для поковок из сплава ОТ4 толщиной 110 мм после стандартного отжига : Оь = 64,2— 71,8 кГ/мм2\ а3=7,0—9,6 кГм/см2; после нормализации с 900° С: сгь = 60,5—74,2 кГ/лш 2 ; а н = 9 , 1 — 1 1 , 8 кГм/см.2.

211

Авторы объясняют такое улучшение свойств диффу-зионным перераспределением примесей, в частности кис-лорода, при термической о б р а б о т к е И з в е с т н о , что кис-лород оказывает охрупчивающее влияние на титановый сплав и что растворимость его в a-Ti ( ~ 1 4 % ) значи-тельно больше, чем в p-Ti ( ~ 0 , 5 % ) . При нагревании сплавов до температур, отвечающих (a +р)-области, кислород перераспределяется, скапливаясь преимущест-венно в a-фазе и практически не входя в р-фазу. При последующем охлаждении в структуре сплава формиру-ются продукты распада р-фазы, а именно: либо иголь-чатая a ' -фаза, либо (при более медленном охлажде-нии) «вторичная» a-фаза; эти фазы, очевидно, содержат гораздо меньшее количество кислорода (так как обрат-ное перераспределение его не успевает произойти) и от-личаются поэтому высокой динамической вязкостью. Та-ким образом, получающаяся при подобной термической обработке структура состоит из смеси обогащенной кислородом остаточной a-фазы и более пластичных зе-рен а'- и а-«вторичной» фаз. Оптимальное количествен-ное соотношение и благоприятное распределение этих фаз приводит к получению высоких показателей вяз-кости сплава в целом.

Авторы показали, что температура нагрева, обеспе-чивающая образование подобной структуры, должна быть на 30—50 град ниже температуры окончательного пре-вращения ( а + р ) - > р . Более высокая температура вред-на, так как остаточная a-фаза, обогащенная примесями, будет создавать по границам хрупкую сетку.

Такой режим обработки, обеспечивающий получение ав>8 кГм/см2, авторы рекомендуют для сплавов ОТ4 и ОТ4-1, содержащих не более 0,15% кислорода.

Влияние старения на механические свойства техни-ческого титана BTl и сплава ОТ4 в зависимости от со-держания кислорода и водорода было исследовано в ра-боте М. А. Никанорова и Г. П. Дыковой [46, с. 15].

Авторы отмечают, что наблюдаемое при старении ох-рупчивание термически неупрочненных сплавов, содер-жащих водород, связано с образованием гидридной фазы. В связи с этим для исследования термической

1 Впервые подобное объяснение дано в работе С. Г. Глазунова [49, с. 99].

212

Продолжи темность старений, v

Рис . 147. М е х а н и ч е с к и е свойства т е х н и ч е с к о г о т и т а н а B T l с р а з л и ч -ным с о д е р ж а н и е м к и с л о р о д а и в о д о р о д а п о с л е с т а р е н и я при 100° С

[46, с. 15]:

1 - 0 ,10% О: 2 - 0,25% О; 3 — 0,34% О; 0,015% Н ; 0,002% H

Р и с . 148. И з м е н е н и е п о п е р е ч н о г о с у ж е н и я н а д р е з а н -ных о б р а з ц о в из с п л а в а ОТ4 с р а з л и ч н ы м с о д е р ж а -

нием к и с л о р о д а и в о д о р о д а в п р о ц е с с е с т а р е н и я при 100°С [46, с. 15]:

1 - 0,10% 0\ 2 — 0,23% 0 : 3 - 0,45% О; 0,002% Н ; 0.015% H

стабильности старение после закалки с 400° С проводи-лось при температуре 1'00° С, способствующей распаду пересыщенных твердых растворов, сопровождающемуся выделением и ростом частиц гидридной фазы.

Д л я титана BTl при содержании 0,002% H ударная вязкость в течение 100 ч старения практически не изме-нилась, но при большем содержании водорода (0,015%) значительно снизилась (рис. 147).

Д л я сплава ОТ4 охрупчивания при старении не на-блюдалось (рис. 148).

Примесь кислорода снижала аа обоих сплавов в ис-ходном состоянии, но мало влияла на эту величину в процессе старения.

Из данных работы еще раз следует, что такие эле-менты внедрения, как кислород и водород, понижают пластичность и ударную вязкость титановых сплавов; наличие водорода при повышенном содержании кисло-рода недопустимо вследствие отрицательного влияния на эти свойства образующейся гидридной фазы.

3. 1а+ |3 ) - сплАвы, СОДЕРЖАЩИЕ БОЛЕЕ 2% ^-СТАБИЛИЗАТОРОВ

Сплавы данной группы имеют в настоящее время наибольшее промышленное применение. Изучению их посвящено большое число работ; некоторые из них, свя-занные с вопросами термической обработки этих спла-вов, рассмотрены ниже.

Почти все сплавы этой группы содержат в своем со-ставе 3—7% Al. Основными стабилизаторами, вводимы-ми в них, являются переходные элементы VA—VII IA групп периодической системы, а именно ванадий, хром, молибден, марганец и железо; суммарное содержание их составляет обычно 3—6%- Значительно р е ж е в спла-вы этого типа вводят олово, кремний, ниобий, тантал и другие элементы.

По классификации С. Г. Глазунова [5, с. 2] они от-носятся к ( а + р ) - с п л а в а м , содержащим более 2% p-стабилизаторов. П о М. К. Мак-Квиллэну [54] — это стабилизированные ( а + р ) - с п л а в ы , которые после от-жига при сравнительно низкой температуре в области (а + р) образуют равновесную смесь а - ф а з ы и р-твер-дого раствора , достаточно обогащенного р-стабилизи-

214

рующим элементом, чтобы он не распадался при нагре-вании до температур, которые могут встретиться в про-изводственных условиях или в эксплуатации.

К числу наиболее распространенных отечественных ( а + р ) - с п л а в о в относится жаропрочный сплав ВТЗ-1,

весьма чувствительный к термической обработке. Про-цессы упрочнения этого сплава , происходящие при ста-рении после закалки , тесно связаны с превращениями P- и a ' -фаз и образованием дисперсных смесей (а + + р) -фаз .

I

ч? §

I l

S § to

| 1 1 5 =S Se а - 1 111 C C S § § 2 I H

20

4

/ р

\ ] [ / \

i f " С 2 ^

I 1

I * 900 то urn /UU OUU VUU KJUU

Температура закалки, °С

Рис. 149. И з м е н е н и е механических свойств сплава ВТЗ-1 в зависимости от температуры

закалки [18, с. 2061

Термическая обработка этого сплава исследовалась в работах [143—145, диссертации Г. М. Коховой (см. сноску на стр. 181) и р я д е других работ]. Систематичес-кое изучение влияния различных факторов термической обработки на изменение фазового состава и механичес-ких свойств этого сплава было проведено в работе О. П. Солониной [18, с. 206]. Автором было установле-но, что при температуре закалки , равной 850° С, полу-чается наибольшее различие в значениях аъ и а0,2, соот-ветствующее наибольшей пластичности сплава (рис. 149).

215

Это имеет большое практическое значение, так как по-зволяет использовать получаемую повышенную пластич-ность закаленных сплавов для их обработки давлением и вместе с тем сохранять возможность их упрочнения при последующем старении.

Ход кривых изменения механических свойств зака-ленных сплавов в зависимости от температуры закалки хорошо согласуется с происходящим при этом измене-нием их фазового состава (рис. 150). По мере повыше-ния температуры закалки до определенного предела

Температура закалки

Рис. 150. Схема изменения количеств метастабильных (3-н а ' - ф а з в сплаве BT3-1 в зависимости от температуры

закалки [18. с. 206]

увеличивается количество р-фазы и одновременно про-исходит ее обеднение p-стабилизаторами (хромом и молибденом). Количество а -фазы при этом соответст-венно уменьшается. При £Критич достигается критичес-кая концентрация, а при дальнейшем повышении тем-пературы после закалки в структуре появляется а ' -фа-за и прочность начинает возрастать. С этого момента количество р-фазы начинает соответственно умень-шаться. При закалке из р-области образуется только а ' -фаза , сплав становится наиболее прочным и наименее пластичным.

Максимальное содержание р-фазы, очевидно, отве-чает оптимальной температуре закалки (850°С). В за-каленных сплавах ю-фаза не была обнаружена.

Эффект старения хорошо виден из рис. 151. В интер-вале температур старения 300—400° С прочностные ха-рактеристики (аь, HB) достигают максимума, а пока-затели пластичности (б, ф) приближаются к нулю. Упрочнение при старении связано главным образом с образованием мелкодисперсных смесей ( а + р ) , возни-

Q S •»

3; § 4

^ 1 ¾ .

216

кающих в результате распада а'- и Р-фаз, а пластичность обеспечивается остаточной первичной а-фазой. Причи-ны хрупкого разрушения в данной работе не объяс-няются.

На основе проведенной работы для сплава был раз-работан оптимальный режим упрочняющей термичес-кой обработки, обеспечивающий достижение наиболь-шего уровня прочности при сохранении достаточной пластичности.

« т 1130

но %ззо й 3 7 0

K . J / 0

О? '•г 0 3 01

~1 V О? '•г 0 3 01 L

О? '•г 0 3 01 & , V

Л \ А N / \ Л Pr

L Л S

i'

ISO 150

1 ** I * по

I- UO %

! Н И - * *

чо

Зон. IOO W 300 100 500 Si W Температура старения, •P

sj ? *

у б, ; t I \

V 1 \

л % A -

У \ it I

. и \

Температура старения,'С

Рис. 151. М е х а н и ч е с к и е свойства сплава ВТЗ-1 после закалки в в о д е в зависимости от температуры с т а р е н и я ; продолжительность старе-

ния (ч) [18, с. 206]:

/ — 1; 2 — 5; 3 — 25; 4 — !OO

Д л я сплава ВТЗ-1 типичны также два других режи-ма термической обработки, при которых получаются по-ниженные значения прочности: первый из них состоит в ступенчатом изотермическом отжиге при температурах 870—650° С с последующим охлаждением на воздухе; такой отжиг обеспечивает достижение максимальной пластичности и высокой термической стабильности, вследствие чего рекомендуется для деталей," длительно работающих в повышенных температурах. Второй — состоит в обычном отжиге при 800° С с последующим охлаждением на воздухе и предназначается для усло-вий кратковременной работы.

Следует подчеркнуть, что большое влияние на меха-нические свойства оказывает исходная микроструктура, получаемая после деформации, предшествующей терми-ческой обработке.

217

Установлены три стандартных типа микроструктур: 1) р а в н о о с н а я , при которой сплав обладает

максимальными знчениями пластичности и выносливо-сти (рис. 152, а ) ;

2) « к о р з и н о ч н а я » , сообщающая сплаву наи-большую жаропрочность (рис. 152,6);

3) г р у б о и г о л ь ч а т а я , отличающаяся низкой пластичностью, особенно после упрочняющей термичес-кой обработки (рис. 152,в).

Исследование превращений, происходящих при ста-рении закаленного сплава ВТЗ-1 и некоторых других сплавов было, в частности, изучено в работе Л. П. Лу-жникова и др. [12, с. 80].

218

Используя дилатометрический метод исследования, авторы установили, что в сплавах ВТ6, ВТ8, ВТ9 и ВТ14 не отмечается объемных эффектов на соответст-вующих кривых (рис. 153). Это можно объяснить сла-бым развитием структурных превращений и отсутстви-ем образования со-фазы; косвенно данный факт под-тверждается незначитель-ным увеличением твердости при старении (эффект ста-рения не более 10—15%).

В сплаве ВТЗ-1 в интер-вале температур старения 286—400° С наблюдается сжатие, а затем при 450— 470° С — расширение. Дила-тометрические эффекты в этом сплаве, по-видимому, связаны с образованием со-фазы.

В ряде прежних работ [65, с. 210; 89, с. 413; 71, с. 77 и др.] было показано, чтс возникновение со-фазы при распаде p-твердого раство-ра сопровождается сжа-тием, а ее исчезновение при дальнейшем нагреве — рас-ширением.

Следует отметить, что некоторые исследователи либо не соглашались с воз-можностью появления отри-цательного эффекта в связи с возникновением со-фазы (Е. А. Виноградова, Г. М. Ko-хова, H . Ф. Л а ш к о [146, с. 121]), либо приписывали это-му превращению положительный эффект на дилатомет-рических кривых \

Появление со-фазы при старении сплава ВТЗ-1 под-тверждается значительным эффектом старения ( > 5 0 % ) при 350° С для сплава, закаленного с 845° С (см.

1 В е р и г и и а 3. С. Автореферат диссертации. Москва, 1962.

Рис. 153. Дилатометрические кривые промышленных титано-

вых сплавов [12. с. 801:

1 — сплав BTI4 (температура нагрева под закалку 880° С); 2 — BT14 (820° С); 3 — BT9 (950° С): 4— BT9 (900° С); 5— BT8 (950° С); ¢ - ВТ8 (900° С); 7— BT6 (950° С) ; S - B T 6 (845° С); 9 — ВТЗ-1 (845° С); 10 — техниче-ский титан (910° С); It — иодид-

Mbiil титан

219

рис. 153). Наименьшая пластичность в случае старения при этой температуре ' достигается через 3 ч, что, по мнению авторов [12, с. 80], отвечает наиболее полному превращению р -> со; в дальнейшем, с течением време-ни, пластичность возрастает за счет уменьшения коли-чества со-фазы и появления а-фазы.

Таким образом, после закалки сплава ВТЗ-1 из двухфазной области а + р (845° С) фиксируется р-фаза, содержащая хром и молибден в количестве, превышаю-щем «критическую» концентрацию. Старение такого сплава при 286—460° С приводит к образованию со-фа-зы. Авторы [12, с. 80] полагают, что содержание р-фа-зы после закалки должно быть не менее 30—40%, а не 5—8%, как это следует из работы [146, с. 121].

Интересно, что при закалке с более высокой темпе-ратуры (1050° С) из однофазной области последующее старение не эффективно, так как в этом случае зака-ленный сплав состоит только из а ' -фазы и не содержит р-фазы.

В одной из последующих работ Jl. П. Лужникова и др. [46, с. 21] были более подробно исследованы не-которые двухфазные сплавы, особенно ВТЗ-1. Пользу-ясь в основном дилатометрическим методом исследова-ния, авторы подтвердили найденные ими ранее резуль-таты и получили ряд новых данных.

Было установлено, что с понижением температуры закалки, температуры начала превращения, связанного с образованием со-фазы, повышаются вследствие увели-чения концентрации легирующих элементов . в р-фазе, а температурный интервал превращения становится уже (табл. 21).

Т а б л и ц а 21 Зависимость температур превращения ст температуры закалки

для сплава ВТЗ-1 [46, с. 21]

Т е м п е р а т у р а закалки, 0 C

Температуры превращения, °С (начало—конец)

Температурный интервал превращения , 0 C

1050 Не наблюдаются _ 845 1 8 0 - 4 7 0 290 800 300—470 170 750 400—480 80

220

После старения сплавов, закаленных с различных температур, ход дилатометрических кривых и изменение твердости соответствуют структурным превращениям (рис. 154). Так, в случае закалки с 1050° С (из р-обла-сти) при старении до ~ 4 5 0 ° С упрочнение мартенсита (а ' ) весьма незначительно, тогда как при закалке

с 845° С (из а + р-области) твердость значительно воз-растает в результате распада р-фазы.

Авторами были экспериментально исследованы про-цессы старения сплава ВТЗ-1 при различных условиях

Рис. 154. Дилатометрические кривые и кривые твердости после 2-« старе-ния при различных температурах д л я сплава ВТЗ-1 [46, с. 21]:

а — закаленного с 1(150° С; б — з а к а л е н н о г о с 845° С

и построена обобщенная схематичная кинетическая диа-грамма для температуры закалки 845° С (рис. 155).

Согласно этой диаграмме, старение при температу-рах менее 300—350° С состоит в превращении P -*• ->р0г>ог+(о (кривая / ) ; старение при 350—450° С (кри-вая 2) на первом этапе вследствие указанного превраще-ния позволяет достигнуть максимальной твердости; в дальнейшем твердость сначала снижается за счет процесса р+со -> р + (й + а в т . а затем снова возрастает вследствие распада р-фазы с образовнием дисперсной структуры р + а. Наконец, при температурах более 450° С (кривая 3) упрочнение на первом этапе обусловлено так-ж е дисперсионным твердением по схеме р -»- р 0 б о г + а В т , а дальнейшее понижение твердости — коагуляцией частиц а-фазы.

221

Первичная a -фаза в процессе старения претерпева-ет незначительные превращения, сопровождающиеся повышением твердости, однако со-фаза при этом не была обнаружена.

В данной работе было также подробно изучено яв-ление «возврата», обнаруженное в титановых сплавах с (р + со)-структурой в ряде прежних исследований [65,

с. 210; 68; 89, с. 413; 99, с. 82; 102]; некоторые авторы [89, с. 413; 102] называют это явление «обратным превраще-нием».

Было показано, что при кратковременном нагреве подобных сплавов выше тем-ператур образования со-фазы [500—600° С] происходит переход со-фазы в твердый рас-твор:

р + о ) ^ р .

Таким образом со-фаза исчезает и твердость сплава значительно снижается. Авторы работы [46, с. 21] ука-зывают, что изменение твердости при обработке «на воз-врат» может служить показателем:

1) наличия со-фазы в исходной структуре; 2) количественной доли упрочнения, обусловленно-

го присутствием со-фазы; 3) степени упрочнения, обусловленного выделением

a-фазы для сплавов, не подверженных «возврату». Эффект разупрочнения при «возврате» был доказан

в цитируемой работе на примерах исследования опыт-ного сплава TilOCr и промышленного сплава ВТЗ-1. Опытный сплав закаливали с 800° С в воде, подвергали старению по разным режимам и последующему «воз-врату» при 550° С в течение 45 сек. Происходящее при обработке на возврат изменение твердости в связи с фазовым составом сплава TilOCr показано на рис. 156; заштрихованная область характеризует эффект возврата,

Время старения

Рис. 155. Схематические кинетические кривые изменения твердости д л я раз-личных температур старения сплава

ВТЗ-1 [46, с. 21]:

1 — 100—300° С: 2 — 350—450° С; S — 500—650° С

222

а следовательно, степень упрочнения, вызванного со-фазой.

Сплав ВТЗ-1 обрабатывали аналогично (^зак— = 845°С). Одна из полученных диаграмм показана на рис. 157; из нее следует, что при температурах старе-ния 1 до 350° С упрочнение происходит исключительно за счет со-фазы, при 350—425° С вследствие образова-ния со- и а в т -фаз , а выше 425° С — только за счет а в т -фазы.

Исследования сплавов ВТ6, ВТ8, ВТ 14 и ВТ 16, зака-ленных с более низких температур, чем примененных ра-

250 300 350 IOO OSO Температура старения, 'С

Рис. 156. Э ф ф е к т возврата сплава Ti IOCr пос-ле старение (наверху показаны ф а з о в ы е об-

ласти после старения) [46, с. 21]:

1 — возврат при 550" С 45 сек; 2 — старение 2 ч\ 3 —• закалка с 800° C

нее в работе [12, с. 80], показали, что в них происходят аналогичные превращения, если о них судить по экспе-риментально полученным дилатометрическим кривым и данным по определению твердости.

Объясняя происходящие при термической обработке структурные изменения в сплаве ВТ 16, авторы [46, с. 21] не считают необходимым связывать их с образо-ванием а"-фазы; ссылаясь на работы [105] и С. Г. Федо-това [116, с. 207] и основываясь на собственных иссле-дованиях сплавов Ti—Mo, они полагают, что имеются основания вообще сомневаться в существовании этой фазы.

Подобно однофазным а-сплавам (а + р)-сплавы про-являют нередко большую чувствительность к водороду,

1 Продолжительность старения 2 ч.

223

зависящую в ряде случаев от характера термической об-работки.

Роль водорода в титановых сплавах подробно опи-сана в монографиях В. А. Ливанова, А. А. Бухановой и Б. А. Колачева [147] и Б. А. Колачева [148]; ниже приводятся лишь некоторые примеры этого влияния.

В работе [46, с. 9] были исследованы сплавы ВТЗ-1, ВТ8 и ВТ6, содержащие от 0 до 0,05% Н. Авторы пока-зали, что в закаленных сплавах водород оказывает бо-

аа*р+ы лп*р*и>*лв ля*р*Л,

Температура старения, 'С

Рис. 157. Э ф ф е к т возврата сплава ВТЗ-1 после старения (наверху показаны ф а з о в ы е области пос-

л е старения) Г46, с. 21]:

/ — возврат 550° С 3 сек\ 2 — закалка с 845' С; 3 — старение 2 ч

лее сильное влияние, чем в отожженных; отмечено при этом, что особенно резкое снижение пластичности, свя-занное с присутствием водорода, происходит не сразу после закалки, а в процессе старения закаленных спла-вов при комнатной температуре.

На основании этих исследований установлено мак-симально допустимое содержание водорода для неко-торых закаленных ( а + |3)-сплавов, а именно, для спла-ва ВТЗ-1—не более 0,005%, а для сплава ВТ6 — н е более 0,02%. Нестабильность этих сплавов в присутст-вии повышенного содержания водорода авторы объяс-няют распадом твердых растворов, пересыщенных водо-родом. Большая роль при таком распаде принадлежит гидридам титана.

224

При исследовании влияния водорода на превращения в титановых сплавах Б. А. Колачев, Д . Я. Вишняков и В. С. Лясоцкая [152, с. 21] установили, что водород ста-билизирует р-фазу и увеличивает количество остаточной р-фазы в закаленных сплавах; это, очевидно, связано с диаграммой состояния Ti-H, в соответствии с которой водород расширяет р-область и снижает температуру ( Р а ) - п р е в р а щ е н и я . Авторами показано также, что водород увеличивает эффект старения сплавов, зака-ленных из р-области. Кроме того, для (а + р)-сплавов водород понижает температуру нагрева под закалку, обеспечивающую максимальный эффект старения.

Влияние водорода на образование ш-фазы при за-калке зависит от состава сплавов: в сплавах докрити-ческого состава водород увеличивает количество со-фа-зы, а в закритических — уменьшает.

Замедление водородом распада р-фазы обнаружено также при изотермическом превращении, однако а ' -фа-за под влиянием водорода распадается быстрее.

Водородное охрупчивание титановых сплавов изу-чалось также в ряде работ А. М. Якимовой. В одном из исследований [149, с. 18] отмечается, что хотя выделяю-щиеся при распаде р-фазы гидриды (впервые обнару-женные в сплавах с двухфазной структурой в работах [150, с. 29] и [151]) приводят к охрупчиванию, однако более важная роль водорода заключается в ускорении эвтектоидного распада р-фазы (например, в сплавах ВТ10, ВТ15, B120VCA и др.) , в результате которого выделяются металлические соединения (TiCr2 и др.) , вызывающие хрупкость. Это было доказано измерением периодов решетки р-фазы в процессе старения и интер-металлидным анализом, позволившими установить, что при старении сплавов, содёржащих водород, происхо-дит перераспределение легирующих элементов между а- и р-фазами и облегчается выделение интерметаллидов.

В некоторых случаях снижение ударной вязкости сплавов с ( а+р) -структурой может быть результатом охрупчивания водородом самой р-фазы.

Кислород также оказывает существенное влияние на поведение при термической обработке ( а + р ) - т и т а н о в ы х сплавов.

В противоположность водороду кислород, сужая р-об-ласть диаграммы Ti—О, уменьшает стабильность р-фа-

15—670 225

ЗУ. О. П. Солонина, Н. М. Улякова и В. П. Кураева [152, с. 18] показали, "что д л я обеспечения высокой тер-мической стабильности сплава ВТЗ-1 в условиях дли-тельных (до 2000 ч) выдержек при повышенных темпе-ратурах содержание кислорода не д о л ж н о превышать 0,15%.

Авторы объясняют происходящие при старении по-вышение прочности и снижение пластичности распадом

470 ИЗО

Jo 390 § 350

310 I 270 \ 230

к 190 /50

Рис. 158 д л я

метастабильной р-фазы и созданием участков гетеро-фазной структуры.

Много работ посвящено изучению термической обра-ботки промышленных зарубежных сплавов, сходных в известной мере с рассмотренным выше. Д л я некоторых подобных закаленных сплавов построены диаграммы изотермического превращения при старении. Н а рис. 158 приведена одна из таких д и а г р а м м д л я сплава TOMnlCrlFelMolV по X. Бему и X. Вестфалю [44, с. 558]. З а к а л к а образцов проводилась из области р-фа-зы, а последующая в ы д е р ж к а в ванне — при темпера-турах от 150 до 470° С.

И з д и а г р а м м ы следует, что устойчивость метаста-бильной р-фазы меняется по закону С-образной кривой, причем в интервале 230—340° С эта устойчивость прак-тически равна нулю и при охлаждении сразу ж е обра-

f)*<j* л

@нест у I

N ' I /з*а :2¾¾¾ @нест Г ' I /з*а :2¾¾¾ •

/ V j к - Начало расааЬа I I

PcmaS * и

Il Щ t l r h " Щ * t f t l r h "

i OB W 20 OO(MUH) • — о I — I — 1 1 -J 1 2 3 5 W 2» 50(ч)

Логарифм продолжительности

. Д и а г р а ш . а изотермического превращения сплава Tl ЗМп ICi JFe IMo IV [44, с. 558]

226

зуются две фазы р и ю. При низких температурах окон-чание превращений также следует ходу С-кривой, пос-ле чего структура сохраняется неизменной длительное время. При более высоких температурах тоже образу-ется а-фаза и при достаточной выдержке получается стабильная (а + р)-структура.

На рис. 159 представлена аналогичная диаграмма изотермического превращения при старении закаленно-го сплава Ti5Cr3Al [44, с. 535]. Сплавы после закалки

!ООО

900

800

с 7 8 0

I* SOO %58(Г

I SOO

^ ООО

300 гоо

Рис. 159. Схематическая диаграмма изотермического распада титанового Сплава Tl 5Cr ЗА1 и кривые охлаждения этого сплава в некоторых средах

(У. Двикер [44, с. 535]). Размеры образцов: 0 8 мм, длина 1 мм\. 0 8 мм, длина 120 мм-, 0 1 3 мм,

длина 120 мм

из р-области нагревали до температур распада 200— 900° С. Д л я данного сплава мартенситная точка соот-ветствует температуре 580° С, поэтому все образцы, ох-лажденные ниже этой температуры, имели в своей структуре с момента начала распада наряду с р-фазой также мартенситную а'-фазу. Вторым отличием, по сравнению с предыдущей диаграммой, является присут-ствие в продуктах превращения р-фазы при 400—700° С металлического соединения TiCr2.

Структуры, возникающие в процессе распада этого сплава при различных температурах, указаны на диаг-рамме.

На диаграмму наложены кривые, полученные в ус-ловиях непрерывного охлаждения опытных образцов.

АКР'Л) фазовая граница 9/0^0

- А ^ Фазо/ая граница

. . ctU-tPu'TiCrs

^Jto.гран(р*Я-ПСгг) Мслени» а ~~ "—£}Ш(&*ПСг,)

\ \ы-\spaiolaHue \ ^ачемн пг-^ ч Л \ \ V '

\ ~~~~~

/ 10 ЮО Логарифм продолжительности, (мин)

15* 227

100

i i *

I * 112

Различные скорости охлаждения достигались измене-нием размеров образцов и выбором охлаждающих сил. Такой прием наложения кривых охлаждения позволяет с известным приближением судить о структуре спла-вов, подвергнутых обычной, однократной термической обработке (закалке, нормализации). В данном случае

при охлаждении в во-де, в зависимости от скорости охлаждения, определяемой разме-рами образцов, полу-чаются структуры а ' + + р, а ' + р + со или (о + + Р; при охлаждении в масле — а ' + Р; при нормализации — рав-новесные структуры а + р .

Распространенный в США сплав MST6A14V был, в ча-стности, исследован в работе Р. Г. Шермана и X. Д. Кесслера [27, с. 657], по данным ко-торой на рис. 160 при-ведена диаграмма из-менения механических свойств в зависимости от температуры за-калки.

В технологическом отношении интерес представляет закалка

с температуры 800—850° С, после которой наб-людается наибольшее различие между пределами проч-ности и текучести, что способствует улучшению обраба-тываемости давлением. Это было установлено еще раньше, в работах [44, с. 570 и 153], где отмечено, что сплав MST6A14V после закалки с температур 815— 845° С хорошо штампуется вследствие относительно низ-кого значения as/оь. В связи с этим следует подчерк-нуть, что иногда сплавы с небольшим содержанием

N Ч»

4 1

s;

Sl ^ r S С

I !

I * <5 Я

98

81

70

50

OO

30

20 IO

V " c LCT D I

L i

f x

с L - T T c ^

о

r v уСГаЧ К ч

ч

650 760 870 980 Температура закалки, 'С

Рис. 160. Влияние температуры закалки на механические свойства пруткового про-мышленного сплава титана с 6% Al и 4% V

[27, с. 657]

228

p-стабилизаторов, термически обработанные на струк-туру твердого раствора, обладают более высокой плас-тичностью и лучше штампуются, чем а-сплавы [1, с. 163].

В зависимости от температуры закалки сплав MST6A14V может иметь в закаленном состоянии мартен-ситную структуру а ' , ( а ' + а) или (а + р). При этом в работе А. И. Треста [75, с. 627] были найдены две раз-новидности мартенситной структуры, несколько разли-чающиеся параметрами решетки (при одинаковом пара-метре с параметры а равны соответственно 2,90

о и 2,93 А) ; присутствие этих двух разновидностей свя-зано, по-видимому, с неоднородностью р-фазы.

Старение этого сплава, закаленного с 850° С, было изучено в работе [154]. Авторы нашли на кривой ста-рения несколько максимумов.

Первый из них соответствует выделению дисперс-ной р-фазы из а ' -мартенсита; второй связан, вероятно, с изменениями, происходящими в а -фазе и состоящими, по данным работы [155], в диффузионно-контролируе-мом выделении частиц упорядоченной фазы (подобно аналогичному процессу в двойных сплавах Ti—Al). Тре-тий максимум отвечает обогащению р-фазы легирую-щими элементами.

Характерной особенностью, связанной с термической обработкой данного сплава, является отсутствие в его структуре со-фазы при обычных фазовых превращениях, что можно объяснить достаточным содержанием в спла-ве алюминия. Эта особенность представляет важное практическое преимущество сплава, поскольку при тер-мической обработке отсутствует стадия охрупчивания. Следует, однако, отметить, что в работе [156] со-фаза была идентифицирована на электронных микрофото-графиях при исследовнии сплавов Ti6A14V, закаленных в масле, а также охлажденных с 850° С на воздухе и подвергнутых затем старению при 490° С.

Диаграмма на рис. 161 выражает , по данным рабо-ты У. Цвикёра [44, с. 535], структурные изменения, про-исходящие при изотермическом превращении закален-ного сплава Ti6A14V в процессе старения. На ней так-же нанесены кривые, соответствующие охлаждению в воде, масле и вместе с печью.

В связи с большим содержанием в данном сплаве 229

алюминия, являющегося а-стабилизатором, критичес-кие точки равновесного фазового превращения (980° С) и начала мартенситного превращения (910° С) сильно повышены. Продуктами превращения р-фазы и р ' -фазы, образующимися ниже М я в зависимости от температу-ры и времени распада, являются показанные на диаг-рамме фазы а, а2 и со.

При исследовании ранее рассмотренного сплава MST3A15Cr X. Шлейхером и У. Цвикером [44, с. 570]

мартенсит • (начало образования) РКР*а) фазовая

граница ^ 980°С

0,01 OJ 1 JO Логарифм продолжительности (мин)

Рис. 161. Схематическая д и а г р а м м а изотермического р а с п а д а тита-нового сплава Ti 6А1 4V и кривые о х л а ж д е н и я этого сплава в неко-

торых сред.' Х [44, с. 535]

было установлено, что термическая обработка улучша-ет его механические свойства, но вместе с тем увеличи-вает его чувствительность к присутствию водорода. Уже при 0,005% H заметно снижается прочность после ста-рения или закалки.

Н а основе этих исследований авторы делают вывод, что принятая в США предельная норма содержания во-дорода (0,01%) для некоторых титановых сплавов яв-ляется слишком высокой.

В связи с вопросом о влиянии водорода на свойст-ва термически обработанных титановых сплавов следу-ет отметить, что вообще сплавы с (а + р)-структурой могут быть расположены в порядке возрастания чувст-

230

вительности к водороду в следующий ряд [1, с. 163]*: MST6A14V; MST4A15Mn; MST3A15Cr; RS120; MST3Mn. Наименее чувствительный к водороду сплав MST6A14V при содержании до 0,08% H не был хрупким.

Указанная последовательность соответствует умень-шению количества р-фазы в сплавах. В условиях про-веденной термической обработки р-фаза, по крайней мере частично, может превращаться в а-фазу, причем образуется промежуточная ш-фаза. Если исходить из предположения, что водород благоприятствует выделе-нию ю-фазы, то, очевидно, наибольшую чувствитель-ность к водороду должны проявлять те сплавы, которые весьма склонны к образованию со-фазы: это в извест-ной мере согласуется с опытными данными [1, с. 163].

Р я д работ [36; 44, с. 570; 153] был посвящен иссле-дованию термической обработки сплавов Ti 140А и Til55A. Данные по влиянию температур закалки и ста-рения на механические свойства этих сплавов приведе-ны в табл. 22.

Т а б л и ц а 22 Влияние термической обработки иа механические свойства

сплавов TiHOA и Т1155А Сплав Ti 140А Сплав Tl 15БА

* * * * *

'зак' *стар' Ofr кГ/мм* 5. %| 'зак ' 'стар' OJli КГ1ММ2 8 . %

0C « с 5. %| 0 C 0 C

780 480 136 15 885 480 156 3 780 540 120 21 885 540 143 9 780 590 104 26 885 590 126 15

805 480 144 12 925 480 176 3 805 540 123 18 925 540 160 5 805 590 108 27 925 590 143 10

970 480 171 0 , 5 970 • 540 162 3 970 590 146 9

* Закалка в воде. ** Время старения 4 ч.

*** Время старения 2 ч.

* Все сплавы этого ряда подвергались одинаковой термической обработке, состоящей в выдержке при 900" С в течение 0,5 ч, после-дующей выдержке при 700° С в течение 1 ч и охлаждении.

231

Из этих данных следует, что повышение температу-ры закалки до определенного предела увеличивает про-чность, но снижает пластичность; это можно объяснить тем, что с повышением температуры за счет а-фазы уве-личивается количество более прочной р-фазы.

Д л я данной температуры закалки повышение темпе-ратуры старения закономерно снижает прочность и уве-личивает пластичность.

ft нестад

Содержание (З-стадилизирующего элемента

Рис. 162. С х е м а и з м е н е н и я ф а з о в о г о состава спла-вов BTH 1 BT16 и ВТ15 в зависимости от содер-ж а н и я P-стабилизатора (В. Н. Моисеев, Л. В. Ге-

раськова Г18, с. 198])

При закалке этих сплавов на воздухе в общем про-является та ж е зависимость, однако во всех случаях прочность получается более высокой, а пластичность — пониженной.

Увеличение продолжительности старения от 4 до 24 ч приводит к незначительному уменьшению прочно-сти и пластичности.

Отмеченные изменения свойств, тесно связанные со структурными превращениями, доказывают возмож-ность существенного изменения механических свойств рассматриваемых сплавов путем их термической обра-ботки.

В (а + р)-состоянии используются широко распрост-раненные сплавы Ti4A14Mn и Ti4A13MolV, сходные ме-жду собой в отношении фазовых превращений при тер-мической обработке.

232

В сплаве Ti4A14Mn после закалки из (а +р ) -облас -ти сохраняется остаточная р-фаза, которая при старе-нии, по данным работы [75, с. 627], претерпевает прев-ращения, приводящие к повышению хрупкости, хотя « - ф а з а не образуется.

В сплаве 4A13MolV возникновения со-фазы также не наблюдается [157, 158]. Эти факты легко объяснить, если принять во внимание присутствие в этих сплавах алюминия и сравнительно низкое содержание в них р-стабилизаторов.

К рассматриваемой группе относятся также сплавы ВТ14 и ВТ16, положение которых на обобщенной диаг-рамме показано на рис. 162.

Микроструктура сплава ВТ14 после закалки в воде с различных температур показана на рис. 163. При тем-пературах закалки 700—800°С структура состоит из смеси ( а + р ) - ф а з (рис. 163,а и б соответственно), при-чем количество р-фазы увеличивается с повышением температуры закалки. При 850° С р-фаза становится настолько нестабильной, что при закалке частично пе-реходит в а ' -фазу (рис. 163,в). После закалки с 900°С возникает a ' -фаза с небольшим количеством а-фазы (рис. 163,г). З а к а л к а с 950°С приводит к образованию тонкой игольчатой a ' -фазы (рис. 163,5) .

Старение закаленных сплавов при 475° С в течение 4 ч мало изменяет их структуру (рис. 164); характерна ная травимость может быть объяснена выделением мел-кодисперсных частиц a-фазы при старении метаста-бильного p-раствора; видимых образований a-фазы при лишь более темная окраска участков р-фазы; повышен-старении не наблюдалось.

Структуры некоторых из этих сплавов при большом увеличении приведены на рис. 165; из них следует, что игольчатая a ' -фаза закаленных сплавов при старении претерпевает некоторые видимые изменения в связи с ее распадом на мелкодисперсную смесь (а + р)-фаз; это подтверждается также повышением твердости.

Микроструктура сплава ВТ16 также несколько ме-няется в зависимости от температуры нагрева и скоро-сти охлаждения (рис. 166). Отожженные при 700 и 950° С сплавы после охлаждения с печью имеют стру-ктуру ( а + р ) - ф а з (рис. 166,а и б соответственно). Пос-ле нормализации с 700° С образуется аналогичная, но

16—670 233

Рис. !64. Микроструктура спла-ва ВТ14 после закалки в в о д е с различных температур и по-с л е д у ю щ е г о старения при 475° С в течение 4 н. Х450 (Н. M. Пуль-

цин); температуры закалки:

а — 700° С; б — 800° С; в — 850" С; г — 900° С; 3 — 950° С

16«

C T d v v t ^ ? П Л а с т и н ч а т а я П 0 сравнению с отожженной д р у к г у р а (рис. 166,в) . При нормализации с более вы-

соких т е м п е р а т у р (800-950° С) р-фаза переходит В а - ф а з у (см. , например, рис. 166,г).

Свойства сплавов ВТ14 и ВТ16 сильно з ависят от р е ж и м а термической обработки. На рис. 167 приведена д и а г р а м м а изменения свойств сплава BTH в зависи-м о с т и о т температуры закалки. В интервале температур gQQ g5QO q отмечается наибольшее различие между

236

Р и с . 1 6 6 . М и к р о с т р у к т у р а с п л а в а В Т 1 6 п т ^ е п а ч л и т , ы \ „ . „ » „ ботки. X450 (Н. M Пульодн): 1 т е р м и ч е с к о й o6Pa'

а о т ж и г п р и 700® С, охлаждение с печью; 6 ~ отжиг при 950° С охлаж-д е н и е с п е ч ь ю ; в — нормализация с 700° С, охлаждение на воздухе;

г — нормализация с 950° С, охлаждение на воздухе

з н а ч е н и я м и пределов прочности и текучести; удлинение и у г о л з а г и б а являются максимальными.

С н и ж е н и е предела текучести в связи с образованием п р и з а к а л к е нестабильной р-фазы отмечалось и рань-ш е в р а б о т е [159]; более поздние исследования [18,

' 237

с. 198] показали, что при температурах закалки 800— 850° С в структуре сплавов ВТ14 и ВТ16 сохраняется наибольшее количество р-фазы (рис. 168), что и приво-дит к соответствующему изменению механических свойств (рис. 169).

Большое различие между оь и Оо,2 обусловливает высокую технологическую пластичность сплава, облег-

§ \П0 I 1 0

I l Il .й> у

К

•

Л Is А г

N к . Л у Л Г

б.

/о

700 800 ' 900 Температура, cC

Г

л / . . I ь у S \\ V I \\ i V W

700 Температура, 'С

т%

so %

Р и с . 167. И з м е н е н и е м е х а н и ч е с к и х с в о й с т в с п л а в а В Т 1 4 в з а в и -с и м о с т и о т т е м п е р а т у р ы з а к а л к и ( В . Н . М о и с е е в [5, с . 2])

Температура за кал ни, 'С

Р и с . 168. С х е м а и з м е н е н и я ф а з о в о г о с о с т а в а с п л а в о в ВТ14 (а ) и ВТ16 ( б ) в з а в и с и м о с т и от т е м п е р а т у р ы з а к а л к и [18, с. 198]

чающую обработку давлением в холодном состоянии. Вместе с тем механически нестабильная (3-фаза способ-на при воздействии внешних напряжений и пластичес-кой деформации претерпевать мартенситное превраще-ние и при этом значительно упрочняться.

Причина резкого снижения 00,2 при определенной температуре закалки была подробно исследована в ра-

238

а 4 А

! <

йе.г

H 6 — У H /

/ ' / ' •

— I >!—о—< г! T1

650 750 Температура

850 950 !ООО законна, cC

^ 100 I s

1 § 1S *

* «и | |

5 s ¾

80

60

OO

20

б " 1 " -V"

I I I

4 J Ф '

4J |L у

\ I I \ I у

1 W

I I

Л 1 It

N I 700 800 900 950

Температура закалки, °С

РИС. 169. И з м е н е н и е механически* свойств сплавов ВТ14 (а) и ВТ16 (б) в зави-симости от температуры закалки (в веде) ]18, с. 1981

130

kS 120 !S * 110<

£ ! 100\

90

^ £ 80

70 60

650 700

9 / \ Yk-- 64J

-

VI уЛ

800 900

VOO.

30 -

1 1 ,

I Температура за кал*и, "С

1000

1оI

г

I

1

Рис. 170. Изменение механических свойств сплава BTM после закалки в воде с различных температур [35, с. 293]

боте Е. А. Виноградовой и др. [35, с. 293], авторы которой; нашли, что для сплава ВТ14 эта температура равна 800° G (рис. 170). Авторы указывают, что хотя в некоторых, исследованиях [160, с. 298] и отмечается уменьшение со-

держания легирующих элементов в Р-фазе, по' мере повышения темпера-туры закалки, однако,, примененный в этих ра-ботах метод определения состава р-фазы по ре-зультатам исследования монолитных образцов яв-ляется неприемлемым,, поскольку параметр эле-ментарной ячейки р-фазы таких образцов сущест-венно зависит от тем-

пературы закалки, тогда как параметр р-фазы, изоли-рованной из сплава при закалке с тех же температур, остается постоянным (рис. 171).

По мере увеличения температуры закалки выше 700° С, до ~ 8 5 0 ° С , количество р-фазы непрерывно уве-личивается; решетка р-фазы в монолитных образцах: сильно растянута, что, по-видимому, может быть объ-яснено влиянием окружающей ее а ' -фазы, возникающей при охлаждении.

Кроме того, повышение температуры закалки умень-шает стабильность р-фазы и последняя при закалке с достаточно высоких температур превращается в мар-тенситную фазу; поэтому, например, при закалке с 900° С р-фаза практически не фиксируется.

Данные по изменению фазового состава сплава ВТ14 и параметра элементарной ячейки р-фазы после закалки в воде с различных температур приведены в табл. 23.

Анализ анодных осадков показывает, что состав р-фазы мало изменяется в зависимости от температуры закалки.

На основании этих исследований можно полагать, что уменьшение а0>2 связано с увеличением количества и уменьшением стабильности р-фазы, распадающейся в процессе пластической деформации.

i f I - L - J - . 4 ?00 750 ООО SSO 900 feeoipmype зшт, •6

Рис. 171. Изменение параметра элемен-тарной ячейки Р - ф а з ы в монолитных о б р а з ц а х ( / ) и изолированной из спла-ва ВТ14 (2) после закалки в воде с

различных температур [35, с. 293]

240

Т а б л и ц а 23 Влияние температуры закалки на фазовый состав и параметр

элементарной ячейки (3-фазы сплава BT14 [35, с. 293]

Температура закалки , 0 C

Фазовый состав

Соотношение фаз, % Параметр эле-ментарной ячей-

ки Р-фазы, а

Температура закалки , 0 C

Фазовый состав а P

Параметр эле-ментарной ячей-

ки Р-фазы, а

700 750 800 850 900

а + р а + Р а + р а + р а + р

70 60 50 60

—100

30 40 50 40

3,252 3,295 3,331 3,320

В. H-. Моисеев и Jl. В. Гераськова [18, с. 198] показа-ли, что старение сплавов ВТ14 и ВТ16 протекает несколь-ко различно, хотя конечные продукты распада ( а + Р ) одинаковые.

Сплав ВТ14, состоящий после закалки из смеси ( а ' + р)-фаз, распадается по схеме

Р н е с т Р н е с т а а P',

а ' - > а ' о б о г + а а + Р н е с т - > а - ( - P-

При этом вначале образуются дисперсные выделе-ния (а + р)-фаз что приводит к упрочнению и некоторо-му снижению пластичности (рис. 172,а) .

В сплаве ВТ16 после закалки имеются а"- и р-фазы; распад а"-фазы при старении протекает по схеме

®обогаш + а - ^ а + р н е с т - > а + р .

Этот сплав в первый период старения также упроч-няется (рис. 172,6).

Влияние температуры закалки на механические свойства сплавов ВТ 14 и ВТ 16, подвергнутых старению в одинаковых условиях (480° С, 16 ч), показано на рис. 173.

Д л я сплава ВТ 14 оптимальная температура закал-ки, при которой прочность получается максимальной, равна 900—940° С, а для сплава В Т 1 6 ~ 8 6 0 ° С ; в обо-их случаях эти температуры лежат на границе перехо-да (а + р) ->р.

241

Для этих сплавов авторы [18, с. 198] рекомендуют осуществлять старение при температурах не ниже 480—500° С во избежание образования со-фазы, сообща-ющей сплавам хрупкость.

В работе Е. К. Молчановой и В. А. Константинова [161] описывается термическая обработка нового спла-ва Ti5A12Mo2Zr4Sn, обладающего повышенным преде-лом ползучести при 500° С и высокой термической ста-

ли* I

X)

I I 5

I т\ ml

/У у T с » г

I

ч>

ь « S e

SSi

^ 1 . - А

—"А

I I

350 ООО 150 500 550 Температура старения, mC

а

SOO

Рис. 172. И з м е н е н и е механических свойств сплавов BT14 ратуры и времени

а — сплав BTI4, сплошные линии — з а к а л к а с 900° С, калка с 830° С, пунктирные — закалка с 790° С;

242

бильностью после выдержки в течение 100 ч при 400 и 500° С.

Исследуя влияние скорости охлаждения, авторы счи-тают, что повышение прочности и снижение пластично-сти, наблюдаемое при закалке в воде и связанное с превращением является результатом появления больших упругих искажений, вызванных этим фазовым превращением.

160

Se

I i

15

W

5

О

fe^s. I U K k А L J

^ - Л F v i

I

I

60 J L , - - . 1

: Л

r - W k v .

N Nl

200 250 300 350 ООО 050 500 Температура старения. °С

д

550 600

и BT16, закаленных на различную структуру, в зависимости от темпе» старения [18, с. 198]: пунктирные — закалка с 850° С: б — сплав BT16, сплошные линии — за-/ — старение 4 ч: 2 — старение 16 ч; 3 — старение 64 ч

243

Старение этого сплава после закалки из ( а + ^ - о б -ласти (от 900° С) существенно влияет на механические свойства; максимальная прочность 35 кГ/мм2 при •ф=35% получается при температуре старения 400— 450° С в течение 1 ч, что, по-видимому, связано с обра-

N

s

*

S-/

•

f j ^ f i

780820 8S0900 9Ч0980Ю20 760 800 800 880 920 Температура эаналки, cC

а 5

Рис. 173. М е х а н и ч е с к и е свойства с п л а в о в BTI4 (а) и ВТ16 (б ) п о с л е з а к а л к и с р а з л и ч н ы х т е м п е р а т у р и ста-

рения при 480° С в течение 16 ч [18, с. 198J

зованием и-фазы. Дальнейшее повышение температуры старения ведет к разупрочнению сплава.

Применение термической обработки для повышения к о н с т р у к т и в н о й п р о ч н о с т и титановых спла-вов было описано в работе С. Г. Глазунова и др. [149, с. 2), авторы которой исследовали прочность модельных

244

цилиндрических образов (бачков) в условиях двухосно-го нагружения.

Бачки диаметром D=IOO мм, толщиной стенки S = »=1,5 мм изготовляли из прессованных труб; их конст-руктивную прочность определяли по формуле

_ PD 26100'

где P — давление, при котором разрушался бачок. Д л я бачков из сплава ВТ6-С после закалки с 900° С

в воде и последующего старения при 450° С в течение 2 ч была получена наибольшая прочность а к = = 124 кГ/мм2. Д л я сплава ВТ16 максимальное значение (Xk= 140 кГ/мм2 соответствовало режиму высокотемпе-ратурной термомеханической обработки (BTMO) *, со-стоявшей в прессовании при 870°С, деформации на 85%, закалке в воде и старении при 510—520° С в течение 16 ч.

Авторы обращают внимание на то, что структура материала при такой обработке получается более бла-гоприятной и состоит из зерен, имеющих зубчатые очер-тания, с мелкими внутризеренными выделениями; пос-ледние не проявляют игольчатого строения, характерно-го для материала, не подвергнутого ВТМО.

Приводимые в работе значения механических свойств значительно выше по сравнению с получаемыми без применения упрочняющей термической обработки

Ряд работ посвящен исследований) влияния термиче-ской обработки на структуру и с в о й с т в а с в а р н ы х с о е д и н е н и й из титановых сплавов.

В работе С. М. Гуревича и В. Ф. Грабина [161, с. 39] были исследованы опытные сплавы Ti2,2A19,5V3Mn (сплав № 1) и Ti6Mn (сплав № 2), а также промышлен-ные сплавы ВТ6 и ОТ4; для последнего термическая об-работка не влияла на свойства сварных швов.

С целью получения равнопрочных сварных швов ав-томатическую сварку стыковых соединений под флю-сом выполняли с электродом того же состава, что и сва-риваемый сплав.

* См. стр. 265. 1 Данные по определению <тк для сплава ВТ15 приведены ниже

(стр. 261).

245

Д л я сплава ВТ6 влияние температуры закалки на механические свойства - сварных швов показано на рис. 174. При температуре з а к а л к и ~ 850°С сплав при-обретает максимальную пластичность и соответственно Наибольшее различие в значениях съ и 00,2; это объяс-няется сохранением в структуре сплава после закалки 10—12% пластичной р-фазы. П р и / ^ > 9 0 0 — 9 5 0 ° С на-блюдается резкое снижение пластичности в связи с об-разованием в структуре дисперсных игл а ' -фазы.

I * I й

II К

по

!00

90

80

70

г WO

- 80

70

60

(f А—« \ к А——( К я> \ J

700 750 800 850 900 950 Температура занални, 'С '

Ф, д. % 30

60 25

50 - 20

OO - 75

30 70

Рис. 174. Влияние температуры закалки на механические свойства сварных швов (сплав ВТ6) [161, с. 39]

Такое явление авторы объясняют обеднением участ-ков р-фазы ванадием до концентрации ниже критичес-кой. В связи с этим высказано предположение, что на-блюдаемое изменение свойств сварных швов связано с перераспределением p-стабилизирующих элементов и, возможно, алюминия между а- и р-фазами; к такому ж е выводу приходит автор работы [156].

Последующее старение закаленных сварных соеди-нений из сплава ВТ6 приводит к значительному упроч-нению. Д л я получения максимальных значений прочности (до 06=120 кГ/мм2) при удовлетворительной плас-тичности рекомендуется проводить закалку с темпера-туры 850—900° С и старение при 500—550° С в течение 10 ч. Такой режим термической обаботки обеспечивает достижение равнопрочности сварного шва и основного материала.

246

При исследований опытных сплавов № 1 и 2 авторы установили, что после закалки структура их состоит из матрицы р-фазы и игольчатой a ' -фазы. При старении р-фаза распадается, в результате чего повышаются по-казатели прочности и резко снижается пластичность.

Путем электронномикроскопического исследования и рентгеноструктурного анализа авторы доказали нали-чие со-фазы в металле шва сплава № 1, что соответст-вует полученным изменени-ям свойств после старения (рис. 175).

Д л я сварных конструк-ций применяют сплав ВТ14, изделия из которого после сварки можно термически обрабатывать с целью по-вышения механических свойств сварных соедине-ний.

Следует, однако, отме-тить, что при перегревании сплава ВТ14 до температур Р-области (особенно после упрочняющей термической обработки) происходит интенсивный рост зерен, в связи с чем его механические свойства ухудшаются. Поэтому возникла проблема разработки термически упрочняе-мых титановых сплавов, мало чувствительных к пере-греву.

Одна из композиций таких сплавов была разрабо-тана в исследовании В. Н. Моисеева и А. М. Чиненова [46, с. 43]. Авторы показали, что для получения спла-вов, способных упрочняться при термической обработке и в то ж е время мало склонных к росту зерен при вы-соких нагревах, необходимо легировать титан неболь-шими количествами p-стабилизаторов в пределах, лишь немного превышающих их предельную растворимость в титане, для получения пересыщенных растворов при закалке, способных к упрочнению при старении. Реко-мендованный авторами сплав Ti4,5All ,5V 0 , 7 C r 0 , 7 M o , не чувствительный к перегреву, хорошо сваривается всеми видами сварки, применяемыми для титана, и после закалки с 890° С и старения при 480° С в тече-

Рис. 175. Электронная микрофото-графия сплава Ti 2,2А1 9,5V ЗМп; вы-

деления частиц <о-фазы. X15000 Г161, с. 391

247

ние 16 ч позволяет получать для листов равнопроч--ные сварные швы со следующими механическими свой-ствами: оь —116 кГ/мм2; а (угол загиба) = 4 0 — 4 5 град.

4. |3-СПЛАВЫ

Титановые сплавы, относящиеся к этой группе, пред-ставляют особый практический интерес, так как в них сочетаются высокая технологическая пластичность в за-каленном состоянии и очень большие значения прочно-сти после старения. Такие свойства объясняются высо-ким содержанием в этих сплавах р-стабилизаторов, соответствующем закритическим концентрациям, вслед-ствие чего после закалки в них фиксируется механически стабильная р-фаза, о б л а д а ю щ а я высокой пластичностью. Будучи термически нестабильной, р-фаза в результате последующего старения распадается с выделением дис-персных частиц другой фазы (главным образом, а-рас-твора) , вследствие чего происходит значительное упроч-нение сплава.

Примерами р-сплавов являются отечественный сплав ВТ15, а т а к ж е широко распространенные в США сплавы TH3V11СгЗА1 и T i l 3 V l 1Сг4А1, которые исследованы во многих работах.

В работе [134, с. 821] сплав T i l 3 V l l C r 3 A l нагревали от 1 до 2 ч при 760° С и после закалки подвергали ста-рению при температурах 370—680° С в течение времени до 400 ч. С увеличением времени выдержки в р-области, последующий распад при старении тормозился.

Результаты изотермического превращения при ста-рении показаны на рис. 176. При высоких температурах старения (выше 530° С) со-фаза не образуется и конеч-ными продуктами распада являются: равновесная фа-за ре, a -фаза и соединение TiCr2 ; превращение идет по схеме

P (Робог + а ) ( р . + а + T i C r 2 ) ,

где Робог — обогащенная p-стабилизаторами (хромом и ванадием) р-фаза;

P f ,-* равновесная р-фаза . Т а к а я схема подтверждается рентгенографическими

измерениями параметра р-фазы.

248

При более низких температурах (ниже 530° С) в промежуточных стадиях распада на рентгенограммах появлялись характерные линии со-фазы, что д а л о авто-рам основание предполагать следующую последователь-ность превращений:

р - » - (Робог + со) -*• (Робог + со + а ) (Робог + а ) - M P e + а + TiCr 2 ) .

Процесс распада р-фазы при старении данного спла-ва был описан т а к ж е в работе [158]; в продуктах пре-

700

600 Vj в

%500

% 4/00

0,1 1,0 10 ЮО IOOO Логарифм продолжительности старения, ч

Рис. 176. Изменение строения закаленного с 760° С сплава Ti 13V IlCr 4А1 при старении [134, с. 821]

вращения, как и в предыдущем случае, было обнаружено соединение TiCr2.

Кинетика превращений в сплаве Ti 13V11СгЗА1, со-д е р ж а щ е м несколько меньше алюминия, была подробно исследована в работе Л . Е. Таннера [141, с. 407]. Автор построил д и а г р а м м у изменения строения при старении сплавов, закаленных в воде с температуры 788° С, после получасовой выдержки (рис. 177). Старение велось в свинцовых или соляных ваннах при температурах от 350 до 700°С в течение от 0,5 до 1000 ч.

П р и температурах старения от 350 до 600° С появле-ние а -фазы сопровождается повышением твердости; при более высоких температурах старения (650° С) твер-дость, наоборот, начинает немного уменьшаться. He-

249

сколько позже начинает- появляться соединение TiCr2 , выделяющееся главным образом по границам зерен в тесной смеси с зернами а -фазы. О б р а з у ю щ а я с я структу-ра весьма напоминает строение доэвтектоидных сплавов системы T i - C r [162]. Следует подчеркнуть, что выделе-ние частиц TiCr 2 не вызывает дополнительного повыше-ния твердости. Таким образом, распад р-фазы при ста-рении выше 350° С (например, при 400° С) может быть выражен схемой

р - M P + a) - + ( P + а + TiCr 2 ) .

700

^0 SOO 0 £ Ь 500

1 I ооо

300

0,t I /о WO IOOO IOOOO Логарифм продолжительности, v

Рис. 177. Изменение строения закаленного с 788° С сплава Ti 13V IlCr 4А1 при старении [141, с. 407J

Весьма интересно, что перед началом превращения на зернах р-фазы появляется сетка «субструктуры», хо-тя выделения новых ф а з и изменения твердости при этом не происходит. Автор полагает , что атомы раство-ренных элементов концентрируются в этом инкубацион-ном периоде у определенных границ, которые вследствие этого становятся более чувствительными к травлению.

При 350° С старение начинается несколько позже. Че-через 1000 ч повышение твердости еще продолжается и зерна р-фазы приобретают испещренную поверхность, сходную с получаемой при выделении со-фазы в процессе старения сплава Til6V2,5Al [163]. Однако рентгенографи-

250

ческих подтверждений образования со-фазы автор не по-лучил.

Превращения при старении в сплаве Til6V2,5Al были, в частности, исследованы в работе [157]. Автор построил диаграмму старения сплавов, закаленных в воде с тем-пературы 740° С из области (а + Р) [рис. 178].

Превращения при старении мало отличающиеся от превращений при изотермическом распаде р-фазы, изу-чены т а к ж е этим автором. В интервале температур

700

600

в

ъ 500 I 300

ZOO

0,1 1 ю wo ют ioom Логарифм продолжительности,ч

Р и с . 178. И з м е н е н и е с т р о е н и я з а к а л е н н о г о с 740'С с п л а в а T i 16V 2,5А1 при с т а р е н и и [157]

~ 300—350° С структурных изменений при металлогра-фическом исследовании обнаружено не было, однако зерна р-фазы становились испещренными, что впервые в работе П. Д . Фроста и др. [76, с. 1056] было связано с образованием со-фазы. Изменение вида p-зерен совпа-дает с появлением диффузионных линий со-фазы на рент-генограммах и повышением твердости.

Н и ж е ~ 3 0 0 ° С со-фаза не обнаруживалась ; вместе с тем был отмечен интересный факт образования двух раз-новидностей р-фаз, подтверждаемый появлением на рентгенограммах двух серий р-линий. Аналогичное явле-ние наблюдалось в работе [141, с. 43], по данным которой на рис. 124 б у л а приведена диаграмма .

351

Образующиеся две неодинаковые р-фазы, имеющие объемноцентрированные кубические решетки, различа-ются содержанием легирующих элементов: один раствор (P) обогащен ванадием, а другой (Pi1) им обеднен. Впер-вые это явление было обнаружено в работе [117] и под-тверждено исследованием [158].

Обе фазы четко выявляются при рентгеноструктур-ном анализе; интересно, что в некоторых случаях, после пребывания сплавов при комнатной температуре в тече-ние нескольких дней, линии обеих фаз исчезают и заме-щаются слабыми линиями ю-фазы. Этот факт доказыва-ет возможность кристаллографических перестроек в ти-тановых сплавах при сравнительно низких температурах.

Анализ рассмотренных исследований позволяет сде-лать некоторые практически важные выводы.

Высоколегированные p-стабилизаторами титановые сплавы имеют после закалки структуру термически не-стабильной р-фазы, способной при последующем нагре-вании в процессе старения распадаться с выделением других фаз, характер которых определяется температу-рой распада. При температурах выше 350—400° С обра-зуется мелкодисперсная смесь ( а + Р ) , иногда с интер-металлидом TiCr2 , что приводит к повышению твердости и может быть использовано для упрочнения сплавов.

При более низких температурах, порядка 300—350° С, в ряде случаев при распаде выделяется со-фаза, вызы-вающая резкое снижение пластичности и повышение хрупкости. Очевидно, режимов старения, связанных с образованием со-фазы, следует избегать.

Алюминий оказывает благоприятное влияние на ме-ханические свойства сплавов, так как он тормозит, а в некоторых случаях полностью предотвращает выделение вредной со-фазы. Это было показано в работе [117], авто-ры которой установили, что добавка алюминия замедля-ет начало образования со-фазы и снижает максимальную температуру, при которой образование со-фазы предшест-вует выделению а-фазы.

К рассматриваемой группе относится также важней-ший отечественный сплав ВТ 15. Исследованию его тер-мической обработки и выявлению влияния различных факторов на происходящие при этом изменения строения и свойств посвящено много работ, из которых ниже рас-сматриваются лишь некоторые, Г. Н. Тарасенко и

252

С. Г. Глазунов [5, с. 41], разработавшие этот сплав отме-чают, что, несмотря на повышенные жаропрочность и пла-стичность высоколегированных титановых сплавов с тер-мически стабильной ^-структурой, более перспективными являются несколько менее легированные сплавы с меха-нически стабильной p-структурой, так как они проявляют большой эффект упрочнения при термической обработке (старении), а в закаленном состоянии обладают высокой

253

технологической пластичностью. К этим сплавам отно-сится сплав ВТ15.

Вводимый в состав сплава ВТ 15 молибден подавляет эвтектоидное превращение, связанное с образованием TiCr2, а алюминий затрудняет образование со-фазы; в обоих случаях устраняется хрупкость.

Большое содержание p-стабилизаторов в сплаве ВТ 15 обеспечивает высокую стабильность р-фазы, кото-рая может в некоторых случаях фиксироваться не только при закалке в воде, но также при охлаждении на воз-

духе (нормализации) и д а ж е при отжиге. Струк-тура р-фазы, получаемой в этих случаях, приведе-на на рис. 179; из сравне-ния микрофотографий видно также, что повы-шение температуры на-грева способствует росту зерен. Упрочнение этого сплава основано на за-

калке с последующим старением, при котором из р-фазы выделяются дисперсные частицы а-фазы, а в некоторых ус-ловиях, возможно, и ин-терметаллид TiCr2.

Сплав рекоменду-ется закаливать в воде или на воздухе с тем-

пературы 8(J0U С и затем подвергать старению при 450° С; максимальная прочность при этом достига-ется через 50 ч (рис. 180). Старение при более высоких температурах (550—650° С) приводит к снижению плас-тичности. Это «вторичное» старение, по-видимому, явля-ется результатом выделения частиц TiCr2 из p-раствора. Фазовый анализ подтвердил, что при старении ниже 550° С имеются только а- и р-фазы, а при 680° С — при-сутствует также TiCr2. При еще более высокой темпера-туре старения (700° С) пластичность снова возрастает, очевидно, вследствие растворения TiCr2 и образования Р-фазы.

и* И '

О 25 SO Продолжительность старения.

75 IOO V

Рис. 180. Изменение механических свойс/в закаленного сплава BTlS в процессе старения при температуре

450° С [5, с. 41]

254

Обстоятельное йсследойание термической обработкй сплава ВТ 15 (а т а к ж е сплавов ВТ 14 и ВТ 16) выполнено в работе [18, с. 198]. Положение этого сплава на фазовой диаграмме было показано на рис. 162. Изменение фазо-вого состава в зависимости от температуры з а к а л к и (рис. 181, а ) находится в соответствии с изменением свойств (рис. 181 ,6) . Влияние температуры з а к а л к и на механические свойства этого сплава после старения по-казано на рис. 182. М а к с и м а л ь н а я прочность получается при температуре закалки ~ 7 6 0 ° С , которая соответству-

ем 700 750 800 850 Температура закалки, '0

а

I i h IIit «!• Sj

1 % ? S и И S «а EJ $ § % 1 1

I -Ji I -Ji

•

T 3 S

850 ПО 850 900 TeMnepamiffia закалки, °С

5 Рис. 181. Влияние температуры закалки сплава BT15 на изменение

ф а з о в о г о с о с т а в а (а) и м е х а н и ч е с к и е свойства ( б ) [18, с. 198]

ет переходу двухфазной структуры ( а + р ) в однофазную (P). В данном случае проводилось двухступенчатое ста-рение по режиму: 1) нагрев при 480° С 20 ч\ 2) нагрев при 560° С 15 мин. Второй кратковременный нагрев дает-ся д л я устранения образовавшейся со-фазы, а т а к ж е д л я получения более благоприятной формы или расположе-ния частиц дисперсной а -фазы.

В диссертации И. С. Полькина (см. сноску на стр. 183) были получены новые данные о влиянии термической обработки на структурные изменения и механические свойства сплава ВТ 15. Автор установил, что длительное (до 50 ч) старение при 400° С м а л о изменяет механиче-ские свойства кованых сплавов, закаленных с темпера-тур 800, 900 и 1150° С; лишь при з а к а л к е с 700° С проч-ность после старения заметно возрастает .

255

В случае старения при 450° С механические свойства сплавов сильно зависели от температуры закалки : после з а к а л к и с 700° С предел прочности был равен а& = 140— 150 кГ/мм2 с 8 0 0 — 9 0 0 ° С — 1 0 5 кГ/мм2, а с 1150° С — 120—125 кГ/мм2; такое изменение аь автор объясняет следующим образом: при нагреве до 700° С еще не устра-няются несовершенства, возникшие при ковке и сильно

влияющие на процесс уп-рочнения при последующем старении; при 800—900° С развивается рекристалли-

760

I -Sj -

Ч) s?

I i ' И

г а ® I

ь* I l ^

so\

3D, /О 15 W

ц / / /

к . LO

%%.• 5 Г Vl s А

ft

г й ^ -ч> <s

4 *

о- >Ш -о о- -о 2 О SSO 7ИО 820 860

Температура закалки, •С

6 1 S I *h о

V

/ 7 \ \ \ 2

<

^ x

/ х Gt

К f it С

К j ч > T \ Г "о

\ X / /

350 OSO 550 Температура старения, 'С

Рис. 182. Влияние темпера-туры закалки на механиче-ские свойства сплава ВТ15 после старения f 18, с. 198]

Рис. 183. Влияние температур закалки и старения на механи-

ческие свойства сплава ВТ15 [164]:

1 — закалка с 680° С; 2 — закал-ка с 800° С

зация , приводящая к разупрочнению; еще более высо-кий нагрев (до 1150°С), несмотря на быструю рекри-сталлизацию, все ж е приводит к значительному упроч-нению, т а к к а к в этом случае р-фаза пересыщается ва-кансиями, ускоряющими диффузионные процессы распа-да при старении.

256

При более высокой температуре старения (500° С) механические свойства мало зависят от температуры за-калки, очевидно потому, что процессы распада при 500° С идут настолько активно, что влияние существовавших дефектов кристаллической решетки практически уже не может проявиться.

В цитируемой работе по полученным результатам электронномикроскопического исследования было обна-ружено несколько стадий процесса распада р-фазы при старении:

1) появление на зернах р-фазы слабого рельефа; 2) переход рельефа в четко видимые бугорки; 3) образование игольчатых выделений со-фазы; 4) коагуляция частиц а-фазы. Степень реализации этих стадий зависит от условий

старения и тесно связана с изменениями механических свойств сплавов.

В работе также показано, что различная скорость уп-рочнения при старении является следствием неодинако-вой электронной концентрации p-раствора и при увели-чении последней уменьшается. В свою очередь, элект-ронная концентрация р-фазы зависит от условий выплавки сплавов типа ВТ15 и B120VCA; этот вопрос, имеющий большое практическое значение, будет рас-смотрен ниже (стр. 287).

Термическая обработка сплава ВТ 15 была исследова-на также в других работах ([164]; см. т а к ж е сноску на стр. 178), где показано, что закалка с температуры 680°С, из области ( а + р ) , дает лучшие результаты по сравнению с закалкой из р-области (800° С) в том отно-шении, что старение приводит к более равномерному распаду р-фазы во всем ее объеме и потому к более вы-соким показателям прочности, а при равной прочности — к значительно большей пластичности (рис. 183).

В случае закалки из р-области последующий распад при старении протекает неравномерно, что объясняется неодинаковым составом и состоянием зерен p-раствора. Одни из них обогащены p-стабилизаторами и потому процессы рекристаллизации в них успевают пройти, а другие, обедненные ими, остаются нерекристаллизован-ными; последние, очевидно, более напряжены, и в них активнее и с большей скоростью протекают процессы старения.

17—670 257

В сплавах, закаленных с 680° С, все зерна |3-фазы на-ходятся в одинаково напряженном нерекристаллизован-ном состоянии, вследствие чего процессы распада при старении протекают более равномерно.

На основе этих исследований авторы работы [164] предлагают новый режим термической обработки сплава ВТ 15, позволяющий получить хорошее сочетание механи-ческих свойств и состоящий в низкотемпературной за-калке с 680° С и последующего старения при 450—500° С в течение 25 ч. При более высокой температуре старения снижаются как прочность, так и пластичность; последнее авторы связывают с выделением частиц TiCr2 из а-рас-твора.

Однако необходимо иметь в виду, что после закалки с более низкой температуры сплавы обладают меньшей технологической пластичностью, что несколько затрудня-ет их обработку давлением в холодном состоянии.

В связи с проблемой выбора оптимальной температу-ры закалки для сплава ВТ15 интерес представляет ра-бота В. И. Добаткина и Г. А. Бочвара [5, с. 59], в кото-рой изучено явление перегрева. Авторы нагревали об-разцы до температур 900—IlOO0C и после различной вы-держки закаливали их в воде. Значения полученной при этом ударной вязкости в зависимости от режима обра-ботки приведены в табл. 24.

Т а б л и ц а 24 Изменение ударной вязкости сплава ВТ15

после различных режимов закалки

Температура Время выдержки, Ударная вязкость закалки, 0C ч ан кГм/см-

900 900

1100 1000 900

0 , 5 2 0 , 5 H

5 ,6 4 , 3 2 ,5 0 ,7

* Режим двойного нагрева.

Эти данные свидетельствуют о резком снижении ан при повышении температуры закалки и особенно после обработки по режиму двойного нагрева.

258

Влияние предварительного высокотемпературного (IlOO0C) нагрева перед закалкой с различных темпера-тур на изменение некоторых механических свойств спла-ва ВТ15 показано на рис. 184.

Эффект снижения ударной вязкости вследствие пере-грева усиливается при последующем старении.

Исследование микроструктуры и характеристики из-лома показало, что выше 900° С начинается интенсивный рост зерен; кроме того, в этих случаях наблюдается вы-

Рис. 184. Изменение механических свойств кова-ных образцов сплава BT15 после различных ре-

жимов термической обработки [5, с. 59]: обычная закалка, выдержка 30 мин;

в ы д е р ж к а при 1100 'С (30 мин) + з а к а л к а

деление второй фазы, часто располагающейся по грани-цам зерен в форме точечных или игольчатых образо-ваний.

Возникновение двухфазной структуры при перегреве не может быть объяснено газонасыщением или внутрен-ними напряжениями, и авторы связывают ее появление только с ростом зерен, хотя не исключают возможности образования тонкой структуры сплава, влияющей на ха-рактер превращений р-фазы [165, 166]. 17* 259

Распад р-фазы, стимулируемый ростом зерен, ведет к повышению хрупкости при высокотемпературном нагре-ве деформированных полуфабрикатов и им объясняется низкая пластичность литого сплава ВТ15.

Восстановление пластичности деформированных пе-регретых сплавов, подвергнутых закалке и старению, возможно только путем повторной деформации.

Изменение свойств при старении титановых сплавов зависит от содержания в них кислорода и водорода.

Рис. 185. Твердость сплава ВТ15 после старения при 580° С [46, с. 15]: 0,002% Н; 0,015% H

Применительно к сплавам BTl и ОТ4 этот вопрос, по данным работы [46, с. 15], был рассмотрен ранее (см. стр. 212). В этой ж е работе было показано, что для сплава ВТ 15 кислород и водород особенно вредны. В за-каленном состоянии при содержании более 0,15% О на-личие 0,015% H вызывает резкое снижение пластично-сти, а при наличии концентраторов напряжений — и прочности.

Д л я изучения термической стабильности в зависимо-сти от содержания кислорода и водорода сплав ВТ15 после закалки с 950° С подвергали старению при 300 и 580° С. Происходящее при этом изменение твердости (для температуры старения 580° С) показано на рис. 185. В начальный период старения наблюдается значительное упрочнение (при сохранении некоторой пластичности), а в дальнейшем происходят разупрочнение и охрупчивание сплава.

С увеличением содержания кислорода и водорода ухудшение свойств сплава начинается на более ранних стадиях старения.

Вообще сплав ВТ 15 оказался более чувствительным к

260

старению по сравнению со сплавами BTl и ОТ4 вследст-вие термической нестабильности р-фазы после закалки.

Стимулирующее влияние кислорода авторы объясня-ют взаимодействием атомов кислорода с вакансиями, за-фиксированными в р-фазе при закалке, что создает более благоприятные условия для образования а-фазы, выде-ляющейся при температурном старении.

150 I I i

г-! «с?»

S l i

I i l

У ,—

J

/ / А 1

U =4

О 5 10 15 го 25 30 Степень деформации, %

Рис. 186. Влияние деформации на механические свойства листов из спла-ва ВТ15 после термической обработки [46, с. 48]:

1 — закалка в воде с 800° С (выд. 10 мин) + старение 480° С 25 ч + 560° С 15 мин; 2 — то же. но старение при 560° C 1 ч

Влияние холодной деформации на механические свойства отожженного и закаленного сплава ВТ 15 было исследовано в работе А. И. Хорева и Л. В. Гераськовой [46, с. 48].. Авторы показали, что нагартовка до степени деформации—20% позволяет значительно повысить аь после упрочняющей термической обработки (рис. 186) и может быть рекомендована для обработки полуфабрика-тов и изделий из сплава ВТ 15 на высокую прочность.

Термическая обработка сплава ВТ15 может быть так-ж е средством повышения его конструктивной прочности. Испытание бачков в условиях двухосного растяжения (см. стр. 244) показало [149, с. 2], что максимальная конструктивная прочность а к = 147,1 кГ/мм2 получается после закалки с 800° С (выдержка 30 мин) и последую-щего двойного старения (450° С 25 ч + 5 6 0 ° С 15 мин).

Исследования термической обработки сплава ВТ15 в связи с его сваркой были проведены в работе Е. А. Гу-

261

севой и др. [18, с. 295]. Практическая необходимость этих исследований возникла потому, что сварные изделия из этого сплава после термической обработки проявляли склонность к охрупчиванию. Авторы установили, что по-вышение температуры закалки от 650 до IlOO0C мало влияло на изменение механических свойств основного материала, так как уже при температуре выше 700° С

Продолжительность старения, ч Рис. 187. Изменение электросопротивления сплава BT15 после закалки с 800° C и последующего старения при

300 (/), 450 (2) и SOO0C (3) 118, с. 295]

структура р-фаза не меняется и происходит лишь рост зерен.

Однако измерения электропроводности показали, что в интервале температур закалки 800—950° С на кривой электросопротивления появляется максимум. Причины появления такого максимума в работе не были анализи-рованы.

Литой материал сварного шва после сварки имеет двухфазную дендритную структуру. После закалки с температур 800—1000оС структура становится однофаз-ной, однако в скрытой форме сохраняется дендритная не-однородность. Закалка существенно снижает ударную вязкость материала шва.

Наиболее интересны результаты исследования старе-ния. На основании хода кривых электросопротивления (рис. 187) авторы полагают, что старение основного ма-териала протекает, по крайней мере, в две стадии.

В первой стадии, связанной с увеличением электро-сопротивления (р), по-видимому, образуются зоны Гинье — Престона (ЗГП) или возникает ^-состояние. ЗГП, обогащенные на ранних стадиях старения молиб-

262

деном, окружают более бедные им участки твердого рас-твора, которые в дальнейшем служат центрами зарож-дения а-фазы.

Во второй стадии, при которой р падает, образуется а-фаза .

Старение материала сварного шва происходит значи-тельно быстрее и вначале ведет к резкому уменьшению

I II И . Г 5S

165

1,60

1,55

1,50

1,00

I к п

10 20 30 00 50 Продолжительность старения, ч

Рис . 188. И з м е н е н и е э л е к т р о с о п р о т и в л е н и я основного м е т а л л а (J) и м е т а л л а с в а р н о г о шва (2) с п л а в а BT15 в з а в и с и м о с т и от продолжительности старения при

550° C [18. с. 295]

ударной вязкости; большая скорость процессов старения в данном случае подтверждается ходом кривых электро-сопротивления (рис. 188).

Авторы полагают, что подобное ускорение старения сварного шва связано с особенностями литой структуры (наличия участков обедненной р-фазы вследствие ден-дритной ликвации) и более высокой температурой шва перед его охлаждением; последнее в известной мере сравнимо с закалкой из высокотемпературной области.

Структура и свойства сварных соединений из листо-вых сплавов ВТ14 и ВТ15* были исследованы в работе JI. А. Груздевой и А. И. Хорева [161, с. 36]. Образцы сва-ривали встык в один проход автоматической аргонно-ду-говой сваркой неплавящимся электродом без присадоч-ного материала.

После сварки образцы (карточки) нагревали до

* Данные по сплаву ВТ15 приведены ниже (стр. 294).

263

850° С и прокатывали до степени деформации 30—60%. После этого исследовали влияние термической обработ-ки на механические свойства основного и наплавленного материала, причем температуру закалки изменяли от 850 до 870° С, а температуру старения — от 480 до 520° С.

Лучшее сочетание прочности и пластичности для сплава ВТ14 было достигнуто после закалки с 870° С и последующего старения при 520° С в течение 16 ч. После деформации на 60% и термической обработки по указан-ному режиму были получены следующие механические свойства: сгь = 135 кГ/мм2; угол загиба 25 град.

В связи с тем, что принятый в работе [5, с. 41] для сплава ВТ15 режим термической обработки не обеспечи-вает достаточной пластичности сварных соединений, в работе Ф. Е. Третьякова и др. [46, с. 59] было проведено исследование влияния на их механические свойства тем-пературы закалки (от 750 до 800° С) и условий старения (450—500° С в течение 6—30 ч). Образцы из листового материала, плакированного для защиты от насыщения газов титаном BTl , сваривали методами аргонно-дуговой и электронно-лучевой сварки и подвергали термической обработке. Оптимальный режим последней состоит в за-калке в воде с 800° С, старении при 500° С в течение 10 ч и повторном нагреве при 560° С в течение 10 мин. Т а к а я обработка позволяет значительно повысить прочность сварных соединений.

X ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА

ТИТАНОВЫХ С П Л А В О В

Термомеханическая обработка состоит в совмещении операций термической обработки и пластической дефор-мации.

В настоящее время этот метод уже широко применя-ется по отношению к сталям. Вместе с тем имеется ряд исследований, позволяющих установить положительное влияние термомеханической обработки на свойства тита-новых сплавов и выяснить природу происходящих при этом физико-химических процессов.

Результаты этих исследований показывают, что тер-момеханическая обработка наряду с легированием и обычной термической обработкой дает возможность в еще большей степени повысить характеристики прочно-сти и пластичности и является новым, перспективным методом дальнейшего существенного улучшения строе-ния и свойств титановых сплавов.

Впервые целесообразность применения термомехани-ческой обработки для титановых сплавов была показана в работах А. С. Шигарева [167] и В. Н. Гончаровой [32, с. 280].

Различают низкотемпературную (HTMO) и высоко-температурную (BTMO) термомеханическую обработку сплавов.

Низкотемпературная TMO состоит в холодной дефор-мации закаленных сплавов и последующем старении.

Примером исследования HTMO является работа И. С. Полькина, в которой были построены изотермиче-ские диаграммы старения закаленного наклепанного сплава ВТ15 (см. сноску на стр. 183).

Образцы из этого сплава закаливали на р-фазу, пос-ле чего подвергали холодной обработке давлением до степени деформации 15—40%, а затем старению при 200—650°С в течение времени до 1000 ч.

18-670 265

Распад р-фазы изучали методами микроисследования и определения твердости-образцов, охлажденных в воде. Было установлено, что нагартовка резко ускоряет рас-пад р-фазы. Например, в интервале температур старе-ния 500—600° С выделение дисперсных частиц а-раство-ра наблюдалось уже через 1 мин.

В итоге такой HTMO с последующим старением были получены очень высокие показатели прочности — О ь ~ —185 кГ/мм2, однако сплавы оказались хрупкими. Д л я повышения пластичности был разработан (см. сноску на стр. 183) режим двойного старения (см. стр. 255). При таком ступенчатом старении, в отсутствии холодной де-формации, процессы превращений мало отличаются от происходящих при обычном старении (450°С), но в слу-чае холодной деформации при HTMO приводят к обра-зованию более крупных выделений частиц а-фазы, что снижает хрупкость и позволяет вместе с тем получать более стабильные механические свойства.

Некоторые результаты HTMO сплава ВТ15 в сравне-нии с обычной термической обработкой и высокотемпера-турной ТМО, по данным работы М. X. Шоршорова и др. [18, с. 289], приведены на стр. 280.

Высокотемпературной TMO (BTMO) посвящено го-раздо больше исследований [168; 169, с. 271; 170; 171, с. 177; 172; 173, с. 145; 46, с. 35; 46, с. 45; 174; 175, с. 12; 84, с. 42 и др.].

Этот метод состоит в обработке сплавов давлением при нагревании, немедленной последующей закалке и дальнейшем старении.

Влияние BTMO на механические свойства было уста-новлено для всех основных типов титановых сплавов.

а - с п л а в ы . В одной из ранних работ В. Н. Гонча-ровой [32, с. 280] был исследован сплав АТ4; прокатку

Т а б л и ц а 25 Механические свойства сплава AT4

после различной обработки

О б р а б о т к а a bi кГ/мм' 6io/0 ф, %

Ковка и отжиг BMTO . . . .

92 120

16 10

39 34

266

вели при 980—700° С с уковом за один нагрев до степени деформации 80% и охлаждением в валках водой. Срав-нительные механические свойства этого сплава приведе-ны в табл. 25.

Из этих данных видно, что при BTMO прочность воз-растает на ~ 3 0 % при сохранении удовлетворительной пластичности.

^ го,о

500 /ООО /500 гооо 2500 зооо Продолжительность испытания, ч

3500

Рис. 189. Кривые ползучести сплава АТЗ при 500° С [18, с. 2211 1 — до MTO при напряжении 15 кГ/ммг; 2 — после MTO при напряжении 20 кГ/ммг; 3 — то же , 17 кГ/мм*\ 4 — то же , 12 кГ/мм2

В работе И. И. Корнилова и др. [18, с. 221] был изучен сплав АТЗ, который подвергался четырехкратному де-формированию в условиях ползучести при t = 500° С и or= 12 кГ/мм2 в течение 24 ч, с промежуточной выдерж-кой при этой температуре без напряжения также в те-чение 24 ч.

Экспериментально построенные кривые ползучести (рис. 189) показывают, что такая термомеханическая об-работка значительно уменьшает скорость ползучести и является новым методом увеличения жаропрочности ти-тановых сплавов.

(а + Р) - с п л а в ы. Исследованию BTMO сплавов этого типа посвящено наибольшее число работ.

В работах А. П. Гуляева и А. С. Шигарева [20, с. 233] и М. Л. Бернштейна и др. [176] было показано, что в слу-чае деформации таких сплавов в области температур вблизи верхней границы ( а + р)-области и непосредст-венной вслед за этим термической обработки, при кото-рой происходит (р^-а)-превращение, может быть дос-тигнуто значительное улучшение механических свойств.

Влияние пластической деформации и последующего охлаждения с различной скоростью на мехничские свой-ства сплавов ОТ4, ВТ6 и ВТ14 было изучено в работе

18* 267

И. М. Павлова и др. [12, с. 249]. Авторы подвергали эти сплавы деформации до степени 20, 40 и 60% в интервале температур 1100—500° С и последующему охлаждению в воде, на воздухе и в асбесте. Д л я сплава ОТ4 после за-калки из |3-области с ^ = 900—1100°С в воде предел прочности без TMO составлял сть = 93 кГ/мм2, а после TMO — 100 кГ/мм2. При охлаждении с более умеренны-ми скоростями различие в значениях прочности было не-велико. При более низких температурах обработки (500—800° С) в условиях обжатия на 40% наблюдалось заметное возрастание твердости с увеличением темпера-туры прокатки, что авторы объясняют преобладающим проявлением наклепа по сравнению с разупрочнением вследствие отдыха.

Во всем температурном интервале прокатки почти при всех скоростях охлаждения с повышением степени обжатия происходило возрастание пластичности (г|)).

Отмечая перспективность TMO титановых сплавов и указывая практические пути упрочнения этим методом, авторы, однако, подчеркивают, что после такой обработ-ки сплавы становятся термически нестабильными и по-этому могут быть использованы в обработанном состоя-нии лишь при температурах, близких к комнатным.

Д л я ряда сплавов BTMO служит эффективным средством повышения пластичности. Так, для сплавов ОТ4 и ОТ4-1 пластические свойства после TMO увеличи-ваются в 2—3 раза, а ударная вязкость — в 1,5—2 раза (для ОТ4 ан увеличивается от 6 до 9 кГм/см2, а для спла-ва ОТ4-1 — от 6 до 12 кГм/см2); при этом наиболее вы-сокая пластичность получается, если деформацию тита-новых сплавов при TMO заканчивать при температурах, близких к предельной температуре существования а-фа-зы 1. Существенного увеличения механических свойств удалось достигнуть при TMO сплава ВТЗ-1. Так, после деформации при 850°С, закалки в воде и старении при-500°С Оь увеличивается от 145 до 165 кГ/мм2; о02 от 120 до 155 кГ/мм2: б — о т 4 до 8%; — от 8 до 20%.

Большой интерес представляет исследование2, в кото-ром сплав ВТЗ-1 подвергали TMO в вакууме. Данные по механическим свойствам, приведенные для этого сплава

1 Ш и г а р е в А. С. Автореферат диссертации. Москва, 1964. 2 Х е р о д и н а ш в и л и 3. Ш. Автореферат диссертации. Мос-

ква, 1966.

268

по результатам указанного исследования в табл. 26, по-казывают преимущество метода BTMO по сравнению с обычной закалкой.

Т а б л и ц а 26 Механические свойства сплава ВТЗ-1

т^осле обычной и термомеханической обработки

О б р а б о т к а C^i кГ\ммг 5. % ф. %

Деформация на 60% при 900° С (верхняя граница а+р-области) и последующая за-калка 143 22,5 60

Обычная закалка с 900° С 115 16 40

Деформация на 60% при IOOO0C (|3-область) и последующая закалка 168 11 14

Обычная закалка с IOOO0C 120 7 ,5 10

Последующее старение, проводившееся после TMO при 500° С (а после обычной закалки при 550° С) в тече-ние 5 ч, еще больше повышало прочность, но несколько снижало пластичность.

Возможность использования BTMO для повышения прочности (в условиях статического и переменного на-гружения) и жаропрочности некоторых ( а + р ) -титано-вых сплавов (ВТЗ-1, ВТ8 и ВТ14) была показана также в работах М. JI. Бернштейна и др. [46, с. 35] и Я. Д . Виш-някова и др. [84, с. 42].

Интересны сравнительные кривые кратковременной прочности для сплава ВТЗ-1 (рис. 190). Д о определен-ной температуры ( ~ 6 0 0 ° С ) сплав, обработанный по режиму BTMO (кривая 1), оказывается более жаропроч-ным по сравнению с подвергнутым стандартной термиче-ской обработке (кривая 2). При более высокой темпера-туре сплав 1 будет разупрочняться быстрее в связи с влиянием повышенной плотности дефектов на ускорение процесса диффузии (см. ниже, стр. 277).

р - с п л а в ы. Термомеханическая обработка относя-щегося к этой группе сплава ВТ15 была, в частности,

269

изучена в работе И. И. Новикова и др. [173, с. 145] и в диссертации И. С. Полькина (см. сноску на стр. 183). BTMO этого сплава осуществлялась путем осаживания заготовок на молоте и прессе, вытяжки на молоте и прес-сования через матрицу при начальных температурах об-работки 850 и 1000°С; степень деформации менялась от

J I \ /OOt

«о

i " I 60 % I «0

I 20 § ^ О

J I \ /OOt

«о

i " I 60 % I «0

I 20 § ^ О

J I \ /OOt

«о

i " I 60 % I «0

I 20 § ^ О

J I \ /OOt

«о

i " I 60 % I «0

I 20 § ^ О

2

J I \ /OOt

«о

i " I 60 % I «0

I 20 § ^ О

J I \ /OOt

«о

i " I 60 % I «0

I 20 § ^ О

J I \ /OOt

«о

i " I 60 % I «0

I 20 § ^ О

350 050 550 650 750 Температура, 'G

Рис. 190. Кратковременная прочность сплава ВТЗ-1 при различных температурах [84, с. 42]:

/ — BTMO при 870° C (деформация 60%) + старе-ние при 500° C 5 ч; 2 —закалка с 850° С + старе-

ние при 550° C 5 ч

5 до 85%. Закалка образцов проводилась в воде или на воздухе.

Все образцы подвергались старению при 450° С в те-чение 25 ч.

Максимальные характеристики прочности были полу-чены для состаренного сплава в случае BTMO при уме-ренных степенях деформации (10—40%); при этом по-казатели пластичности мало изменялись по сравнению с полученными в условиях обычной обработки (табл. 27).

В работе [170] BTMO сплава ВТ 15 осуществлялась методом двухосного растяжения цилиндрических трубча-тых образцов — бачков диаметром 100 мм, изготовлен-ных из прессованных труб. При прессовании проводили ВТМО, заключавшуюся в деформации сплава выше тем-пературы рекристаллизации и последующей закалке. После обработки проводили испытание на внутреннее

270

Т а б л и ц а 27 Свойства сплава BTl 5 после BTMO с осадкой на молоте

и охлаждением в воде (старение при 450° С в течение 25 ч)

Обработка о Jj КГ /MM8 "0,2 кГ/мм* ф. % 5. %

Закалка 850°С + старение . . ВТМО 850° С на 40% + старение

124 160

122 156

16 19

6 7

гидравлическое давление (до разрушения) с определе-нием ок*; последнее возрастало от 125—133 кГ/мм2 без BTMO до 150—160 кГ/мм2 с применением ВТМО. Бачки, обработанные BTMO и упрочненные последующим ста-рением, имели повышенную конструктивную прочность и разрушались более пластично по сравнению с бачками, обработанными без применения ВТМО.

Возможность значительного повышения прочности и пластичности сплава ВТ 15 и его сварных соединений ме-тодом ВТМО была доказана в работах С. Г. Глазунова и др. [46, с. 45], М. X. Шоршорова и др. [18, с. 289] и др.

Рассмотренные выше примеры показывают целесооб-разность применения метода ВТМО для улучшения по-казателей прочности и пластичности ряда титановых сплавов.

Более глубокое изучение этих вопросов позволило выяснить влияние различных факторов TMO — темпера-туры обработки, степени деформации, задержки перед закалкой, скорости охлаждения при закалке, условий старения и д р . — на строение и свойства титановых сплавов.

Некоторые из этих вопросов рассмотрены ниже. Следует прежде всего подчеркнуть, что титановые

сплавы, как правило, не содержат углерода и, следова-тельно, в них отсутствуют связанные с ним фазовые превращения, типичные, например, для сталей. Такие превращения в известной мере вуалируют процессы, про-исходящие при ТМО, и потому изучение совместного влияния пластической деформации и термической обра-ботки титановых сплавов облегчается, поскольку прихо-дится учитывать только а -переходы титана.

* См. стр. 245.

271

Повышение т е м п е р а т у р ы н а г р е в а при BTMO ускоряет процесс рекристаллизации; следует поэтому считаться с тем, что при пониженных температурах об-работки сохраняется остаточный наклеп, оказывающий дополнительное влияние на свойства сплавов после ТМО.

Таким образом, при более высокой температуре де-формации эффект упрочнения снимается вследствие ре-

785 (

Г75, I || Ml

fss\ т\

I щ о-7 *-2

1 ~ ! > I

8

L

L g l l l g

WO 500 87777 700 Температура деформации, 'С

РИС. 191. Предел прочности и относительное сужение сплава BT15 в зависимости от температуры деформации при обработке по режиму,

указанному в тексте [18, с. 289]:

/ — деформация 13—19%; 2 — деформация 24%

О 70 20 30 OO 50 80 70 Cmenent деформации, %

Рис 192. Влияние BTMO в р- и (а+Р)-областях на температуру превращения

для сплава ВТЗ-1 [46, с. 35]: 1 — температура начала а. ->• Р-превра-щения после BTMO в (а + Р)-области; 2 — температура начала о. -* (3 -превра-

щения после BMTO в P -области; 3 — температура конца а P -превраще-

ния

кристаллизации. В работе М. X. Шоршорова , Г. Е. Каи-новой, Б. А. Смирнова и В. Н. Мещерякова [18, с. 289] сплав ВТ15 обрабатывали по режиму: з а к а л к а с 1200° С, быстрый кратковременный нагрев до 400—700° С с де-формацией при этих температурах с последующим ох-лаждением в струе аргона, старение при 480°С — 8 ч и при 560° С — 15 мин. Из рис. 191 видно, что оптималь-ная температура деформации равна 400—500° С; выше нее эффект упрочнения резко снижается вследствие ре-кристаллизации.

Важным результатом BTMO является изменение фазо-рого состава ,сплавов. В ряде работ (сноски на с. 268

?7?

и др. работы) было показано, что при обработке двух-фазных сплавов количество остаточной р-фазы после TMO значительно увеличивается. По данным одной из этих работ, содержание р-фазы в сплаве ВТЗ-1 достигает максимума при степени деформации, равной 35%. и пос-ле старения заметно уменьшается. По другим данным, наоборот, процент р-фазы при старении возрастает как после обычной закалки, так и после ТМО.

Большое внимание во многих работах [170; 46, с. 35; 84, с. 42; 175, с. 12 и других; см. также сноски на стр. 268] уделяется изменению при TMO тонкой структуры тита-новых сплавов.

Так, в работе М. Л . Бернштейна, Л . А. Елагиной, Л. П. Фаткуллиной и Н. М. Семеновой [46, с. 35] было изучено изменение тонкой структуры сплавов ВТЗ-1, ВТ14 и ВТ8 при различных режимах ВТМО; сплавы ис-следовались в частности с помощью микроскопического и рентгеноструктурного анализа. Плотность дефектов кристаллической решетки оценивали по ширине ли-ний (100) а -фазы и (002) р-фазы. Авторы показали, что с увеличением степени деформации при ВТМО в ( а + + Р)-области плотность дефектов увеличивается в обе-их фазах; при обработке в р-области увеличение степени деформации способствует повышению плотности дефектов только в остаточной р-фазе, тогда как в а -фазе она оста-ется постоянной.

Этими фактами объясняется, в частности, влияние температуры ВТМО на точки фазовых превращений: де-формация перед закалкой в (а +р ) -области понижает температуру начала ( а+Р) -превращения , а обработка в р-области влияния не оказывает (рис. 192).

Увеличение степени деформации при ВТМО в (а + Р)-области, связанное с общим повышением энергии решет-ки, приводит также к измельчению зерен и усилению тек-стурованности структуры всех исследованных сплавов, а вместе с тем — к образованию большего количест-ва a ' -фазы после закалки (рис. 193).

Авторы полагают, что происходящее при ВТМО уве-личение плотности дефектов в а и р-фазах подтверждает предположение о том, что большая прочность при ВТМО в ( а + р ) - о б л а с т и по сравнению с обычной термической обработкой является результатом наклепа и положи-тельного влияния деформации на распад p-раствора.

273

Влияние ВТМО на тонкую структуру и механические свойства сплавов ВТЗ-1- и ВТ 15 было исследовано также в работе Я. Д- Вишнякова, А. Н. Иванова, Л . М. Мирско-го и 3 . Ш. Херодинашвили [84, с. 42]. Авторы осуще-ствляли ВТМО нагретых током до 950° С в среде гелия образцов из сплава ВТЗ-1 путем их растяжения и после-дующей закалки; для сплава ВТ15 деформация при 760° С осуществлялась осадкой за удар на молоте. Д л я

Рис. 193. Микроструктура сплава ВТЗ-1. XSOOO [46, с. 35]: а —после закалки с 850° С (а +Р)-фазы; б —после BTMO при 850° С (деформация 70%) с последующей закалкой (а+Р+а'-фазы)

этих сплавов было установлено, что с увеличением степе-ни деформации при ВТМО размеры областей когерент-ного рассеяния уменьшаются, а величина микродеформа-ций возрастает. В связи с этим можно ожидать увеличе-ния устойчивости конфигурации дефектов при последую-щем фазовом превращении, что определенным образом влияет на жаропрочность (см. выше, стр. 269).

Н а основании цитированных выше работ в области изучения тонкой структуры титановых сплавов могут быть отмечены следующие изменения структурного со-стоянии и стабильности, происходящие при ТМО:

1. Дробление зерен и блоков; уменьшение областей когерентного рассеяния (ОКР)- В частности, рентгено-графические исследования сплава ВТЗ-1 показали, что

274

интенсивное дробление зерен происходит при деформа-циях до 50%, а блоков — при больших степенях дефор-мации; величина блоков при этом уменьшается на три порядка (от 10~3 до Ю - 6 см) при деформации, равной 90%.

Таким образом, зерна дробятся при относительно ма-лой деформации, а блоки — во всем интервале деформа-

Рис. 194. Микроструктура сплава Ti 7Мо 5,5Cr 3Fe ЗА1 после BTMO при 850° C (деформация 80%). Х340 [175, с. 12]

ции. Эти изменения размеров блоков и зерен тесно свя-заны с механическими свойствами; с измельчением зерен растет пластичность, а с измельчением блоков — увели-чивается прочность, но пластичность снижается; наи-большая пластичность соответствует степени деформа-ции 40—60% (выше этого значения дробление зерен про-исходит менее интенсивно).

Нередко в результате TMO зерна р-фазы приобрета-ют характерную зубчатую форму; на рис. 194 показана такая структура для одного из титановых сплавов.

На примере сплавов ВТЗ-1 и ВТ 15 видно, что TMO уменьшает, по сравнению с обычной закалкой, размеры областей когерентного рассеяния ( О К Р ) , причем эф-фект измельчения возрастает с увеличением степени деформации.

275

2. П о л и г о н и з а ц и я структуры, представляющая только начальную стадию рекристаллизации; влияние полигонизации на механические свойства сплавов рас-смотрено ниже.

3. Более равномерный распад р-фазы. В случае обыч-ной закалки (сплав ВТ15) получается грубая структу-ра, с широкими границами зерен, по которым происходит интенсивный распад, объясняемый сегрегацией легирую-щих элементов; в случае BTMO затрудняются диффузи-онные процессы, приводящие к сегрегации легирующих элементов; благодаря этому примеси труднее диффун-дируют к границам зерен р-фазы и распад последней происходит более равномерно.

4. Увеличение микронапряжений; вместе с тем мик-родеформации при TMO могут даже уменьшаться и, во всяком случае, распределяются более равномерно.

5. Повышение мартенситной точки; например, мар-тенситная точка для сплава ВТЗ-1 повышается на 50 град, а для сплава ВТ14 — на 30 град.

Структурные изменения, присходящие при старении титановых сплавов, в значительной мере определяются влиянием BTMO на устойчивость р-фазы и изменением диффузионной подвижности легирующих элементов (см. [177], диссертацию 3. Ш. Херодинашвили 1 и другие ра-боты).

В ряде работ показано, что TMO ускоряет распад Р-фазы и тем самым благоприятно влияет на последую-щее старение.

В связи с меньшей устойчивостью р-фазы термокине-тические кривые в случае TMO смещаются влево (см. сноску2 на стр. 268). Возрастание деформации при TMO соответственно увеличивает скорость распада р-фазы, благодаря чему происходит более интенсивное упрочне-ние сплава.

Ускорению старения способствует увеличение диффу-зионной подвижности в результате ТМО, наблюдаемое при некоторых температурах распада р-фазы. Кроме того, этому благоприятствует увеличение плотности де-фектов (как результат уменьшения областей когерентно-го рассеяния) и более равномерное их распределение в продуктах распада р-фазы.

1 См. сноску на стр. 268.

276

В рассматриваемой работе 3. Ш. Херодинашвили ис-следование диффузионной подвижности углерода и ни-келя в титановые сплавы осуществлялось с помощью меченых атомов, причем использовались радиоактивные элементы С14 и Nia3. При изучении диффузии углерода в сплаве ВТЗ-1 было установлено, что ТМО, по сравне-нию со стандартной термической обработкой, уменьшает

Рис. 195. Микроструктура сплава BTlS. Х10000 [46, с. 45]: а — BTMO + старение 480° С 25 ч H- 560° С 15 мин.; б — горя-чее прессование с охлаждением на воздухе + старение в тех

же условиях

коэффициент диффузии при 450° С (5,4-10-1 4 и 8,6-• 1 0 - и CM1IoeK соответственно) и увеличивает его при 700°С (7,0- IO-11 и 3,5- IO-11 см2/сек). При диффузии ни-келя в сплаве ВТЗ-1 TMO во всех случаях приводила к увеличению диффузионной подвижности.

Сравнительные электронномикроскопические иссле-дования процессов старения сплава ВТ 15 после BTMO и после охлаждения деформированного сплава перед старением на воздухе были проведены в работе С. Г. Глазунова, А. И. Хорева и Э. В. Поляк [46, с. 45].

Авторы показали, что в процессе старения распад p-раствора сопровождается выделением дисперсных ча-стиц а-фазы, имеющих игольчатую форму (рис. 195). Однако длина этих иголочек в случае BTMO значитель-

277

но меньше (0,1—0,5 мкм), чем при обычной обработке (0,5—5,0 мкм). Кроме того, частицы а-фазы при старе-нии после BTMO распределяются значительно равно-мернее, что подтверждается данными определения мик-ротвердости: после BTMO и старения микротвердость в различных участках на поверхности образцов колеб-лется в узких пределах Hv. =398—412 кГ/мм2, тогда как после обычной обработки и старения разброс данных значительно больше: H^ =387—535 кГ!мм2.

Описанными изменениями микроструктуры могут быть объяснены более высокие механические свойства, получаемые при ВТМО. Интересное исследование струк-турных изменений опытного сплава Ti7Mo5,5Cr3Fe3Al при BTMO было проведено Н. В. Агеевым, С. Г. Глазу-новым, JI. А. Петровой, Г. Н. Тарасенко, JI. П. Гранковой и А. Е. Шелестом [17,5, с. 12]. Сплавы закаливали с тем-ператур 850—1050° С после деформации до степени 20—80% и подвергали старению при 450—525° С от 5 до 25 ч.

Применение метода рентгеновского микроанализа на приборе «Комека» с диаметром зонда 1 мкм позволило установить, что состав имеющихся в структуре сплава после BTMO распавшихся и нераспавшихся зерен |5-фа-зы, различающихся травимостью, одинаков. Рекристал-лизованные зерна (как более совершенные) распадают-ся быстрее, чем деформированные. Частицы а-фазы, вы-делившиеся после старения сплава, обработанного при BTMO с одинаковой степенью деформации, но при раз-личных температурах, имеют одинаковые размеры; это явление авторы объясняют тем, что хотя в условиях де-формации при высоких температурах наклеп получает-ся меньшим, однако в этом случае образуется больше за-калочных вакансий, которые, суммируясь с влиянием де-формации, вызывают более интенсивный распад |5-зерен, в результате чего возникает много центров кристалли-зации частиц а-фазы и их размеры получаются такими же небольшими, как в случае деформации при более низ-ких температурах.

Влияние различных факторов в TMO на м е х а н и -ч е с к и е с в о й с т в а сплавов в значительной мере зави-сит от содержания в них легирующих элементов. Напри-мер, степень деформации при TMO по-разному изменяет механические свойства сплавов ВТЗ-1 и ОТ4 (ОТ4-1)

278

(см. сноску1 на стр. 268). В случае сплава ВТЗ-1, со-гласно данным табл. 28, повышение степени деформа-ции при 850 и 900° С (в области а + р-фаз) приводит к не-прерывному возрастанию прочности (а&, 00,2); по-види-мому, это связано с увеличением содержания р-фазы. Пластичность достигает максимальных значений при де-формации 60% (при 850°С) или 35% (при 900°С) , а за-тем падает. Особенно резкое увеличение прочности и пла-стичности наблюдается в начальной стадии (до 20%) деформации; последующий отпуск при 500° С приводит к дальнейшему повышению прочности и пластичности (см.сноску 2 на стр. 268).

Деформация этого сплава при IOOO0C (в области р-фазы) мало влияет на повышение прочности; после-дующее старение также не изменяет полученных свойств.

В случае сплавов ОТ4 и ОТ4-1 TMO при IOOO0C не повышает прочности, но значительно (в несколько раз) увеличивает показатели пластичности (б, г|)) и ударной вязкости (ан) (см. табл. 28).

Повышение температуры деформации для сплава ВТЗ-1 в области (а + Р) существенно увеличивает проч-ность сплава, до су& = 175 кГ/мм2, но ведет к его охруп-чиванию. При TMO в р-области повышение температуры деформации мало изменяет аь, но увеличивает пластич-ность (б).

При этом задержка перед закалкой после деформи-рования отрицательно влияет на прочностные свойства сплава. Уже после 10-сек выдержки для сплава ВТЗ-1 наблюдается уменьшение аь и увеличение пластичности. При выдержке до 30 сек размеры зерен еще не изменя-ются, но устраняются микронапряжения; рекристаллиза-ция за это время, очевидно, не происходит, а имеет ме-сто только возврат или отдых второго рода деформиро-ванного сплава.

Д л я сплава ВТ15 повышение температуры закалки от 800 до ~ 1200° С резко снижает прочность в услови-ях обычной термической обработки, но практически не влияет на изменение механических свойств при ТМО. Этот результат следует из работы [18, с. 289], в которой приведено сравнительное изучение влияния различных условий термической обработки, HTMO и BTMO на свой-ства сплава ВТ15. Авторы исследовали три варианта об-работки:

280

1) закалка с 800, 1000 и 1200°С (выдержка 15 мин), деформация при 20° С, старение по стандартному режи-му (480°С, 8 ч +560°С, 15 мин);

2) закалка с тех же температур, деформация при 20° С, быстрый (250—300 град/сек) кратковременный на-грев до 500—800°С (область рекристаллизации), охлаж-дение в струе аргона со скоростью 30—40 град/сек и ста-рение по стандартному режиму. При такой обработке

400° С, старение)

п о л у ч а е т с я х о р о ш е е с о ч е т а н и е прочности и пластич-ности;

3) з а к а л к а с тех ж е т е м п е р а т у р , б ы с т р ы й к р а т к о в р е -менный н а г р е в д о 400—70O 0 C с д е ф о р м а ц и е й при этих т е м п е р а т у р а х , о х л а ж д е н и е в струе а р г о н а и старение по с т а н д а р т н о м у р е ж и м у .

Д е ф о р м а ц и я о с у щ е с т в л я л а с ь методом п р о к а т к и м е ж -д у р о л и к а м и или путем р а с т я ж е н и я .

Изменение механических свойств после обработки по различным в а р и а н т а м в сравнении с обычной термичес-кой обработкой показано на рис. 196.

И з графиков видно, что TMO по 3-му варианту, при которой деформация р-фазы осуществляется в темпера-турном интервале 400—450°С, позволяет получать мак-симальные значения прочности (до Ой = 175—179 кГ/мм2

при я|5 = 6 — 1 0 % ) . В некоторых случаях TMO весьма су-щественно повышает жаропрочность сплавов (см. снос-ку 2 на стр. 268 и другие работы). Например, д л я сплава ВТЗ-1 в определенном интервале температур наблюдает-

Рис. 196. Предел прочности и относительное сужение сплава BT15 в зависимости от обра-ботки (белые столбцы — закал-ка с 800" С. ч е р н ы е — с 1200° С )

[18, с. 289]: Ш 1 л

1 — обычная термообработка ( з а к а л к а и с т а р е н и е ) ; 2 — H T M О по варианту 1 (закалка, дефор-мация на 50% при 20° С, ста-рение); 3 — HTMO по вариан-ту 2 (закалка, деформация на 50% при 20° С, кратковременный нагрев до 600—650° С, старение); 4 — BTMO по варианту 3 (закал-ка, деформация на 24% при

281

ся увеличение длительной прочности. Так, термически обработанные образцы разрушаются через 2,5 ч, тогда как после TMO в определенных условиях время до раз-рушения составляет 9000 ч. При других условиях дли-тельная прочность после TMO возрастает в 5 раз. Уве-личение жаропрочности связывается с возникновением границ полигонального происхождения при ТМО. При повышенных температурах TMO наблюдается обратный эффект, что, по-видимому, является результатом ускоре-ния диффузии и других процессов разупрочнения.

Анализ приведенных выше данных позволяет сумми-ровать мнения различных исследователей и отметить основные причины повышения механических свойств при термомеханической обработке.

С повышением п р о ч н о с т и связаны следующие явления:

1. Измельчение в процессе TMO субмикроструктуры, а именно, дробление блоков и образование полигональ-ной структуры, а также измельчение областей когерент-ного рассеяния с соответствующим увеличением плотно-сти дефектов кристаллической решетки.

Развитие полигонизации связано с образованием тон-кой сетки субструктуры, обеспечивающей более равно-мерное выделение высокодисперсных фаз при старении. Существенно что развитие пластической деформации при ВТМО облегчается не только увеличением при высокой температуре направлений вероятного сдвига, но также возрастанием числа плоскостей легкого скольжения в каждом из этих направлений.

В связи с этим следует отметить, что хотя в процессе TMO рекристаллизация большей частью не успевает пройти и после TMO материал становится наклепанным, однако, по мнению некоторых авторов, этот наклеп не является основной причиной повышения прочности, так как в закаленных сплавах упрочнения почти не наблю-дается.

Другие авторы считают наличие р-фазы возможной причиной упрочнения, связывая ее влияние с образова-нием ориентированной, измельченной структуры, а так-ж е с характерной зубчатой формой границ зерен.

Следует подчеркнуть, что в структуре сплавов после TMO всегда появляются микронапряжения, способст-вующие повышению прочностных характеристик.

282

2. Увеличение количества остаточной р-фазы (по-скольку при последующем старении упрочнение присхо-дит в связи с распадом именно р-фазы).

3. Ускорение распада р-фазы при старении вследст-вие увеличения скорости диффузии в деформированной решетке и наличия несовершенств кристаллической структуры сплава после ТМО, обусловливающих более активное течение процесса дисперсионного твердения.

Большое значение при этом имеет химическая приро-да сплава, в частности содержание примесей. Некоторые авторы [18, с. 289] объясняют повышение прочности эф-фектом блокировки дислокаций примесными атомами; другие. [18, с. 221] связывают акт старения с формой и расположением выделяющихся частиц второй фазы, в частности твердых металлических соединений. Напри-мер, при TMO сплава АТЗ за счет полигонизации со-здается упорядоченная дислокационная структура, при которой дислокации «выстраиваются в стенку» и способ-ствуют равномерному распределению выделяющихся дисперсных частиц Ti5Si3, что увеличивает прочность; при обычной термической обработке эти частицы выде-ляются только вдоль активных плоскостей скольжения и проявляют склонность к коагуляции, вследствие чего прочность снижается.

Основными причинами повышения п л а с т и ч н о с т и при TMO являются:

1. Дробление зерен сплава и возникновение особой структуры границ зерен.

2. Увеличение после TMO и закалки количества пла-стичной остаточной р-фазы.

3. Уменьшение концентраций микронеоднородностей. 4. Более равномерное распределение микроискаже-

ний кристаллической решетки. К числу частных практических рекомендаций по про-

ведению рациональной TMO могут быть отнесены (см. сноску 1 на стр. 268):

1) сокращение до минимума времени процесса ТМО; 2) снижение температуры окончательного деформи-

рования; 3) кратковременное (например, для сплава ВТЗ-1 и

10—15 сек) выдерживание после TMO перед закалкой с целью повышения пластичности, без снижения проч-ности.

283

В работе [18, с. 289] для сплава ВТ15 рекомендуется проводить HTMO по режиму 2 (см. стр. 281), обеспечи-вающему благоприятное сочетание прочности (оь= = 162—172 кГ/мм2) и пластичности (гр= 10—20%). Д л я получения таких свойств оказался необходимым проме-жуточный кратковременный нагрев до 600—650° С, вы-зывающий полигонизацию структуры. Более высокий нагрев приводит к разупрочнению в связи с рекристал-лизацией.

XI ПРАКТИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ И РЕЖИМЫ

У П Р О Ч Н Я Ю Щ Е Й ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ ПРОМЫШЛЕННЫХ ТИТАНОВЫХ С П Л А В О В

В связи с развитием термически обрабатываемых ти-тановых сплавов возникла необходимость разработки новых технологических методов их обработки с приме-нением специального оборудования.

Главными требованиями в этом отношении являются: защита сплавов от окисления и поглощения других га-зов, равномерный прогрев до точно заданных темпера-тур, борьба с деформацией изделий в процессе обра-ботки.

В настоящее время создан ряд отечественных и зару-бежных сложных агрегатов, позволяющих решать эти задачи. Обычно нагрев деталей и полуфабрикатов из ти-тановых сплавов осуществляется в электрических печах с автоматической регулировкой и контролем темпера-туры.

По данным [178 и 180], одна из фирм США для закал-ки в воде листов больших размеров использует специ-альные закалочные устройства, исключающие коробле-ние и газопоглощение; перед термической обработкой на листы наносят специальное защитное покрытие. Старе-ние листов во избежание коробления проводится между плитами, нагреваемыми током. По другим данным [179], перед нагревом листов до высоких температур для защи-ты их от окисления и загрязнения в процессе термичес-кой обработки применяются стеклянные керамические покрытия с органической связкой, наносимые методом распыления. В процессе нагревания связка выгорает, а керамика плавится, образуя на поверхности листов тонкий защитный стекловидный слой; в дальнейшем по-крытие удаляют раствором щелочи.

Применение подобных специальных защитных покры-тий является эффективным, дешевым и надежным сред-ством против окисления.

285

В ряде случаев для борьбы с газопоглощением ис-пользуют нагрев в вакууме [181, 182 и др.]. Вакуумный нагрев, применяемый особенно широко для окончатель-ного отжига титановых листов, в значительной мере уст-раняет охрупчивание.

Д л я предохранения от окисления нагрев изделий мо-жно проводить также в печах с защитной атмосферой из инертных газов. Кроме того, в этих целях может быть редомендовано применение метода п л а к и р о в а н и я титановых сплавов техническим титаном марок BTl-O и ВТ1-1. Метод плакирования, осуществляемый путем двусторонней приварки с помощью аргоно-дуговой свар-ки титановых листов к хорошо защищенной поверхности плиты из титанового сплава и последующей горячей про-катки до толщины слоя 3—5% от толщины листа на сто-рону, был успешно применен по отношению к сплавам ВТ15 и ВТ16 [51, с. 336]; он обеспечивает не только за-щиту от окисления, но также от наводороживания. Пла-кирование листов, лент и полос из этих сплавов выгодно осуществлять также перед их прокаткой, так как в этом случае процессы горячей обработки давлением значи-тельно облегчаются.

Диффузионные процессы в пограничной зоне между основным материалом и слоем плакировки для сплавов ВТ 15 и ВТ 16 были подробно изучены в работе А. М. Jler-кодух (см. сноску на стр. 178).

Следует подчеркнуть, что плакирующий слой влия-ет на превращения, происходящие при обработке ос-новного материала, особенно в случае изделий малого сечения. Поэтому обычно применяемые режимы терми-ческой обработки приходится для таких изделий из-менять.

Это было показано в работе С. Г. Глазунова и А. М. Легкодух [46, с. 57], авторы которой установили, что плакированный сплав ВТ15, обрабатываемый по ре-жимам, применяемым для неплакированных листов, при старении не упрочняется. По-видимому, плакирующий слой тормозит распад р-фазы; авторы высказывают предположение, что при обработке неплакированных ли-стов в воздушной среде, содержащей кислород, послед-ний оказывает каталитическое влияние на распад р-фазы и тем самым ускоряет процесс старения. При наличии плакированного слоя непосредственный контакт поверх-

286

ности изделия с кислородом исключается, вследствие че-го старение замедляется.

На основании проведенных исследований авторами были установлены оптимальные режимы термической обработки для листов из сплава ВТ 15. Один из них со-стоит в закалке с 800° С при скорости охлаждения не ме-нее 3 град/сек и последующем старении при 475—480° С в течение 16—25 ч. Такой режим обеспечивает получе-ние следующих механических свойств: аь = 145— —150 кГ/мм2\ 6 = 3—4%. Второй режим состоит в та-кой же обработке с дополнительным нагревом при 560° С в течение 15 мин\ в этом случае = 130 кГ/мм2

при 6 = 1 0 % . Практические режимы термической обработки тита-

новых сплавов весьма разнообразны и, естественно, за-висят как от их составов, так и от конкретных целей по-лучения необходимого сочетания свойств.

Следует отметить, что небольшие оклонения по со-ставу, неизбежные для различных плавок одной и той же марки сплава, часто влияют на кинетику процессов упрочнения и требуют применения несколько отличаю-щихся друг от друга режимов термической обработки для получения определенных, гарантированных свойств.

Этот вопрос был подробно рассмотрен в работе И. С. Полькина (см. сноску на стр. 183), в которой раз-личная скорость упрочнения при старении связывается с неодинаковой стабильностью р-фазы, зависящей, в свою очередь, от электронной концентрации.

Д л я объективной оценки скорости упрочнения был предложен метод классификации плавок по этой харак-теристике. Так, для сплава ВТ15 были выделены три группы, различающиеся скоростью упрочнения при ста-рении. Расчет этих скоростей предлагается вести по сле-дующим эмпирическим формулам:

у = аь*~аь> . у„= аь,-аь,

25 25 '

где аь, — предел прочности в кованом состоянии; аь г —предел прочности в кованом и состаренном

при 450° С в течение 25 ч состоянии; сьа — предел прочности в закаленном состоянии; сть4 — предел прочности в закаленном и состарен-

ном при 450° С в течение 25 ч состоянии.

287

На основании этих данных, в зависимости от значе-ний скоростей упрочнения, были разработаны опти-мальные режимы термической обработки (табл. 29).

Т а б л и ц а 29 Оптимальные режимы термической обработки сплава BTl 5

в зависимости от скоростей упрочнения при старении

Номер группы

Скорость упрочнения, кГ/мм'-ч Режим термической обработки Номер

группы V' О"

1 > 2 " 2 Закалка 800° С, 40 мин + старение 450° С, 25 ч-> 560° С, 15 мин

2 > 2 < 1 , 5 Закалка 800° С, 40 мин + старение 500° С, 48 мин

3 < 1 , 5 < 1 , 5 Закалка 800° С, 40 мин + старение 500° С, 30 ч

На основе рассмотренных ранее теоретических пред-ставлений, для наиболее распространенных ( а + Р)-спла-вов, термическая обработка состоит из закалки и старе-ния. Такая схема предлагалась еще в ранних работах; например, для сплава RS-120 (поковки диаметром 40 мм), по Т. Е. Перри [48, с. 150], рекомендуется сле-дующий режим: 1) нагрев при 705° С в течение 2 ч с охлаждением на воздухе; 2) повторный нагрев с вы-держкой в течение 8 ч и охлаждение на воздухе. После этого сплав приобретает следующие механические свой-ства: 0ь = 135 кГ/мм2; O s = 105 кГ/мм2\ 6 = 1 2 % . Интерес-но, что уже в этой работе для сплавов RS-I lO и RS-120 отмечалась целесообразность двойного старения, после-довательно при 540 и 430° С.

Позже [183] была предложена следующая детализи-рованная общая схема упрочняющей термической обра-ботки (рис. 197):

1. Нагрев до (а + р)-области с соответствующей вы-держкой; практически температура нагрева должна со-ставлять 675—790° С, но для сплавов, содержащих алю-миний, эти температуры следует несколько повысить.

2. З а к а л к а в воде или на воздухе; при этом в струк-туре сохраняется остаточная р-фаза и сплав становится относительно мягким.

288

3. Старение при 480° С; при этом сплав упрочняется за счет выделения дисперсных а-частиц из р-фазы.

4. Охлаждение в воде или на воздухе. Во избежание охрупчивания сплава рекомендуется: 1) не допускать перед закалкой перегрева до р-об-

ласти, иначе возникает крупнозернистая структура, а при охлаждении р-фазы возможно образование со-фазы;

2) не вести старение ниже 430° С или при этой темпе-ратуре менее 24 ч.

Из схемы видно, что при невыполнении этих условий в структуре сплава будет со-фаза (область, в которой присутствует со-фаза на диаграмме заштрихована ) , вы-з ы в а ю щ а я хрупкость.

Р е ж и м ы упрочняющей термической обработки неко-торых отечественных промышленных сплавов приведе-ны в табл . 30 [51, с. 309].

Время выдержки при температуре закалки зависит от сечения изделий; для листов рекомендуются следую-щие выдержки:

Толщина листа, мм . . . До 1,5 1,6—2 2,1—4 4,1—10 Более 10

fi

Продолжительность

Рис. 197. О б щ а я схема термической обработки (а + Р)-титановых сплавов, имеющих в структуре

п о с л е з а к а л к и Р - ф а з у [1831

Выдержка, мин . 5 7 10 25 60

19—670 289

Т а б л и ц а 30 Режимы упрочняющей термической обработки некоторых титановых

сплавов (при закалке — охлаждение в воде, при старении — на воздухе)

Марка сплава Температура за-

калки, 0 C ( ± 1 0 ° )

Старение

Марка сплава Температура за-

калки, 0 C ( ± 1 0 ° )

температура, 0C ( ± 1 0 ° )

продолжитель-ность, ч

ВТЗ-1 880 550 3 — 1 0

В Т 6 9 5 0 450—500 2 ВТ6-С 8 5 0 — 9 2 0 4 5 0 — 5 0 0 2 В Т 8 9 5 0 5 0 0 — 6 0 0 1 — 6

В Т 9 9 0 0 5 0 0 — 6 0 0 1 - 6 В Т 1 4 870 500 8 - 1 6 В Т 1 4 * 880 540 8 — 1 2 В Т 1 5 * * 800 1) 480 -500 1) 1 5 — 2 5 ч

2 ) 560 2 ) 15 мин В Т 1 6 790 500 16

* Д л я деталей из полуфабрикатов сечением более !00 мм. ** Двухступенчатое старение без промежуточного охлаждения.

При термической обработке изделий из титановых сплавов следует учитывать их п р о к а л и в а е м о с т ь .

Прокаливаемость некоторых сплавов титана с алю-минием и хромом была изучена X. Д. Кесслером и М. Хансеном методом Джомини (торцовой закалки) . Результаты, приведенные в работе [184], представлены

кривыми изменения твердости по дли-не образцов (рис. 198). Ход этих кри-вых показывает, что с увеличением в сплавах содержа-ния р-стабилизатора (хрома) максимум твердости, отвечаю-щий образованию мартенситных мета-стабильных фаз, смещается вправо.

Систематическое

о s /о is га 25 ^ Расстояние am зака/гиваемога

торца, мм

Рис. 198. Изменение твердости по длине образцов, подвергнутых торцовой закал-

ке (184]: 1 — сплав Ti 2Сг 4Al; 2 — сплав Ti 4Cr 4AI;

3. — сплав Ti 6Cr 4А1

290

исследование прокаливаемое™ ряда промышленных ти-тановых сплавов было выполнено Л. П. Лужниковым, В. М. Новиковой и А. П. Мареевым [46, с. 53]. Авторы применили методы торцовой и обычной закалки образ-цов с последующей их разрезкой и определением HRC по сечению. Твердость определяли как непосредственно

/ г I 34 j | 30V /2 м зб is"l8 72 21 SS 18 So SS

Расстояние от охлаждаемого торца, мм

SS 18 S8 88 78 О )2 21 3S 18 S8' Расстояние от огяаждаемого торца, мм 8 г

Рис. 199. Кривые прокаливаемое™ титановых сплавов [46, с. 53]: а — сплав BTlO (1 — старение при 500° С 5 ч, 2 — закалка при 800° С); б — сплав BT9 (1 — старение при 550° С 6 ч, 2 — закалка при 950° С); в — сплав ВТЗ-1 (1 и 1' — старение при 550° С 6 ч, 2 — закалка при 1050° С, 2' — закалка при 845° С); г — сплав ВТ15 (/ — старение при

450° С 24 ч, 2 — закалка при 900° С 1 ч)

после закалки, так и после старения. Режимы термиче-ской обработки указаны на рис. 199.

Можно выделить четыре группы сплавов, различаю-щиеся характером кривых прокаливаемое™ — в зависи-мости от фазового состава, определяемого легированием и температурой закалки:

1) сплавы с основной а-структурой в закаленном со-стоянии; например, сплав BTlO имеет после закалки с 800° С структуру а + интерметаллид, и для него кривая прокаливаемое™ является практически прямой; после старения при 500° С некоторое повышение твердости на-блюдается лишь вблизи закаленного торца (рис. 199,а);

2) сплавы, закаливающиеся на мартенсит или при-обретающие двухфазную структуру а + а ' с преоблада-нием а'-фазы. К этой группе относятся сплавы ВТ8, ВТ9

19* 291

и ВТ9-1; кривые прокаливаемое™ для сплава ВТ9, за-каленного с температуры 950° C1 приведены на рис. 199, б;

3) сплавы, при закалке которых образуются двух-фазные структуры а + р, причем р-фаза имет закритичес-кую концентрацию и фиксируется при комнатной темпе-ратуре. Такую структуру приобретают сплавы ВТЗ-1, ВТ6, ВТ14 и ВТ16. Ход кривых прокаливаемости для сплава ВТЗ-1, закаленного с температур 1050 и 845° С, показан на рис. 199, в;

4) сплавы, закаливающиеся на р-фазу. Примером может служить сплав ВТ15, кривые прокаливаемости для которого указывают на практически постоянные значения твердости — низкой после закалки с 900° С и высокой после старения при 450°С (рис. 199,г). Д л я сплавов этой группы стабильность р-фазы и критическая скорость закалки, необходимая для ее фиксирования при комнатной температуре, зависят от степени легирова-ния сплава р-стабилизаторами.

В цитируемой работе дано подробное объяснение раз-личной прокаливаемости сплавов, относящихся к рас-смотренным четырем группам с точки зрения происходя-щих при термической обработке изменений структуры и фазового состояния. Очевидно, для практического ис-пользования этих данных и определения реальных кри-тических диаметров для различных титановых сплавов необходимо построить обобщенные диаграммы, анало-гичные применяемым для количественной оценки про-каливаемости стали.

Количественные характеристики прокаливаемости для некоторых сплавов приведены в работе С. Г. Глазу-нова [51, с. 309]; по этим данным сплавы ВТЗ-1, ВТ6, ВТб-С, ВТ8 и ВТ9 прокаливаются насквозь при толщи-не листа до 45 мм, а сплавы ВТ14 и ВТ16 — до 60 мм; сплав ВТ15 прокаливается при любой толщине.

Как указывалось ранее, наиболее эффективно приме-нять упрочняющую термическую обработку для высоко-легированных титановых сплавов с ( a + P ) - или р-струк-турой.

Получаемые при этом механические свойства для не-которых из сплавов этих групп, по В. Н. Моисееву и С. Г. Глазунову [51, с. 336], приведены в табл. 31.

Непосредственно после закалки эти сплавы облада-ют значительно меньшим пределом прочности (вь =

292

Т а б л и ц а 31 Механические свойства при 20° С некоторых титановых сплавов

после термической обработки (листы толщиной 1,5—2,0 мм)

Механические свойства Марка сплава

BT14 BTlS BT16

115—140 108—130

130—150 118—140

125—145 110—125

95—105 100-120 85—100

11000 6—10

11000 3—4,5

11000 4—6

2,5—3,5 2,5—3 4—6

Предел прочности 0(,, кГ/мм2 . . . Предел текучести O0 2 , кГ/мм2 . . . Предел пропорциональности о^ц. кГ/мм2

Модуль нормальной упругости Е, кГ/мм2

Относительное удлинение 6 , % • • Ударная вязкость для пруткового ма-териала а в , кГм/см2

= 95—105 кГ/мм2, 90—100 кГ/мм2-, 80—95 кГ/мм2 для сплавов ВТ14, ВТ15 и ВТ16, соответственно) и низкими значениями предела текучести.

В последнее время для сплава ВТ15 предложен но-вый режим термической обработки, состоящий в закалке с температуры 680° С и последующего старения при 450° С [164]*.

Такая низкотемпературная закалка из ( а + р ) - о б л а -сти с температуры, близкой к границе полиморфного пре-вращения, обеспечивает более равномерный распад р-фа-зы при старении и получение более высоких механичес-ких свойств по сравнению с закалкой из р-области.

Д л я нового, разработанного Н. В. Агеевым, С. Г. Гла-зуновым, JI. А. Петровой, Г. Н. Тарасенко и JL П. Гран-ковой [152, с. 6] высокопрочного р-сплава ИВТ1 (Ti7Mo5,5Cr3Fe3Al) авторы рекомендуют следующий режим упрочняющей термической обработки: 1) закалка с 800° С (из р-области) в воде; 2) старение при 450° С — 50 ч; при 500° С — 20 ч, при 525 и 550° С — 15 ч, с охлаж-дением на воздухе. После такой обработки получаются более высокие механические свойства {аь = 142— 170 кГ/мм2-, 6 = 1 0 — 7 % ) , чем для сплавов ВТ 15 и B120VCA.

После сварки для большинства титановых, сплавов (например, ВТ14, BTl6 и др.) необходима термическая

См. также сноску на стр. 178.

293

обработка , проводимая .по обычным режимам. Д л я спла-вов типа ВТ15 такую упрочняющую термическую обра-ботку после сварки вначале проводить не рекомендова-лось, так к а к она вела к охрупчиванию. В более поздних работах д л я сварных соединений из этого сплава была показана целесообразность применения специальных ре-жимов термической обработки. Например , в работе [164] рекомендуется проводить з а к а л к у с 680° С и после-дующее старение при 400—500° С в течение 25 ч.

Л. А. Груздева и А. И. Хорев [161, с. 36] для сварных соединений из сплава ВТ15 рекомендуют низкотемпера-турную закалку от 680° С (из а + р-области) с последую-

Т а б л и ц а 32 Механические свойства сварных соединений некоторых

термически упрочняемых титановых сплавов (листы толщиной 1—3 мм)

Марка сплава Обработка

Угол загиба, град. Предел прочности кГ/мм'

Марка сплава Обработка

основной материал

сварное соеди-нение

основной материал

сварное соедине-

ние

ВТ14

Без термической обработки Отжиг 800—815° С в течение 15 мин; охлаждение на воз-духе Закалка с 870° С =р10° в воде. Ста-рение при 520° С ± ±10° в течение 16 H

5 0 - 6 0

55—65

25—30

25—40

45—60

20—27

94—102

92—100

120—130

95—100

94—101

110—130

BTl 5 Без термической обработки

70—120 80—150 90—94 91—97

BTl 6 Без термической обработки Закалка с 780° =P =P 10° в воде; ста-рение при 520° С — =£ 10° в течение 12 ч

60—100

35—45

70—120

30—40

8 0 - 9 5

125—135

85—95

107—120

294

щим двойным старением: при 480° С/15 ч и при 560° С/15 мин. После такой обработки получается наи-лучшее сочетание прочности и пластичности, а именно, после сварки, горячей деформации на 30—60% и упроч-няющей термической обработки по указанному режиму аь = 140 кГ/мм2, угол загиба 15 град.

Механические свойства некоторых термически упроч-няемых сплавов после сварки и различной термической обработки, по В. Н. Моисееву и С. Г. Глазунову [51, с. 338], приведены в табл. 32.

XII ХИМИКО-ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА

ТИТАНА И ЕГО СПЛАВОВ

В настоящее время большое внимание уделяется во-просам диффузионного насыщения титана такими эле-ментами, как азот, бор, углерод, кислород, кремний, бе-риллий, алюминий, медь, молибден, хром и др., а также совместному насыщению несколькими элементами (циа-нирование, латунирование и др.)

Эти методы, в зависимости от их особенностей и ха-рактера применения, позволяют повысить износоустойчи-вость и стойкость к налипанию титана при работе в ус-ловиях трения и усталостную прочность, а также улуч-шить его коррозионную стойкость, в частности жаро-стойкость.

Д л я промышленного применения наиболее перспек-тивными являются методы азотирования, цементации и окисления; общим недостатком большинства из них является необходимость длительного нагрева изделий при высокой температуре для получения желаемой глу-бины насыщения, что приводит к росту зерен и ухудше-нию механических свойств сплава.

Скорость диффузионного процесса может быть рас-считана по известному закону Фика:

dm = —D — dSdx, (1) dx

где dm—количество продиффундировавшего вещества за время dx\

D — коэффициент диффузии; dc — — градиент концентрации;

5 — площадь, через которую происходит диффузия.

1 См. обзорную статью П. М. Аржаного [1, с. 187] и гл. III моно-графии [185].

296

Практически более удобными являются формулы X

2 VD ( 2 )

или _£jl =: 1 _ ф ( ± \ (3)

где C0 — концентрация диффундирующего элемента на поверхности;

сх— концентрация диффундирующего элемента на глубине х от поверхности;

D — коэффициент диффузии; т — время.

Выражение Ф \ — J представляет интеграл функ-\ 2V Dx )

ции ошибок (интеграл Гаусса) . Установив экспериментально C0 и сх, можно опреде-

лить коэффициент диффузии D. Зависимость коэффициента диффузии от температу-

ры выражается уравнением

D = D 0 e x p ( — ^ r ) , (4)

где D — коэффициент диффузии, см21сек, см21сутки И т. д.;

D0— параметр уравнения, см2/сек, см21сутки и т. д.; Q — энергия активации (теплота «разрыхления»),

кал/г-атом; R — газовая постоянная, равна 1,987 кал/г-атом\ T— температура, 0K.

После логарифмирования уравнение (4) принимает вид: In D = In D0 — ,

Hl или в десятичных логарифмах:

Ig D = Ig Д) — 0,4343 .

Диаграммы, построенные по этим уравнениям в ко-ординатах I g Z ) — р представляют прямые, тангенс угла

20-670 297

наклона которых к оси абсцисс равен — , а отрезок, от-R

секаемый прямой по оси ординат,—IgD 0 . Ниже , в соответствующих п а р а г р а ф а х , приводятся

подобные диаграммы, построенные экспериментально д л я случаев диффузии различных элементов в титан и некоторые его соединения.

1. АЗОТИРОВАНИЕ

Из всех известных методов химико-термической обра-ботки титана и его сплавов, азотирование, по-видимому, является наиболее перспективным.

По азотированию титана к настоящему времени вы-полнено у ж е большое число работ, однако считать эту проблему практически разрешенной пока еще нельзя.

Главным назначением азотирования является полу-чение твердого поверхностного слоя, обладающего высо-кой износоустойчивостью при работе в условиях трения. Азотирование может служить т а к ж е средством повыше-ния усталостной прочности и коррозионной стойкости деталей.

Из д и а г р а м м ы состояния титан — азот (рис. 200) сле-дует, что азот способен растворяться в p-Ti и, особенно, в значительных количествах в a-Ti. При этом темпера-тура полиморфного превращения a-Ti -> p-Ti повышает-ся и область а расширяется так, что азот является а-ста-билизатором.

Н а ч и н а я с содержания ~ 3 0 % (атомн.) N образует-ся 6 -фаза на основе нитрида титана TiN. В некоторых условиях возникает е -фаза , с о д е р ж а щ а я ~ 2 6 % N и об-р а з у ю щ а я с я в результате перитектоидного превращения a + 6 - ^ e при температуре 1000—1100° С.

По данным [186], TiN имеет гранецентрированную ку-бическую решетку типа NaCl с периодом а = 4,249 +

о + 0,002А. Ф а з а e(Ti 3 N—Ti 4 N) обладает сложной тетра-

O о тональной решеткой с периодами а = 4,92А; с = 5 , 6 1 А ; с/а = 1 , 0 5 [76, с. 312].

Азот резко увеличивает твердость титана (рис. 201); вместе с тем он сильно снижает пластичность и у ж е при 0,2—0,3% (вес.) азота сплав становится практически со-вершенно хрупким.

298

С повышением температуры наблюдается значитель-ное снижение прочности сплавов титана с азотом; любо-бытно, что пластичность при этом резко возрастает на-чиная с —500° С [188].

Нитрид титана TiN обладает высокой твердостью (Hv. =2160 кГ/мм2) и значительной электропроводно-

Азот, % (атомн) Ti S 10 IS 20 25 30' 35 «О

2200

\ 7800 \7725 I то

O 2 О 6 8 IO 12 W IS 18 20 22 20 Азот, % (по массе)

Рис. 200. Дирграмма состояния T l -N (А. Е. Палти и др. [76, с. 312])

Температура, *С

JO

I

О 025 OS 0.75 Г.ОО Элементы внедрения,

Х(атвмн.)

Рис. 201. Зависимость твер-дости иодидного титана от содержания элементов вне-

дрения f 187]: 1 —• азота; 2 — кислорода;

3 — углерода

0.1

0,01

- г г -T-T T T - T -

N > V \ \ "Ч \

JOO

% JO ^

I

/ *

ф

OfiI S S 7 8 Jioy<VH

Рис. 202. Температурная зависи-мость коэффициента диффузии азо-

та я о- и Р-титаие [190, с. 129] 301

стью. Б о л ь ш а я хрупкость мононитрида титана делает его мало перспективным с точки зрения повышения твердо-сти титана при азотировании.

Д и ф ф у з и я азота в титан была исследована в работе [189] в интервале температур 900—1570° С; установлено, что в начальный период скорость диффузии меняется по прямолинейному закону и лишь затем подчиняется па-раболической зависимости. В работе Г„ В. Самсонова и А. П. Эпика [190, с. 129] было показано, что диффузия в a-Ti происходит значительно медленнее, чем в p-Ti (рис. 202). Температурная зависимость коэффициентов диффузии азота в интервале 900—1570° С д л я различных модификаций титана определяется следующими эмпи-рическими уравнениями:

„ о с 1 а _ 2 I 38000 Й= 1400\ , , Dfi = 3 ,5-10 ехр / ^ J см21 сек,

. п 1 а _ 2 ( 45 250 qz 2250 \ , , D a = 1,2 • 10 ехр ^ }см*/сек.

По данным [191], энергия активации реакции азота с a-Ti при ^>800° С равна 45,4 ккал/моль.

Д и ф ф у з и я азота в нитриде TiN протекает еще мед-леннее, чем в a-Ti (рис. 203) [190, с. 129].

Коэффициент диффузии DTIN подчиняется следую-щей температурной зависимости:

Г» ел 1/4-3 / 52 000 Zp 3500 \ 2 ( D t w = 5 ,4-10 ехр ^ — J см^/сек.

З а м е д л е н н а я диффузия азота в нитриде титана на-кладывает большой отпечаток на разработку методов азотирования титановых сплавов.

Первые работы по азотированию титана были прове-дены в 1952—1953 гг. Е. И. Силком [192] и Андреевой с соавторами (см. [49, с. 107]). П о аналогии со сталями азотирование вначале велось в атмосфере аммиака , а т а к ж е в смеси а м м и а к а с азотом. Однако при азоти-ровании в этих средах слой получался хрупким вследст-вие поглощения водорода (наводороживания) [76, с. 540; 193—197; 44, с. 577 и др.]. Попытки последующего ваку-умного отжига титана или титановых сплавов с целью устранения последствий наводороживания приводили к сильному снижению прочности, пластичности и вязко-

300

сти сердцевины вследствие роста зерна; последний про-исходил также и в период самого процесса азотиро-вания.

В опытах Е. И. Силка [192] при оптимальных усло-виях азотирования (в NH3 при 870° С, 16 ч; в N2 при

висимость коэффициента глубину азотированного слоя образцов ти-диффузии азота в нитрид тана, обработанных при 850° С в течение

титана TiN [190, с. 1291 24 ч (П. М. Аржаный, [1. с. 1871)

= 800—1000 кГ/мм2. Большее время выдержки приво-дит к снижению твердости азотированного слоя.

В работе А. Н. Минкевича с сотр. [198] проводилось азотирование чистого титана и сплавов титана с хромом и вольфрамом в аммиаке при температурах 850, 950 и 1050° С. Авторы показали, что получаемая толщина азотированного слоя зависит от расхода аммиака, про-должительности процесса и состава сплава.

Д л я получения максимальной толщины слоя при дан-ной температуре азотирования необходим определен-ный, оптимальный расход аммиака; например, в случае азотирования титана при 800° С в течение 24 ч оптималь-ный расход аммиака составляет 15 см3/мин (рис. 204). С повышением температуры этот расход возрастает.

Интересно, что с увеличением времени выдержки глубина азотирования сначала возрастает, а затем уменьшается (рис. 205). Это было доказано в работах

301

[193, 195, 198 и др.]. С повышением температуры азоти-рования оптимальное вр.емя выдержки, обеспечивающее получение наибольшей глубины азотированного слоя, уменьшается; так, по работе [195] существует следую-щая зависимость между временем и температурой:

Температура, 0C . . . . 760 788 816 Время выдержки, ч . . 150—250 60—90 40—80

Температура, 0C . . . 843 871 899 927 Время выдержки, ч . . 20—30 10—20 2—6 2

0,08

0,06

S С 0,00

I lis

^ 0,02

г I \

V I X1

/ , 2 ч \ J У V

/О

Максимум на кривых рис. 205 объясняется вли-янием водорода [185], расширяющего {3-область. При увеличении времени выдержки в азотирован-ном слое возрастает со-держание водорода, поэ-тому в зонах, прилегаю-щих к сердцевине, а-фа-за превращается в fi-фазу и толщина альфирован-яого слоя уменьшается.

Изменение микротвер-дости по глубине слоя после азотирования в ам-миаке показано на рис. 206, а микроструктура слоя — на рис. 207; на поверхности имеется тон-кая корочка нитрида TiN,

содержащая водород (TiH), а при недостаточной очист-ке от кислорода — TiO.

Светлая широкая зона под ней представляет твердый раствор азота и водорода в титане.

Авторы работы [198] установили, что азотирование ти-тана в аммиаке во много раз увеличивает его сопротив-ляемость износу, однако снижает прочность и пластич-ность, особенно в условиях азотирования при высоких температурах и больших выдержках.

В первых работах А. С. Строева и Е. Н. Новиковой [49, с, 107] и др., проводивших азотирование в средах,

20 зо «о so Продолжительность, ч

Рис. 205, Влияние продолжительно-сти азотирования на глубину азоти-рованного слоя металлокерамиче-ского (/) , литого (2) титана н спла-ва титана с 5% Cr (3); температу-ра 850° С, расход аммиака 15—

2 0 CM3IMUH [ 1 9 8 ]

302

Глубина слоя, мм

Рис. 206. Распределение микротвердости по глубьке азотированного слоя мегаллокерами-ческого ( /) , лиюго (2) титана и сплава тита-на с 5% Cr (3), обработанных при 950° С в те-

чение 3 ч (А. Н. Минкевич, Д. С. Баркая)

Рис. 207. Микроструктура титана, азотиро-ванного при 850° С в течение 24 ч. Х383

(1851

содержащих H2, NH 3 и N2, было, в частности, изучено влияние водорода. Например, в работе [49, с. 107] про-водили азотирование этими газами при температурах 800—IlOO0C в течение 16 ч; газы предварительно очи-щали от Ог и H 2O осушающими веществами, дегазиро-ванной нагретой титановой губкой (при очистке азота и водорода) и порошком меди, нагретым до 650° С (при очистке NH 3 ) .

Рис. 208. Схема установки для азотирования титановых сплавов [100, с. 35): /—баллон с азотом; 2 - • кислородный редуктор; 3— реометр; 4 ~ силикагсль; 5 — фосфорный ангидрид; 6 — печи для очистки азота; 7 —геттер (дегазиро-ванная стружка титана): 8 — горизонтальная печь для азотирования; 9— вер-

тикальная печь для азотирования; 10 — детали и контрольные образцы; 11 — термопара; 12 — контрольная колба (с водой)

Авторы показали, что при насыщении в NH 3 техничес-кого титана, содержание водорода в поверхностном слое достигало 0,18%, т. е. было значительно больше допусти-мого обычного содержания его в титановых сплавах ( С 0,01 % Н ) .

Таким образом, при азотировании титановых сплавов в аммиаке, наряду с азотом диффундирует также водо-род, что резко снижает механические свойства сплавов. При азотировании в среде чистого азота образцы полу-чались менее хрупкими, чем в NH3, однако все ж е значе-ния относительного удлинения и поперечного сужения снижались до — 50%, что является главным образом следствием роста зерна при длительном нагреве, а так-ж е диффузией азота на большую глубину.

В чистом азоте азотирование велось при температу-рах от 800 до 1200° С в течение 10—96 ч при скорости те-

304

чения газа от 0,12 до 0,8 л/мин. Аналогичные исследова-ния были проведены в работе [199]. Лучшие результаты, подтвержденные в работе Е. Н. Новиковой [100, с. 35], были получены при температуре 950° С в течение 30—40 ч при скорости подачи азота 0,12—0,15 л/мин (см. схему установки на рис. 208). Более низкая температура сни-жает скорость диффузии азота, а более высокая — ведет к охрупчиванию как поверхностного слоя, так и сердце-вины. При этом в случае технического титана BTl образу-ется слой глубиной 0,06 мм (без пере-ходной зоны) при поверхностной твер-дости HB — 700— —850 кГ/мм2. Полу-ченный слой хорошо сопротивляется из-носу.

Азотированный слой состоит из не-скольких зон, раз-личающихся окрас-кой и твердостью. Верхняя нитридная зона золотистого цвета имеет толщи-ну порядка десятых или сотых долей мкм\ следую-щая за ней светлая зона толщиной 2—9 мкм об-ладает высокой твердостью (Hv. =1500—2000 кГ/мм2) и резко отделена от верхней. Далее следует зона с по-ниженной твердостью (H v . от 1200 до 700 кГ/мм2) глу-биной 0,02—0,06 мм. В расположенной за ней внутренней переходной зоне наблюдается значительное падение твердости. Ход кривых изменения твердости для двух ре-жимов азотирования представлен на рис. 209.

Насыщение в среде азота при температуре ~ 1000° С позволяет получить твердый, износоустойчивый слой, од-нако глубина его не превышает 0,06 мм. При более вы-сокой температуре азотирования глубина слоя увеличи-вается, но при этом сильно снижаются механические свойства сплавов вследствие интенсивного роста зерен.

Рис. 209. Изменение твердости азотированного слоя по глубине; азотирование в среде азота

при 800° С 10 я (/) и при 900° С 48 ч (2) [49, с. 107]

305

Авторы установили также, что некоторые легирующие элементы оказывают существенное влияние на процесс азотирования титановых сплавов; так, хром и углерод замедляют диффузию азота, а алюминий в этом отноше-нии практически не влияет.

В работе [200] было исследовано азотирование спла-вов ВТ1-Д, ВТ5 и ВТЗ-1 в очищенном азоте. Процесс вели при 930—980° С в течение 24 ч; температура азоти-

9

Рис. 210. Схема установки для азотированИ51 с последующим отжигом в ар-гоне Г2001:

/ — баллоны; 2 — реометры; 3 — силикагель; 4 — печь с медной стружкой; 5 — холодильник; 6 — алюмогель; 7 — фильтр; S — фосфорный ангидрид;

9 — печь с титановой стружкой; 10 — печь для азотирования

рования для каждого сплава была на 10—20 град ниже температуры превращения а ^ р .

Авторы показали, что химический состав сплавов сильно влияет на получаемую глубину диффузионного слоя; алюминий действует в этом отношении положитель-но, а хром затрудняет насыщение азотом. Например, при одинаковых условиях азотирования для сплава ВТ5 (4,5% Al) была получена глубина диффузионного слоя, в 4—5 раз большая, чем для сплава ВТЗ-1 (4,5% Al; 1,5% Cr; 1,5% Mo) . Максимальная глубина азотирован-ного слоя достигала 0,10—0,15 мм, а твердость на по-верхности составляла HRC=56—60. После азотирования проводился отжиг в аргоне (см. схему на рис. 210).

Другие авторы {100, с. 35] рекомендуют после азотиро-вания применять отжиг в вакууме при разрежении

306

З х Ю - 4 мм рт. ст. в течение 2 ч при 800°С. Такой отжиг несколько снижает хрупкость диффузионного слоя и уве-личивает пластичность сплава.

Азотирование титана в чистом азоте было изучено также в работах (201, с. 175; 202—204 и др.].

А. Н. Минкевич и Л. Я. Контер (см. [185]) изучили влияние температуры и времени на глубину азотирован-ного слоя литого титана (рис. 211). Эти авторы по-казали, что расход азота

IS 20 32 Время азотирования, ч

Рис. 211. Зависимость глубины азо-тированного слоя литого титана от продолжительности азотирования

при 950° С (J) и 1050° С. (2) [1851

Рис. 212. Микроструктура металло-керамического титана, азотирован-

ного при 950° С в течение 16 ч. X400 [185]

в широких пределах (от 5 до 75 см31мин) практически не влияет на результаты азотирования.

Азотирование секторов из литого титана позволило в десятки раз повысить их износостойкость по сравнению с неазотированными секторами и в несколько раз по сравнению с секторами из закаленной стали 45 и цемен-тированной стали 20. Вместе с тем азотирование значи-тельно снижает циклическую прочность технического титана (Е. Д . Ципкина [205, с. 314]).

Имеются также работы по азотированию металлоке-рамического титана. Структура в этом случае мало отличается от получаемой для литых или деформирован-ных сплавов (рис. 212). На поверхности возникает тон-хая, нетравящаяся корочка нитридов, за ней следует ши-рокая зона твердого раствора азота в а-титане; между

307

ними иногда наблюдается темная полоса, представляю-щая, вероятно, смесь a+.TisN или Ti3N-I-TiN. Глубинный слой, называемый часто альфированной зоной, содержит небольшое количество азота.

Обобщая результаты опытов по азотированию титана и его сплавов в атмосфере чистого азота при нормаль-ном давлении, прежде всего следует связать кинетику процесса диффузии азота с температурой, условиями хи-мического взаимодействия титана с азотом и влиянием легирующих элементов. Диффузионный слой образуется начиная с 800° С, причем с увеличением температуры скорость процесса и глубина слоя возрастают; вместе с тем слой становится все более твердым и менее пластич-ным. При температурах азотирования выше 950° С слой становится очень хрупким, поэтому такая температура может считаться предельно допустимой.

При температурах 800—1200° С скорость роста диф-фузионного слоя уменьшается со временем по параболи-ческому закону, причем для каждой температуры можно определить время до практического прекращения роста слоя: например, при 900° С это время составляет 25—30 ч.

Замедление роста диффузионного слоя является ре-зультатом образования нитридной фазы, в которой коэф-фициент диффузии азота более чем на порядок меньше, чем в чистом титане, и уменьшается с увеличением кон-центрации азота [189].

Легирующие элементы влияют на глубину диффузи-онной зоны; в табл. 33, по Е. Н. Новиковой [12, с. 132], даны значения полной глубины слоя и поверхностной твердости для различных сплавов после азотирования

Т а б л и ц а 33 Влияние состава титановых сплавов на глубину азотирования

и твердость азотированного слоя [12, с. 132]

Марка сплава

Полная глу-бина азоти-

рованного слоя, MM

HV (P=5 кг), кГ/мм'

Марка сплава .

Полная глу-бина азоти-

рованного слоя, MM

HV (P=5 кг) кГ/мм1

BTl ВТЗ-1 ВТ5 ВТ4

0,06—0,08 0,04—0,05 0,08—0,1 0,10—0,12

7 5 0 - 8 5 0 700—750 750—800 8 0 0 - 9 0 0

BT8 ВТ10 ВТ14

0,12—0,14 0,10—0 ,12 0,14—0,16

700—750 700-750 750-850

308

при 950° С в течение 30 ч и скорости подачи азота 0,2— 0,3 л! мин. Следует добавить, что образующаяся на по-верхности нитридная зона имеет толщину порядка 15— 20 мкм, является очень хрупкой и легко выкрашивается. Толщина всего азотированного слоя не превышает 0,14— 0,16 мм, что в ряде случаев совершенно недостаточно.

О 20 VO 60 80 WO /20 >10 Продолжительность мам

Рис. 213. Влияние давления азота на привес об-разцов в зависимости от продолжительности вы-

держки при 800° С [207]: 1 — 0,076 см\ 2 — 0,15 см- 3 — 7,6 см\ 4 — 0,76 см

Поскольку азотирование в чистом азоте при нормаль-ном давлении не позволяет получить достаточно глубо-кий упрочненный слой и связано с образованием нитрид-ной корочки, препятствующей диффузии азота, был про-веден ряд работ по азотированию титана и его сплавов в смеси азота с аргоном, т. е. при пониженном парциаль-ном давлении азота (от 0,005 до 0,04 от). При этом в по-верхностном слое нитрид TiN не образуется и потому об-легчается диффузия азота вглубь [206—208].

Влияние давления азота на привес при азотировании, по данным работы [207], показано на рис. 213.

А. В. Смирнов и А. Д. Начинков1 [206; 208; 210; 209, с. 3 и др.] показали, что применение азота высокой чисто-ты при его пониженном парциальном давлении практиче-ски исключает образование хрупкой нитридной корочки, увеличивает глубину проникновения азота и позволяет получить более равномерное распределение содержания

1 Н а ч и н к о в А. Д . Автореферат диссертации. Ленинград , 1961.

309

азота и твердости по глубине азотированного слоя. На рис. 214, по данным [208], приведена схема установки для азотирования в смеси азота и аргона.

В работе [210] было исследовано азотирование по это-му методу ряда двойных сплавов титана с алюминием

Рис. 214. Схема установки для азотирования в смеси азота с аргоном |208]:

1 — баллон с азотом; 2 — баллон с аргоном; 3 — измеритель скорости потока; 4 — склянка Тищеико с аскаритом; 5 — печь с медной стружкой; 6 — поденциометр; 7 — печь с титановой стружкой; 8 — сосуд с алюминием; 9 — сосуд с CaCI2; 10 — ра-

бочая печь; 11 — барботер; 12 — образцы

ем (0,66—1,62% Si) , оловом (0,86—1,58% Sn) и цирко-нием (0,92—4,94% Zr), а также тройного сплава титана с 2% Al и 2,5% Zr.

Азотирование велось в смеси очищенных азота и ар-гона при температуре 850° С; эта температура была выб-рана в соответствии с данными работ [195 и 47], из ко-торых следует, что азотирование целесообразно вести в а-области для уменьшения необратимого роста зерна, развивающегося при переходе в р-область.

Время выдержки составляло 24 ч; при большем вре-мени появлялась нитридная корочка, а твердость прак-тически не менялась. Выбирали различное парциальное давление азота, причем оказалось, что при насыщении до 0,5% N поверхностный слой состоял из твердого рзс-

310V

твора азота в a-Ti с включениями TiN, постепенно пере-ходящего в чистый твердый раствор, а при содержании >0,5% N на поверхности возникала корочка нитридов TiN+TiNx.

На рис. 215 показано изменение твердости по глубине азотированного слоя для некоторых из этих сплавов с

то

\юоо

„ 800 \

600

1 I 400 I гоо

О 0,02 0,00 0.06 0,08 OJ OJ2 0.10 Расстояние от поверхности, мм

Рис. 215. Распределение микротвердости по глубине азотирован-ного слоя образцов из сплавов титана, азотированных при 850° С в течение 24 ч при парциальном давлении азота 0,005 ата [210]: 1 - 5% Al; 2 - 4,94% Zr; 3 — 6,54% Mn; 4 — 1,62% Si; 5 — 1,58% Sn;

6 - 2% А] + 2,5% Zr

предельным содержанием легирующих элементов. Оказа-лось, что легирование титана алюминием и цирконием увеличивает глубину проникновения азота, в то время как кремний, олово и марганец уменьшают ее.

В связи с этим следует отметить, что по данным ра-боты [198], в двойных сплавах титана вольфрам умень-шает глубину азотированного слоя, а хром ее увеличива-ет и способствует образованию на поверхности очень твердых и хрупких слоев.

Интересно, что в соответствии с термодинамическими данными, образование нитрида циркония ZrN более веро-ятно, чем нитридов TiN и TiNx; образующийся нитрид циркония может способствовать упрочнению азотирован-ного слоя за счет дисперсионного твердения [210].

ОPV

/

л W \\ и МЛ 3\

1 \\\

ш ч/ 3

• • —I —•—(

F s

311V

В цитируемой работе показано также, что при азоти-ровании не происходит ухудшения чистоты поверхности детали; до азотирования рекомендуется обкатка поверх-ности валиков роликами или шариками до 8—10 клас-сов чистоты. После азотирования наблюдается некото-рое увеличение размеров изделия. Например, валик диа-метром 2,5 мм после азотирования при 850° С в течение 8 ч (при парциальном давлении азота, равном 0,01 ати) становится толще на 2—3 мкм. Таким образом, можно без шлифовки достигать больших значений твердости (Я,х =1200—1500 кГ/мм2) и высокой износоустойчивости поверхности.

Метод азотирования при малом парциальном давле-нии азота был успешно применен в целях поверхностного упрочнения кернов для электроизмерительных приборов, изготовленных из технического титана BTI [210]. По сравнению с другими материалами (закаленная сталь У12, сплав кобальта с 25% W, сплав иридия с 30% Os) азотированный титан отличался большей стойкостью в условиях истирания и наилучшей коррозионной стой-костью, однако обладал пониженной ударной сопротив-ляемостью.

Изучение механизма азотирования титана и его спла-вов в смеси азота с аргоном показало, что в этом про-цессе, как и в случае азотирования в азоте при нормаль-ном давлении, происходит реактивная диффузия, т. е. образование нитридов TiN и TiNx, однако последние за-тем успевают рассасываться с образованием твердого раствора азота в а-титане. Вследствие этого практически слой свободных нитридов в структуре отсутствует, глу-бина насыщения возрастает и распределение азота в азо-тированном слое получается более равномерным.

Другой путь улучшения качества азотирования слоя состоит в применении разреженного азота. Положитель-ное влияние разрежения азота было показано еще в ра-ботах [207 и 211]. Систематическая работа в этом направ-лении была проведена Е. Н. Новиковой [12, с. 132]. В ра-боте было исследовано азотирование сплавов BTl, ВТЗ-1, ВТ4 и ВТ5, а также некоторых тройных сплавов Ti—Al— Mo (Sn, Cu). Схема установки приведена на рис. 216. Азотирование велось преимущественно при 970° С и дав-лении азота от нормального до 3-10~2 мм рт. ст. при расходе азота —0,3 л/мин (и меньшем).

312V

Автором было показано, что при сохранении всех по-ложительных характеристик, получаемых в условиях азо-тирования при нормальном давлении (хорошая сопро-тивляемость износу, высокие механические свойства ма-териала сердцевины), ведение процесса в разреженной атмосфере азота позволяет получить значительно боль-шую глубину азотированного слоя и в несколько раз уменьшить толщину хрупкой нит-ридной зоны. Так, при снижении давления до 1 мм рт. ст. для сплавов ВТ5, Ti4,98 Al 0,7 Sn и Ti4,93Al 1,15Cu глубина слоя уве-личилась в 2,5 раза, а толщина нитридной зоны уменьшилась от 4—7 до 1—2 мкм. Оптимальные режимы азотирования в разре-женном азоте нужно выбирать

0 0.2 0.0 OS OS 10 Расстояние от края образца, мм

Рис. 218. Изменение микротвердости сплава BT4 по глубине слоев:

1 — карбидизированный образец; 2 — азотированный образец [214, с. 109]

Рис. 219. Схема установки для ионного азотирования в тлею-щем разряде (пунктиром пока-

зан блок электропитания) (Ю. К. Егорова, Н. И. Сысков): 1 — герметизированный контей-нер; 2 — трансформатор; 3 — вы-прямители; 4— конденсаторы; 5 — дроссель; 6 — постоянное со-противление; 7—образец (ка-тод): 8—анод; 9— баллон с азотом: 10 — осушитель; 11 — на-

сос; 12 — манометр

в зависимости от состава сплавов. Структура азотиро-ванного по этому методу образца из сплава ВТ5 показа-на на рис. 217.

Для быстрого азотирования титановых сплавов может быть успешно применен метод индукционного нагрева токами высокой частоты [212; 213; 214, с. 109]. Этот ме-тод позволяет сохранять высокие механические свойства сердцевины азотированной детали, которые заметно снп-

314V

жаются в обычных условиях азотирования из-за роста зерна, происходящего при длительном, до 24 ч, нагреве.

В работе Ю. В". Грдины, Л. Т. Гордеевой и Л. Г. Ти-монцной [214, с. 109] азотированию в условиях нагрева токами высокой частоты (ТВЧ) подвергали сплавы ВТ4 и ВТ6; вместо аммиака применяли чистый азот, что ис-ключало наводороживание. Давление азота поддержива-ли равным 40—50 мм вод. ст.\ нагрев был прерывистым, до 800—IOOO0C на поверхности; время азотирования со-ставляло от б до 20 мин. Изменение микротвердости по глубине показано на рис. 218. Максимальная твердость Hv. =2000 кГ/мм2.

Принципиально новым и, видимо, перспективным методом поверхностного насыщения титана и его спла-вов азотом является и о н н о е а з о т и р о в а н и е . В этом случае активный перенос ионов азота из газовой среды, содержащей азот, осуществляется с помощью возбуж-даемого специальным генератором тлеющего разряда между деталью (катод) и анодом (рис. 219).

Предварительные опыты показали, что при ионном азотировании возможно получение упрочненных слоев с твердостью Hv. ~ 1.500 кГ/мм2 (после снятия корочки ни-тридов). При этом методе привес, по сравнению с обыч-ным азотированием, увеличен, что указывает на боль-

Рис. 220. Влияние температуры на привес образ-цов из технического титана BTl:

I — обычное азотирование (8 « в среде азота) [200]; 2 — ионное азотирование (4 ч в среде азота)

по данным Ю. К. Егоровой и Н. И. Сыскова

315V

шую скорость процесса (рис. 220). Структура техниче-ского титана BTl после ионного азотирования при 850° С в течение 24 ч показана на рис. 221.

Азотирование сильно повышает сопротивляемость истиранию; на рис. 222 показаны сравнительные кривые

испытания вращающихся азо-тированных образцов в паре с неподвижным роликом из за-каленной стали У12А (HRC =

м ' . л .

Рис. 221. Микроструктура техни-ческого титана BTl после ион-ного азотирования в азоте при

850° С в течение 24 ч. Х500 (Ю. к. Егорова и Н. И. Сысков)

I 1 * •Ч

S

! •5Э

0,5

О

-0,5

-!,О

-1,5 -2.0

-2,5

? 4 3

1 Л \ У 2

\ \ I

Л I

u Число оборота8

- J I I L О OO 80 120 160 200 200 Длительность испытания, мин

Рис. 222. Испытание азотированных образцов из сплава ВТ6 на истира-

ние 1214, с. 109]: 1 — сырой образец; 2 — азотирова-ние 10 мин; 3— азотирование 15 мин

= 45—50) в условиях сухого трения при 220 об)мин и нагрузке 75 кГ.

Жаростойкость при азотировании также возрастает (рис. 223); кривые даны для нагревания на воздухе при 1000°С (толщина азотированного слоя 30 мкм). Сопо-ставляя приведенные выше данные, можно заключить, что в настоящее время одним из наиболее разработанных методов азотирования титана и его сплавов следует счи-тать их обработку в атмосфере чистого азота при тем-пературе 850—950° С. Глубина азотированного слоя со-ставляет в случае технического титана 0,06—0,08 мм\ при наличии в составе сплава алюминия (до 3%) и циркония (до 5%) скорость диффузии возрастает и глубина насы-

316V

щения азотом Может быть увеличена до 0,2—0,3 мм. Обычно структура поверхностного слоя в этих случаях состоит из тонкой корочки нитридов и твердого раствора азота в а-растворе (рис. 224).

Температура азотирования может быть значительно снижена при азотировании титановых сплавов в смеси аргона и азота (100: 1) или в разреженном азоте при давлении 1—0,1 мм рт. ст. В этих случаях исключается образова-ние хрупкой нитридной корочки и увеличивает-ся глубина азотиро-ванного слоя; напри-мер, для некоторых сплавов за 20 ч азоти-рования в разрежен-ном азоте при 940°С глубина слоя доходит до 0,2 мм.

Для быстрого полу-чения тонких азотиро-ванных слоев, хорошо сопротивляющихся истиранию и окислению при высоких температурах, эффективно при-менение индукционного нагрева токами высокой частоты.

Азотированию подвергают некоторые малонагружен-ные детали, работающие в условиях трения, например, ВТУЛКИ, поршни, зубчатые колеса, золотниковые пары и т.п. ([215, с. 17] и др.).

Например, в работе [216] показана целесообразность азотирования зубчатых колес, изготовленных из сплава ВТ14. Авторы проводили азотирование роликов из этого сплава и готовых зубчатых колес. Ролики азотировались в токе очищенного азота при 920° С в течение 30 ч при расходе газа 0,3—0,4 л/мин. Часть роликов подвергалась термической обработке, состоявшей в закалке в воде с 860° С и последующем старении при 500° С в течение 16 ч. Полученная при этом микроструктура показана на рис. 225. Азотированный слой состоит из верхней белой зоны нитридов, толщиной 4—20 мкм, со средней твер-достью Я,* = 1500 кГ/мм2 и основной зоны — твердого раствора элементов в а-титане — заметной в форме свет-лых образований в структуре двухфазной основы.

I

P

-о,и

5 1

It §

* * V j \ M \ V i к , I I

к ч

о го m 2S0 Продолжительность, мин

Рис. 223. Жаростойкость азотированно-го титана при IOOO0C [214, с. 109]:

1 — сырые образцы; 2 — азотированные образцы

317V

Зубчатые колеса азотировались при 900°С в течение 24 ч и также подвергались аналогичной термической об-работке.

Распределение твердости по глубине для обоих слу-чаев показано на рис. 226. После азотирования зубчатые колеса подвергались притирке с применением пасты ГОИ, содержащей карбид кремния, с добавкой 5% син-

J поо\— ГТ^ТТИ ГI И И I-U-^ 900

I

t I SOO

I $ 300

Рис. 226. Распределение микротвердости по глубине азотированного слоя роликов (а) и зубчатых колес (б) [216]:

J — азотирование при 920° C 30 ч; 2 — азотирование при 900° C 24 ч; Я — термическая обработка после азотирования

тетического алмазного порошка СА6. При этом удалялся наружный слой нитрида титана. Опытные зубчатые коле-са после азотирования испытывали на износ в условиях переменного нагружения на базе IO7 циклов. Эти испыта-ния доказали высокую работоспособность и долговеч-шэсть азотированных зубчатых колес из сплава ВТ14. Авторы указывают, что применение метода азотирования позволяет почти в два раза снизить вес колес и исключа-ет необходимость применения по отношению к ним трудо-емких антикоррозионных операций.

В заключение следует упомянуть об опытах по азоти-рованию поршкообразного титана [217], представляющих интерес с точки зрения методики введения азота в тита-новые сплавы.

2. ЦЕМЕНТАЦИЯ (КАРБИДИЗАЦИЯ)

Из диаграммы состояния сплавов Ti—С (рис. 227) следует, что в этой системе на основе соединения TiC образуется б-карбид, имеющий широкую область гомо-

-А —

а

к > —

S 3

I

ъ

S

4 I

У

-N -О- г»

0.02 006 OW OW OW 0,22 0,26 0,02 OOS OJO OJO OJS 0,22 0.2S Расстояние от по6ерхности,мм

319V

генности. Предельная растворимость углерода в a-Ti ме-няется от 0,2% (вес.) при 400° С до 0,48% при перитекто-идной температуре (920°С). В p-Ti растворимость угле-

3200

2800

2000

Углерод, 'А(атонн) 5 h7 15 20 25 30 35 OO 05 50

\2000 § Ti S. 1500 I $ /200

0./5 800

ООО

I I I i i i

ж I \ m

^ ^flOO' У

/

/ ж+д 1750^20°с /

I \ m

^ ^flOO' У

/

/ 10,8

Г

&(пар5иды)

920'*-3'С \ j 0,08 га ' I i i

a+S I I I I I I I I

\ I I \i I I I I I

О 6 8 W 12 W /6 18 20 Углерод, % (по массе)

Рис. 227. Часть диаграммы состояния сплавов титан-углеоод (И Кадофф, И. Г1. Нильсен [48, с. 248])

гоо ооо Температура, 'С

200 ООО Температура, 'С

Рис. 228. Механические свойства сплавов титана с углеродом при повы-шенных температурах [188]:

• — 0,1% (атомн.) С; • — 0,4% С; Д - 0 , 8 % С

рода увеличивается от 0,15% при 920°С до 0,8% при эвтектической температуре (1750°С).

Карбид титана TiC кристаллизуется в кубической ре-шетке типа NaCl и при стехиометрическом составе име-

O ет а=4 ,3316А, а плотность 4,94 г/см3\ он обладает высо-

320V

кой твердостью (HV = 3200 кГ/мм2), большой электро-и теплопроводностью; при уменьшении содержания угле-рода в б-карбиде до ~ 11% (вес) твердость линейно па-дает до HV= 1650 кГ/мм2.

С увеличением содержания углерода показатели проч-ности титановых сплавов растут, а их пластичность пада-ет. Хрупкость особенно возрастает с появлением струк-турно свободного TiC. Характер изменения механических свойств сплавов Ti—С с повышением температуры по-казан на рис. 228; наблюдается большое сходство с влия-нием азота (стр. 299). Значение энергии активации рав-ное 33000±5950 кал/моль и уравнение диффузии угле-рода в титан

были найдены в работе [218]. Это уравнение авторы вы-вели на основании собственных экспериментальных ис-следований, используя методику расчетов, описанную в работах [219 и 220].

В работе [219] было установлено, что для углерода значения энергии активации при диффузии в титан выше, чем для бора. Г. В. Самсонов и А. П. Эпик [218] объясня-ют это тем, что в случае реакционной диффузии неметал-лов в титан определяющим является не размерный фак-тор, а ионизационный потенциал диффундирующего эле-мента; последний равен для углерода 11,24 эв, а для бора

8,28 эв. С понижением ионизационного потенциала атома неметалла процесс реакционной диффузии в переходный металл облегчается.

Определение коэффициента диффузии в карбид тита-на было выполнено в работе А. Н. Минкевича и А. В. Щер-бединской [185]. Авторы проводили цементацию при 900— 1200° С в вакууме, в смеси активированного угля и ВаСОз, содержащего радиоактивный углерод, и изучали распределение концентрации углерода по глубине кар-бидного слоя методом послойного радиометрического анализа. Д л я определения коэффициента диффузии по концентрационным кривым авторы использовали методи-ку, описанную в работе [221].

Коэффициент диффузии оказался равным

21—670 321

По другому методу авторы получали сначала слой TiC с использованием BaCO3, не содержащего радиоак-тивный углерод. Продолжительность насыщения выби-рали с таким расчетом, чтобы зона проникновения радио-активного углерода была значительно меньше толщины карбидного слоя.

Коэффициент диффузии углерода в карбид титана, рассчитанный с применением уравнения Фика для слу-чая диффузии в однородной среде из постоянного источ-ника, оказался близким найденному по первому методу.

В работе [222] энергия активации была найдена рав-ной 83000 кал/г-атом.

Цементации титана и его сплавов посвящено много работ. В одном из первых исследований А. И. Треста и др. [76, с. 257] титан цементировался в смеси аргона с 0,05—5,0% окиси углерода, пропана или метана. При содержании в смеси 5% СО наружный слой достигал 10 мкм, далее следовала зона твердого раствора кисло-рода в a-Ti.

Обработка в смеси аргона с пропаном или метаном приводила к наводороживанию, что резко снижало пла-стичность титана.

Толщина карбидного слоя в этих случаях оказалась еще меньшей. Карбидные слои толщиной менее 7,5 мкм имели высокую микротвердость (Hv, = 1500 кГ/мм2) и зна-чительную износоустойчивость; более толстые слои ока-зались весьма хрупкими.

Применение в качестве карбюризатора древесного уг-ля (К. Бунгардт и К- Рюдингер [44, с. 577]) позволило получить более глубокие диффузионные слои, чем при азотировании. Распределение твердости по глубине слоя в этом случае показано на рис. 229. Микроструктура диффузионного слоя состояла в наружной части из кар-бида титана, за которым следовал твердый раствор с пе-ременной концентрацией углерода.

При этом методе поверхностный слой титана насыща-ется не только углеродом, но и кислородом и, возможно, азотом и водородом: поэтому в результате цементации возрастают хрупкость как сердцевины, так и диффузион-ного слоя. Однако уменьшение прочности после диффу-зионного насыщения углерода значительно меньше, чем при азотировании. Кроме того, цементация в твердом карбюризаторе позволяет получать очень высокие по-

322V

верхностную твердость (до Hv. =3200 кГ/мм2) и изно-соустойчивость.

Влияние температуры и времени науглероживания на глубину слоя и свойства материала после обработки при-ведены в табл. 34.

Рис. 229. Изменение микротвердости по глубине диффузионного слоя титана, обработанного в порошке древесного угля при 850° С (а)

и 900° C (б) [44, с. 577]: / — 8 ч; 2 — 16 ч; 3 - 2 4 ч; 4 — 48 ч

Т а б л и ц а 34 Влияние температуры и продолжительности цементации титана

древесным углем на глубину диффузионного слоя и механические свойства цементированных образцов [44, с. 577]

« о а? • 3 Твердость Твердость Твердость Предел а » W на по- на глуби- на глуби- прочности <= M Я верхности не 100 мкм не 200 мкм при ра- £<о S о. HV, HV, HV, стяжении Ь t- CQ U о КГ/МАIa . кГ/мм* кГ/мм3 Qfol кГ/мм% >>«

8 106 1500 640 250 46,4 30,8 16 86 3200 550 355 40 ,3 20,0 24 85 3200 575 430 41 ,3 12,5 48 140 3200 705 540 46,4 10,8

8 183 1500 880 540 44,4 19,5 900 16 143 1500 720 490 41 ,3 6 , 0

48 157 1500 760 555 49 ,6 8 , 0

8 87 3200 585 405 45,8 6 , 0 QCrt 16 88 3200 530 460 40,7 —

24 172 3200 740 545 41,8 6 , 0 48 205 3200 760 605 25,5 4 , 0

21* 3 2 3

В опытах по цементации технического титана BTl в смеси угля и графита [206] при температуре 950° С за 4 ч был получен карбидный слой толщиной до 0,02 мм с ми-кротвердостью H,,. = 1 2 9 0 кГ/мм2.

По данным этой работы, для получения качественно-го цементированного слоя науглероживание из твердой фазы следует вести в вакууме, а из газовой — в среде инертного газа, содержащего точно дозированные коли-чества цементирующего газа.

В работе [219] науглероживание проводилось в про-каленной ламповой саже, в защитной атмосфере очищен-ного водорода. За 2 ч на образцах образовался пори-стый, отслаивающийся слой, состоящий в основном из карбида TiC.

По данным одного патента \ оптимальными условия-ми науглероживания титана является его обработка в га-зовой смеси, содержащей аргон и 0,8% пропана при тем-пературе 930—980° С и скорости потока ~ 1 1 см3/мин на каждые 100 см2 поверхности. Такой режим после охлаж-дения изделий в инертной среде обеспечивает получение твердого (твердость по Кнупу 1200—1500) карбидного поверхностного слоя, обладающего хорошей сцепляе-мостью с основным материалом и высоким сопротивле-нием износу.

Т а б л и ц а 35 Влияние температуры и продолжительности карбидизации

на толщину слоя и микротвердость поверхности науглероженного титана

Температура цемен-тации, 0C Время, ч Общая толщина

слоя, мкм Микротвердость на

поверхности Яр., кГ/мм?

900 1 2 4

18 35 60

1140—1300

) 1000

1 2 4

50 60 85

1140—1300

)

1200 — __ 1820—2000

1300 — — 2600—2780

1 Патент (США), № 2892743, 1959, 324V

Структура поверхностного слоя состоит из карбида титана с дефектом по углероду (8—12% С).

Результаты науглероживания титана ламповой сажей в атмосфере водорода, по данным работы [190, с. 129], приведены в табл. 35.

Микроструктура карбидного слоя на титане после карбидизации при 1200° С в течение 1 ч показана на рис. 230.

Авторы установили, что карбидные слои на титане, полученные при 900—IOOO0C и выдер-жке 1—8 ч, отличают-ся плотностью, отсутст-вием трещин и хоро-шей сцепляемостыо с, основным материалом. При более высокой температуре карбиди-зации (1100—1300° С) твердость растет, но сцепление ухудшается, возрастает хрупкость и появляются трещины.

Увеличение твердости карбида титана при повыше-нии температуры карбидизации объясняется увеличением содержания углерода в фазе на основе TiC, обладающей широкой областью гомогенности.

В работах [213 и 214, с. 109] проведены опыты по карбидизации титановых сплавов ВТ4 и ВТ6 в усло-виях индукционного нагрева токами высокой частоты. Авторы указывают, что при обычных методах карбидиза-ции твердым карбюризатором в поверхностном слое на-ряду с TiC всегда образуется двуокись титана ТЮг, уве-личивающая хрупкость слоя, что подтверждается рабо-той [76, с. 257].

Поэтому в работе применяли защитную гелиевую ат-мосферу. Образцы покрывали по методу распыления па-стой из серебристого графита и связующего компонента. Нагрев был прерывистым, до температур 850—IlOO0C на поверхности образцов. Через 15 мин на образцах был получен слой глубиной 0,25 мм (см. рис. 218), с твер-достью HV-1780 кГ/мм2. Испытания на износ (рис.231)

325V

показали, что наибольшей стойкостью в течение 4 ч об-ладали образцы, карбидизированные в течение 15 мин.

Более тонкие и более толстые слои показали мень-шую износоустойчивость, что согласуется с данными ра-боты [206].

Данный метод исключает окисление и охрупчивание, возникающее вследствие образования нитридов и гидри-дов при некоторых других способах карбидизации ти-тана.

Некоторые свойства диффузионных карбидных и бо-ридных покрытий на титане были исследованы в работе А. П. Эпика и др. [214, с. 127]. Авторы показали, что кар-бидизация существенно повышает сопротивляемость из-носу (табл. 36).

Т а б л и ц а 36 Результаты испытания на износ титановых сплавов

Материал Диаметр образца,

CM

Площадь истирае-мой по-верхно-сти, СМ?

Весовой износ, г

Объемный износ,

MM3

Линейный износ, MM

Исходный . . . . 0,186 0,0270 0,0150 3,400 1,250 Карбидизирован-ный 0,190 0,0830 0,0017 0,400 0,140 Борированный . . 0,188 0,2780 0,0008 0,190 0,068

Окалиностойкость цементированных титановых образ-цов также возрастает (рис. 232).

Т а б л и ц а 37 Результаты коррозионных испытаний карбидизированного

и борированного титана в различных средах (вес до и после испытаний, убыль веса, г) [214, с. 127]

Условия испытания

Среда кипячение 2 ч на холоду, 1 месяц

Среда цементи-рованный

бориро-ванный

цементи-рованный

бориро-ванный

HNO3 концентрированная 1,6779 1,6752 0,0027*

1,8316 1,8065 0,0251

0,5855 0,5754 0,0101

0,5302 0,5042 0,0260

22* 327

Испытания на коррозию цементированных образцов в кислотах и щелочах при кипячении и на холоду (табл. 37) показали, что они обладают особенно высокой стойкостью к действию азотной кислоты, фосфорной кислоты (на холоду) и щелочам.

В заключение следует отметить, что хотя некоторые авторы [51, с. 428] отмечают невозможность получения удовлетворительных карбидизированных слоев при при-менении существующих методов науглероживания, од-

I 800

% SOO

1 ЬООО

I •§ 200

Л I

\ / г ч Ч

I

S 1

< • -•°roi •

? о

0,05 OJ 0.15 0.2 0.15 Глубина диффузионного слоя, мы

0.3

Рис. 233. Распределение микротвердости по глубине диффузионного слоя титанового сплава, цианирован-нсго при 950° С в течение 3 ч и затем охлажденного

в масле (кривая /) и на воздухе (кривая 2) (А. Н. Минкевич, В. Ф. Никонов)

нако данные, полученные в рассмотренных выше работах, позволяют предполагать возможность практического внедрения метода цементации для повышения износоус-тойчивости и коррозионной стойкости деталей из титана и его сплавов.

3. ЦИАНИРОВАНИЕ

А. И. Греет и др. [76, с. 257] проводили цианирование титана в жидких ваннах, содержащих 30—100% NaCN; цианированный слой имел твердость 550—650 по Кнупу и, по-видимому, представлял твердый раствор азота в a-Ti.

В работе А. Н. Минкевича [185] цианирование велось при 950°С в ванне, содержащей 5,5% NaCN, 35% BaCl2 ,

329V

25% ИаС1 и 33% ВаС0 3 в течение 3 ч с последующим охлаждением на воздухе. Ввиду большого сходства по-лученной иглообразной структуры диффузионного слоя со структурой окисленного титана автор полагает, что в данных условиях цианирования основным процессом яв-ляется окисление и лишь в некоторой степени поверхно-стный слой насыщается азотом и углеродом. Это под-тверждается значениями микротвердости, распределение которой по глубине диффузионного слоя для различных условий охлаждения приведено на рис. 233.

4. БОРИРОВЛНИЕ

Диаграмма состояния титана — бор, по данным рабо-ты А. Е. Палти [76, с. 312], дана на рис. 234. Раствори-мость бора в а-И и р-И до —1300° С не превышает 0,05% (вес.). В, а при эвтектической температуре (1675°С) со-ставляет около 0,1%.

В системе имеется несколько боридов, из которых наибольший интерес представляют ТЧВ и Т1В2. Борид И В кристаллизуется, по-видимому, в ромбической ре-

о шетке типа В27 с периодами а = 6,12; 6 = 3,06; С = 4,56А, обладает высокой температурой образования ( ~ 2060° С), имеет большие твердость (Нр. =2700—2800 кГ/мм2) и хи-мическую стойкость. Плотность его равна 5,0 г/см3; об-ласть гомогенности на диаграмме очень узкая.

Борид Т1В2 кристаллизуется в гексагональной решет-о о

ке типа С32, имеет параметры: а = 3,030А, с = 3,227А,

330

cja= 1,065. Микротвердость TiB2 H1, = 3300—3700 кГ/мм!

(по данным различных авторов). Диффузионные параметры при диффузии бора в ти-

тан имеют следующие значения [218]: энергия активации = 30600±7800 кал/моль-, уравнение диффузии

D = 8,9 • Ю - 5 ехр - ^ j см21сек.

Изучая механизм диффузии неметаллов в переход-ные металлы IVA—VIA групп периодической системы, Г. В. Самсонов и В. П. Латышева [219] показали, что при этом недостроенные rf-уровни металлических атомов «заполняются» валентными электронами неметаллов. Ав-торы полагают, что возможность диффузии облегчается с уменьшением числа (п) электронов на J-уровне пере-ходного металла и с понижением его главного квантового числа (N), т .е . с увеличением отношения — , названно-

Nit го ими критерием акцепторной способности d-электрон-ных оболочек.

Действительно, в случае титана, отношение — ( 0 , 1 7 6 ) Nn

больше, чем для многих других металлов (Zr, Nb, Та, Mo, W), а энергия активации, соответственно, наимень-шая.

Кинетические кривые увеличения веса образцов и тол-щины борированных слоев имеют параболический харак-тер (рис. 235), что типично для процессов реакционной диффузии. Такой ход кривых свидетельствует о высокой сплошности диффузионных слоев и о преимущественной диффузии атомов бора через решетку образующейся но-вой фазы в металл [223, 224].

Процесс борирования ти-тана был изучен в различ-ных средах.

В работе [193] проводи-лось электролитическое бо-рирование титана и его сплавов в расплавленной бу-ре (Na2B4O7-IOH2O). При этом методе на катоде (де-

Рис. 235. Кривая изменения толщи-ны диффузионного слоя при бори-ровании титана (температура бори-

рования 1200° С) Г218]

331V

таль) осаждаются ионы бора, диффундирующие в глубь изделия. Анодами служат, обычно, графитовые элект-роды.

После двухчасовой обработки при 848° С средняя глу? бина диффузионного слоя составляла 10 мкм при HV = = 1472 кГ/мм2 на поверхности; при 954° С соответствен-но глубина равна 30 мкм, a HV = 1033 кГ1мм2.

Борированные слои получались хрупкими вследствие наводороживания; структура их, по данным рентгенов-ского анализа, состояла из борида TiB2. Аналогичные результаты были получены в работе П. М. Аржаного [49, с. 82].

Обладая высокой поверхностной твердостью, бориро-ванные образцы проявили также большую износоустой-чивость.

Борирование титана в смеси аморфного бора и 3% NH4Cl [219] показало, что наружный слой образцов со-стоит в' основном из TiB2; по данным этой работы, обра-зующиеся диффузионные слои пористы и легко отслаива-ются от основного материала.

Разностороннее исследование процессов борирования двойных сплавов титана с 0,5% W и 5% Cr, а также тех-нического титана BTl было проведено в работе [225]. Авторы установили, что при электролизном борировании в расплавленной буре можно получать равномерные слои, глубиной 25—30 мкм, с микротвердостью более H^ =2500. кГ/мм2. После 3-ч борирования при IOOO0C со-держание бора в этих слоях доходило до 20% (вес.), что близко соответствует составу моноборида TiB (18,4% В).

Авторы указывают на трудность получения этим ме-тодом удовлетворительных боридных слоев, так как пос-ледние образуются лишь при больших плотностях тока (1,0—2,5 а/см2), когда происходит сильное растворение титана, приводящее к неравномерной толщине боридного слоя.

Под боридным слоем расположена зона твердого рас-твора на основе a-Ti; в этом растворе содержится ки-слород. При плотностях тока менее 2,5—3,0 а/см2 и более низкой температуре ведения процесса бориды вообще не образуются и на поверхности возникает только тонкий слой твердого раствора, насыщенного кислородом [215, с. 136]. При борировании титана в порошках аморфного бора или карбида бора в вакууме (Ю -3—10~4 мм рт. ст.)

332V

глубина слоя составляла 10—20 мкм, а поверхностная твердость сильно зависела от температуры ведения про-цесса; при IOOO0C Hy = 1200—1600 кГ/мм2, при 1150°С Я а « 2 1 0 0 кГ/мм2-, при 1200° С Я, = 2 4 0 0 - 2 8 0 0 кГ1мм2.

Микроструктура борированных слоев показана на рис. 236; в некоторых случаях наружная зона представ-ляет, по-видимому, борид TiB2, а следующая за ней —

Рис. 236. Микроструктура боридиых слоев на сплаве титана с 5% Cr; бо-рирование в вакуумной печи в карбиде Сора 3 ч. Х300 [2251:

о —при 1050°С; б — при И50°С

борид TiB. Между слоем боридов и сердцевиной возника-ет темная промежуточная зона, в которой, по предполо-жению авторов, имеются твердый раствор на основе a-Ti и борид TiB.

В работе [218] описано борирование титана при 1100—1400°С в течение 1—8 ч в смеси 84% (вес.) карби-да бора и 16% буры в атмосфере тока водорода.

Поверхностный борированный слой состоял из TiB2 и соответственно обладал высокой твердостью Я^= = 2950—3100 кГ1мм2. Микроструктура боридного слоя по-казана на рис. 237. Видны клиновидные образования бо-ридной фазы, проникающие вглубь и срастающиеся у

333V

поверхности. Тонкие боридные слои, толщиной 8—9 мкм, хорошо связываются с основным материалом; при тол-щине слоя более 100 мкм сцепление сильно ослабевает, увеличиваются хрупкость, пористость и появляются тре-щины.

Борирование увеличивает износоустойчивость титано-вых сплавов и в ряде случаев существенно повышает их

химическую стойкость. Так, по данным А. Н.

Минкевича и Д. С. Бар-кая [185], определявшими износоустойчивость на машине Шкода — Сави-на при нагрузке 5 кг и скорости вращения диска 840 об/мин, до образова-ния углублений примерно одинакового объема ( ~ 1 2 6 0 мкм3), необра-ботанные образцы из сплава титана с 5% Cr выдержали всего 65 обо-ротов, а борированные (при 1150° С 6 ч в порошке аморфного бора, в вакуу-ме) — 2000 оборотов.

Сравнительная коррозионная стойкость борированных образцов в серной кислоте и их окалиностойкость, по дан-ным А. Н. Минкевича, Э. Н. Островской и Ю. А. Берез-кина [185], представлены соответственно в табл. 38 и на рис. 238.

Положительное влияние борирования на сопротивле-ние титана окислению видно также на рис. 232. Эти дан-ные показывают, что заметное окисление борированных образцов титана начинается при температурах не ниже 700° С, причем борирование повышает жаростойкость в большей степени, чем цементация.

Аналогичные результаты были получены в работе [226].

Некоторые данные о сравнительной химической стой-кости борированного и цементированного титана в раз-личных средах по результатам работы [214, с. 127] были приведены ранее в табл. 37.

f :ffSj|§§

Рис. 237. Микроструктура боридного слоя, полученного на титане при 1400° C а течение 2 ч. Х450 (по А. П. Эпику)

334V

Рис. 238. Окалиностойкость титпна ВТ1Д при 930° С, необработанного и подвергнутого поверхностному насыщению различными элементами f 1851

5. СИЛИЦИРОВАНИЕ

Диаграмма состояния системы титан — кремний изо-бражена на рис. 239, а нижняя часть ее в области а ^ Р превращений — на рис. 240. Растворимость кремния в a-Ti при эвтектоидной температуре (860°С) равна 0,54% (вес.) Si и уменьшается с понижением температуры. Ра-створимость кремния в p-Ti увеличивается от 1% при 860°С до 3% при эвтектической температуре (1330°С).

В системе Ti—Si образуются три химических соеди-нения— Ti5Si3 и TiSi и TiSi2, из которых наибольшее зна-чение в случае силицирования имеет дисилицид TiSi2.

В табл. 39 приведены некоторые свойства силицидов титана по данным различных авторов.

Кремний увеличивает твердость, прочность, жаростой-кость и кислотоупорность титановых сплавов, но резко снижает их ударную вязкость.

Энергия активации при диффузии кремния в титан, по данным Г. В. Самсонова и Л. А. Солонниковой [58, с. 565], равна 5690 кал/моль. Она меньше, чем для бора и углерода, что отвечает наименьшему ионизационному потенциалу кремния (8,28 эв); это соответствует концеп-ции авторов работы [219], изложенной выше (см. стр. 321).

336V

Диффузионное силицирование тИтйнй при различных температурах было изучено в работе [228], в которой для насыщения применяли металлический кремний и SiCU.

Авторы установили, что силицирование значительно увеличивает твердость и износоустойчивость титана. Это подтверждено позднее в работах П. М. Аржаного [49, с. 82] и А. С. Строева с Е. Н. Новиковой [49, с. 107], в ко-торых было изучено также влияние кремния на жаро-стойкость.

В работе [49, с. 82] насыщение титана и его сплавов осуществлялось в порошке кремния, а также в порошках бериллия и алюминия; последующие испытания при 900—IlOO0C в течение 50 ч показали, что жаростойкость при этом увеличивается вдвое. Еще более эффективным оказалось комплексное насыщение титана кремнием, бе-риллием и алюминием.

Силицирование титана из твердофазной ванны, содер-жащей порошок кремния с активирующими добавками, проводилось в работе [58, с. 565]. Авторы нашли, что об-разующийся диффузионный слой состоит в основном из дисилицида TiSi2.

В работе [229] также была использована твердофаз-ная среда, состоявшая из порошка кремния с добавкой 3% NH4Cl; при взаимодействии последнего с кремнием возникал летучий SiCl4, который разлагался на поверх-ности титана с выделением активного кремния, что со-действовало ускорению его диффузии в металл. Обра-зующийся при диссоциации NH4Cl хлористый водород растравливал поверхность металла, что также содейство-вало диффузии кремния.

Диффузионный слой, возникавший в этих условиях, состоял из силицидов TiSi и TiSi2. Данные о влиянии температуры и времени силицирования на толщину слоя и фазовый состав приведены в табл. 40.

Микротвердость на глубине 20 мкм от поверхности во всех случаях составляла Я | ь= 1000 кГ/мм2.

При силицировании, по сравнению с другими метода-ми диффузионного упрочнения, получаются наиболее тон-кие, но вместе с тем и наиболее твердые слои.

Так, по данным [185], вакуумное силицирование ти-тана (BTl) в смеси 50% Si и 50% Al2O3 при 950 и IOOO0C в течение 10 ч позволяет получать диффузионные слои толщиной лишь 0,01 и 0,03 мм и Я =1145 и 1270 кГ/мм2

338V

Т а б л и ц а 4б

Влияние параметров сйлйцирования титана на толщину и фазовый состав силицированных слоев [229]

Температура, 0 C Время, ч

Толщина слоя, мкм Фазовый состав

800 4 Отдельные зерна TiSi 900 4 46 TiSi, TiSi2 900 8 50 TiSi1 TiSi2

1000 4 56 TiSi, TiSi2 1100 4 70 TiSi, TiSi2

соответственно. Силицированные образцы проявили по-вышенную окалиностойкость (см. рис. 238) и стойкость к действию соляной и серной кислот. Например, стой-кость технического титана B T l - Д при испытании в 5— 25%-ных растворах HCl в течение 120 ч после сицили-рования увеличилась более чем в 10 раз.

Положительное влияние кремния на окалиностой-кость титановых сплавов было показано также в работе [230].

6. ОКСИДИРОВАНИЕ

Согласно диаграмме состояния титан — кислород, часть которой по новейшим исследованиям И. И. Кор-нилова и В. В. Глазовой [12, с. 15] приведена на рис. 241, титан образует несколько окислов, из которых в структу-ре окисленного слоя титана обычно присутствуют TiO, Ti2Oe и TiO2. Первые два из них образуют очень тонкие внутренние слои, и практически окисная пленка состоит только из TiO2. По-видимому, в известных условиях, диф-фузионный слой может содержать соединения Курнако-ва — TieO и Ti3O. В p-Ti растворимость кислорода мень-ше, чем в a-Ti. Область твердого раствора на основе TiO имеет на диаграмме значительную протяженность.

Влияние кислорода на механические свойства титано-вых сплавов было исследовано во многих работах; из рис. 242 видно, что с увеличением содержания кислорода твердость в общем растет, однако в области сплавов с ~ Т 5 и ~ 2 5 % О (ат.) на кривых твердости имеются ми-нимумы, отвечающие соединениям Ti6O и Ti3O.

339V

Коэффициент диффузии кислорода в p-Ti определялся в работе [189]; на рис. 243 показана его зависимость от температуры. Авторы нашли, что скорости диффузии кислорода в a-Ti и p-Ti мало различаются и при темпе-ратуре 700—800° С имеют величины порядка Ю -10— 10-9 см2 • сек.

Образование диффузионного слоя, содержащего кис-лород, возможно различными путями. В работе [185] ре-комендуется проводить окисление титана на воздухе при температурах 725—825° С в течение соответственно 5— 1 ч.

После такой обработки диффузионный слой из а-твердого раствора имеет толщину 0,02—0,05 мм, внеш-ний, тонкий (1—2 мкм) слой состоит из окисла TiO2-

По другим данным [234, с. 336] после оксидирования по близкому режиму и последующего нанесения лака типа БФ2 значительно улучшаются антифрикционные свойства при работе в паре с чистым титаном, сталью и цветными сплавами.

При более высокой температуре окисления возможно получение более толстого диффузионного слоя, однако вести процесс выше 850° С не рекомендуется, так как при этом увеличивается зона хрупких окислов титана.

Лучшие результаты были получены при окислении в разреженной газовой атмосфере или в расплавленной буре.

Например, после вакуумного окисления титана BTl при 800° С и разрежении 3- Ю - 3 мм рт. ст. под микроско-пом обнаруживается диффузионный слой глубиной 15мкм, а при разрежении 3 - Ю - 2 мм рт. ст. — 30 мкм\ твердость на поверхности получается равной соответст-венно H^ = 5 4 0 и 670 кГ/мм2 [185]. При этом качество по-верхности после обработки получается более высоким, по сравнению с окислением на воздухе, так как зона окислов на поверхности не образуется.

Окисление в расплавленной буре было изучено в ра-боте [225]. Обработке подвергался сплав титана с 0,5% W. Для предохранения от разъедающего влияния буры на поверхность титана авторы применили электрозащиту, состоявшую в присоединении титановых образцов к ка-тодной шине генератора постоянного тока (плотность то, ка 0,1 а/см2, напряжение 12—15 в); анодом служил гра-фитовый стержень. При таком методе обработки образцы

341V

V I J

JCvC X К/

Т а / г

Ал „ л

> X К/

Т а / г

Ал „ л

> Jj--O

X К/

Т а / г

Ал „ л

> Jj--O

X К/

Т а / г

Ал „ л

tN1

" I

1 Ч

i

I I I I I I яшэодйздшойищ^

%

i S S Л 1 я oj т; 2 <•> s в 5 S я о a s 5 * "t3* Я OJ Q1 •& E b S h s g Е( О Q1S

Я S о ffSn Я s C3 ю о OJtoEl >>S ft

6 я £ в S О ш л я J= S 1 й а И о ' : <J ri p J о о

о ю и л <= о. 5 Ё » 3 2 s к SJ 5 S ч — я SlO й s

S h « й СЗУО R S Э " ° я 8.2 , ^-я е й Я Л Е ; S S g S

U о s В я и н <° - О е о. я я §

после очистки от буры имели хорошую светло-серую по-верхность.

Распределение микротвердости по глубине диффузи-онного слоя для различного времени насыщения показа-но на рис. 244.

Следует отметить, что глубина слоя, определенная по изменению микротвердости, в 2—2,5 раза больше глуби-

ны, найденной путем микроис-SOO1 -р следования (так же, как и при

окислении на воздухе). Изменение поверхностной

твердости в зависимости от $оо\ /ЛА I времени насыщения и темпе-

ратуры процесса показано на рис. 245, SOO

i I !

гоо I

7 г

А»

/ лй

У

7 1 J 1

IY J/ / у f о г о Продолжатель

ность, V

S

Рис. 247. Влияние продолжитель-ности насыщений на поверхност-

ную твердость сплавов BTl (кривая 1 ) и BT2 (кривая 2) при обработке в расплавленной буре с добавлением карбида бо-

ра [1851

Сравнение образцов, окисленных в одинаковых усло-виях (при одинаковых температурах и продолжитель-ности процессов) на воздухе и в расплавленной буре, по-казало, что характер распределения твердости и микро-структуры близок, однако при окислении в буре качество получаемой поверхности более высокое.

Микроструктура образцов из сплава титана с 0,5% W, окисленных в расплавленной буре при IOOO0C показана на рис. 246.

Характерно образование светлых игл а-раствора; зо-на а-раствора углубляется по мере увеличения продол-жительности испытания.

Рентгеноспектральный анализ показал,что в поверх-ностном слое содержится не более 0,1% В; это доказы-вает, что при диффузионной обработке в расплавленной буре в глубь изделия практически диффундируют толь-ко кислород.

344V

Для окисления титана возможно применение ванн, содержащих расплавленную буру с добавкой карбида бора [185]. Происходящее при этом изменение поверх-ностной микротвердости в зависимости от времени насы-щения при 800° С для сплавов BTl и ВТ2 показано на рис. 247.

Такая обработка позволяет получать чистую поверх-ность, не требующую дополнительной отделки.

Метод окисления титана может быть успешно исполь-зован для повышения износоустойчивости деталей из ти-тана и его сплавов. Так, в работе [225], при испытании образцов на машине Амслера (продолжительность испы-тания 37 мин, нагрузка 25 кг, скорость вращения 200 об/мин) уменьшение их веса (г) составляло для:

Титанового сплава с 0,5% W, необработан-ного 0,1910—0,1948

То же, после окисления при 950°С, 3 ч . . 0,0030—0,0064 Интересно, что з акаленные и отпущенные при 160° С

стальные образцы (марка 45) и даже цементированные образцы из стали марки 20 после термической обработки показали в этих условиях испытания, по сравнению с окисленными титановыми образцами, больший износ (0,0104—0,0130 г и 0,0064—0,0099 г соответственно).

7. НАВОДОРОЖИВАНИЕ

По данным [185], наводороживание титана BTl при 1000°С в течение 2 ч приводит к образованию очень тон-кого слоя гидрида титана, проявляющего высокую стой-кость по отношению к серной кислоте.

8. БЕРИЛЛИРОВАНИЕ

Насыщение титана бериллием по твердофазному ме-тоду значительно увеличивает жаростойкость титана и его сплавов [49, с. 82].

Бериллирование сплавов BTl , ВТ2 и ВТ5 смесью бе-риллия и окиси алюминия в вакууме при температурах 825 и IOOO0C в течение соответственно 24 и 10 ч [185] позволяет получать высокую поверхностную твердость (до /Zj = 785 кГ/мм2 для сплава BTl ; до 820 кГ/мм2 для ВТ2 и до 1140 кГ/мм2 для ВТ5) и повышенную окалино-стойкость (см. рис. 238).

23—670 345

9. АЛИТИРОВАНИЕ

В работе [49, с. 82] было показано, что алитирование, подобно силицированию и бериллированию, повышает жаростойкость титановых сплавов. Аналогичные резуль-таты приведены в работе [185] (см. рис. 238); алитиро-вание BTl проводилось в вакууме, в смеси 50% Al и 50% Al2O3 при 850—IOOO0C в течение 10 ч. Хотя при этом твердость достигала значений H^ = 580 кГ/мм2, из-носоустойчивость оказалась невысокой.

Высокая жаростойкость титана может быть достигну-та путем его диффузионного алитирования методом рас-пыления [231]. Так, титановые изделия после напыления алюминиевого покрытия толщиной 0,2 мм и последующей диффузионной обработки выдерживают температуры д о IOOO0C в течение 100 ч.

Титан, алитированный этим способом, обладает так-ж е хорошей контактной свариваемостью.

Г. В. Земсковым и П. Ф. Шуленком [175, с. 52] была разработана новая технология алитирования некоторых переходных металлов, в частности титана, основанная на применении жидких сред. Такой метод позволяет полу-чить равномерные жаростойкие покрытия, содержащие в своей структуре тугоплавкие алюминиды и оксиды. Процесс может вестить как в чистом расплавленном алюминии, так и в расплавах легированного алюминия. В первом случае жаростойкость титана BTl увеличива-ется в 30—35 раз, а во втором — до 500 раз.

Важным фактором получения качественных покрытий является смачиваемость или сцепляемость алюминия с поверхностью защищаемого металла. Авторы, исходя из концепции, развиваемой Г. В. Самсоновым [232, с. 90], связывают это свойство с акцепторной способностью ти-тана, зависящей от его потенциалов ионизации и степе-ни недостроенности электронной оболочки . Для

улучшения смачиваемости перед обработкой изделий в расплаве рекомендуется их предварительно окислять (например, путем нагревания на воздухе). Оптимальная температура окисления может быть выбрана по частот-ным кривым (рис. 248) и составляет для титана марки BTl 400—550° С.

346V

Алитированйе в расплавах отличается, по сравнению с другими способами, меньшей стоимостью и возмож-ностью ведения процесса при сравнительно невысоких температурах (<900° С) и малой продолжительности ( < 2 0 мин), притом без специальных защитных покрытий.

По некоторым зарубежным данным, алитирование мо-жет осуществляться путем погружения титановых изде-

5 ^

J 1 ^ P <S> ¢:

. 80

Рис. 248. Частотные кривые, определяющие оптимальные темпеватуры окисления ти-тана перед нанесением по-крытия из расплава алюми-

ния [175, с. 52]: / — 30 мин; 2—10 мин

IS во

VO

£ /

г M А

5

200 ООО 600 800 Температура, ° С

ЛИИ в расплавленный алюминий, покрытый слоем флюса, содержащего KCl, NaCl1 AlF3, ZnCb и другие соли. Вы-держка при 760° С составляет 30 сек, после чего избыток алюминия удаляют. Такой метод значительно увеличи-вает окалиностойкость титана.

10. НАСЫЩЕНИЕ МЕДЬЮ

Возможность диффузионного насыщения титановых сплавов медью исследовалась в работе Ю. В. Грдины, Л. Т. Гордеевой, Л. Г. Тимониной и Т. А. Ромашовой [46, с. 50]. Авторы насыщали сплавы ВТЗ и ВТ5 медью двумя способами: 1) в твердой упаковке; 2) с примене-нием паст. В первом способе применялась смесь, состоя-щая из 40—30% медной стружки, 50—60% шамотной крошки и 1 % хлористого аммония. Нагрев велся в шахт-ной электропечи при температурах 750—950° С в течение 1—3 ч. После такой обработки микротвердость на по-верхности составляла //^ = 1050 кГ1мм2, а толщина слоя была в пределах 0,1—0,4 мм. Микроструктура слоя при-ведена на рис. 249. Кривая изменения твердости по глубине имеет три характерные ступени (рис. 250), что отвечает существованию трех металлидов — TiCu3, Ti2Cu и Ti3Cu.

2 3 * 347

Рис. 249. М и к р о с т р у к т у р а м е д п с н п о г о с л о я о б р а з ц а из с п л а в а ВТ5. X115 [46, с. 501

N

4 1200

^lOOO

I ООО

1 BOO

I ООО * 200

о

Ti Сиз \ Ti2Cu I Ti3Cu Ti

iL — о I

о I

S Q T о о I • I

I о э

I I

I I - O p O -

0,1 0,2 0,3 Глудина слоя, мм

0,0

Рис . 250. И з м е н е н и е м и к р о т в е р д о с т и по г л у б и н е м е д н е н -ного о б р а з ц г Г46, с. 50]

348

При применении метода обмазки пастой обработка велась в электропечи в атмосфере аргона при 950° С. После 3-часовой выдержки толщина слоя оказалась рав-ной 0,3 мм, а твердость на поверхности # ^ = 1150 кГ/мм2.

Путем изменения состава карбюризатора были полу-чены лучшие результаты с точки зрения увеличения при-веса и гладкости поверх-ности. При глубине слоя до 0,3 мм микротвердость в этом случае была в пре-делах Hv = 793 — 947 кГ/мм2; соответствующая микроструктура приведе-на на рис. 251.

Испытания на истира-ние в паре с роликом из закаленной стали У12А показали значительно большую износостойкость титановых образцов, уп-рочненных медью, по сравнению с неупрочнен-ными.

Данный метод явля-ется перспективным с точки зрения получения упрочненных слоев срав-нительно большой глуби-ны, необходимых для изделий, работающих на износ в условиях больших давлений.

11. ЛАТУНИРОВАНИЕ

Диффузионное латунирование титана и его сплавов может быть осуществлено путем отжига без доступа воз-духа омедненных изделий в порошках, содержащих цинк. По данным работы [233], порошок состоит из 30% цинка, 60% шамота, 8% ферросилиция и 2% хлористого аммо-ния; при температуре 730—740° С и слое меди толщиной 1 мм через 6—7 ч на поверхности образуется слой (а+Р) -латуни, а под ним — промежуточный слой из а-латуни.

Рис. 251. Микроструктура меднен-ного слоя образца из сплава BT5. Х200. Температура обработки 950° С,

выдержка 3 ч (Ю. В. Грдина и Л. Г. Тимонина)

349V

Латунирование улучшает антифрикционные свойства деталей из титана и его сплавов [234, с. 76].

12. ХРОМИРОВАНИЕ

Один из методов хромирования титана состоит в на-несении (методом погружения) на поверхность изделий смеси из 70% порошкообразного хрома и 30% стекловид-ной связки и последующего отжига в атмосфере водорода при 1200° С. Отжиг в течение 10 мин позволяет получать диффузионные слои толщиной 0,045—0,25 мм. Хромиро-вание в таких условиях обеспечивает жаростойкость при 900—1200° С в течение 50—400 ч и увеличивает прочность образцов на изгиб [235].

При вакуумном хромировании титана BTl в смеси 25% хрома + 75% Al2O3 при 1000°С в течение 10 ч полу-чается слой глубиной 0,038 мм, имеющий поверхностную твердость Hv.- 845 кГ/мм2 и устойчивый к действию H2SO4 '[185]. Разработаны также методы гальванического хромирования титановых сплавов; после нанесения хрома обычно применяют диффузионный отжиг, при ко-тором улучшается сцепление слоя хрома с основным ма-териалом и разрушается гидридная пленка. Следует, од-нако, подчеркнуть, что в процессе отжига возможно охрупчивание вследствие образования в диффузионной зоне металлического соединения TiCr2. Гальваническое хромирование, в частности, служит методом повышения антифрикционных свойств титановых сплавов [51, с. 309].

13. МОЛИБДЕНИРОВАНИЕ

Молибденирование титана возможно, по С. Туру и др. [89, с. 291], при температурах выше 250° С в газообразной среде, содержащей карбонил молибдена и водород или аргон; изделие нагревается токами высокой частоты или другим способом. При разложении Mo (CO) 6 на поверх-ности изделий образуется карбид молибдена и происхо-дит диффузия молибдена в глубь титана.

Структура и свойства диффузионного слоя и основно-го материала сильно зависят от условий молибденирова-ния. При низких температурах ( ~ 2 5 0 ° С ) осаждается почти чистый карбид молибдена (HV=2000 кГ/мм2). При температурах 470—-750° С и давлении 0,1 мм рт.ст. за

350V

1 ч получается очень тонкий слой, толщиной 0,0025 мм, состоящий в основном из карбида молибдена и обладаю-щий значительной износоустойчивостью.

При 850° С покрытие состоит в основном иэ чистого молибдена ( # У = 3 0 0 кГ/мм2), хорошо связанного с ос-новным материалом. При 930° С и давлении P = = 0,5 мм рт.ст. в течение 1 ч образуется вязкий диффу-зионный слой глубиной 0,025 мм, с твердостью H^ = = 800 кГ/мм2. В этих условиях наблюдается рост зерен титана.

Целесообразно осуществлять двухступенчатый про-ц е с с — сначала при 850° С с целью образования вязкого слоя, богатого молибденом, а затем, при 350—450° С,— для получения твердого карбидного слоя. Такое покры-тие прочно связано с основным материалом и обладает хорошими антифрикционными свойствами.

В работе [185] вакуумное молибденирование осущест-влялось в порошке молибдена при 1000оС в течение 10 ч. В этом случае глубина диффузионного слоя (измеренная по микротвердости) доходила до 0,4 мм, а поверхности ная твердость составляла # ^ = 640 кГ/мм2 (при твердос-ти сердцевины H„ = 260 кГ/мм2).

14. НАСЫЩЕНИЕ МАРГАНЦЕМ

По данным [185], в результате вакуумного насыщения ряда титановых сплавов марганцем в смеси, состоящей из 67% Mn и 33% Al2O3, при температурах 870—IOOO0C

Т а б л и ц а 41 Глубина диффузионного слоя и твердость титановых сплавов

после насыщения марганцем [185]

Марка сплава Температура насыщения,

0C

Продолжи-тельность

насыщения, ч Глубина слоя,

MM H^i кГ/мм?

ВТ2 870 24 0 , 1 5 650 BTl 950 10 0 , 3 2 800 BTl 1000 3 0 , 4 740 ВТ2 1000 3 1 ,2 520 ВТЗ 1000 3 1 ,5 570

. ВТ5 1000 3 0 , 8 —

351V

за различное время были получены значения глубины диффузионного слоя и микротвердости, указанные

в табл. 41. Насыщение марганцем

дает, по сравнению с други-ми способами поверхност-ного упрочнения титана, на-иболее толстые диффузион-ные слои и повышает стой-кость титановых сплавов в растворах серной кислоты. По-видимсму, основной со-ставляющей диффузионно-го слоя является у - ф а з а — TiMn (рис. 252).

IS. НИКЕЛИРОВАНИЕ

По данным [185], ваку-умное никелирование в сме-си 25% N i + 75% Al2O3 при температуре 800°С в тече-ние 10 ч позволяет полу-чать диффузионные слои толщиной 0,056 мм при твердости Hv = 7 1 7 кГ/мм2

и 0,046 мм при Я)Х = 8 0 0 кГ/мм2 для сплавов BTl и ВТЗ соответственно.

Автор отмечает, что для повышения окалиностойкости титана целесообразно проводить гальваническое никели-рование с последующим диффузионным хромированием в смеси порошков 50% хрома и 50% каолина с добавкой 0,2% NH4I.

Интересный метод повышения антифрикционных свой-ств титана, разработанный С. Ф. Юрьевым и Е. В. Саха-ровой [149, с. 28], основан на получении никель-фосфори-стых покрытий химическим путем.

Предварительная обработка изделий состоит в шли-фовании, пескоструйной обработке и травлении в кон-центрированной серной кислоте при 80° С.

При этом на поверхности образуется гидридная плен-ка, облегчающая последующее нанесение никель-фосфо-

Р и с . 252. М и к р о с т р у к т у р а д и ф ф у -з и о н н о г о с л о я с п л а в а BT5, н а с ы -щ е н н о г о м а р г а н ц е м при 1000° С в те-ч е н и е 3 ч (в п о р о ш к е марганца, в в а к у у м н о й п е ч и ) . Х200 (А. Н. Мин-

кевич , Э. Н . О с т р о в с к а я )

352V

353V

ристого слоя. Такая гидридная пленка препятствует оки-слению, увеличивает активную поверхность металла и при небольших нагревах, вследствие диссоциации гид/ ридов, обеспечивает непосредственный контакт титана с покрытием.

Авторы рекомендуют две ванны несколько различного состава (для обеих р Н = 9 ) , содержащие хлористый ни-кель, гипофосфит натрия, лимоннокислый натрий и хло-ристый аммоний. Температура обработки 60—100° С. По-

Г700

4 ^ 900

§ 700

I I SOO

^ 300

— < 1 h -2

< V ,3 1

- I ' : 1 / 1 /

О 0,02 0,00 0,06 0,08 Расстояние от поверхности образца, мм

Рис. 251. Распределение микротвердости по глубине никель-фосфористого покрытия на титане для раз-

личных температур отжига [149, с. 28] / - 400' С; 2 — 500° С; 3 — 600° C

еле нанесения покрытия проводили термическую обработ-ку, состоявшую в нагреве до 400—600° С в течение 2—4 ч.

Полученная при этом микроструктура показана на рис. 253, а, а распределение твердости по глубине приве-дено на рис. 254. Для сохранения слоя покрытия образцы перед изготовлением шлифов гальванически покрывались хромом.

После выдержки при 400° С структура поверхностно-го слоя состояла из твердого раствора фосфора в нике-ле и дисперсных частиц фосфидов никеля (рис. 253,6); этой структуре соответствует максимальная поверхност-

354V

ная твердость. При более высоком нагреве происходит коагуляция частиц Ni3P (рис. 253, в) и твердость сни-жается.

Проведенные аторами испытания показали значитель-ное улучшение антифрикционных свойств образцов с весьма тонкими слоями покрытий ( ~ 2 0 мкм). С увели-чением толщины покрытий, при удельных нагрузках ме-нее 20 кГ/см2 и более 40 кГ/мм2 коэффициент трения воз-растает и антифрикционные свойства ухудшаются.

Предложенный метод позволяет легко наносить на полученный слой никеля гальваническим методом другие металлы, например хром.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Большое разнообразие существующих серийных и опытных марок титановых сплавов и их неодинаковое отношение к тепловому воздействию не позволяют дать в настоящее время каких-либо общих рекомендаций по их термической обработке.

Однако для каждой группы титановых сплавов могут быть отмечены некоторые типичные методы термической обработки, наиболее обоснованные теоретически и чаще всего встречающиеся в практике.

Для группы а-сплавов, включая технический титан, таким методом, очевидно, является отжиг.

Режимы рекристаллизационного отжига, после обра-ботки давлением, вызывающей наклеп, могут в извест-ных пределах варьировать, причем наибольшее влияние на выбор температур и времени выдержки оказывают легирующие элементы и примеси.

Во всех случаях, однако, следует избегать длитель-ных нагревов выше температуры полиморфного превра-щения имея в виду склонность р-модификации ти-тана к более интенсивному росту зерен и образованию в связи с этим крупнозернистой структуры, обладающей пониженными пластическими свойствами и особенно низ-кой ударной сопротивляемостью.

Поэтому отжиг а-сплавов следует осуществлять с уче-том положения температур, разделяющих а- и (а + ^ - о б -ласти диаграммы состояния, и проводить нагрев вблизи линии раздела этих фазовых областей.

В ряде титановых сплавов, относящихся к а-группе (например, сплавы типа AT), в структуре всегда имеется небольшое количество р-фазы; при правильном отжиге количество этой фазы настолько невелико, что не оказы-вает существенного влияния на свойства и термическую стабильность этих сплавов.

356V

Сплавы ( a + ft) группы являются в настоящее время самыми распространенными. Общий метод упрочняющей термической обработки этих сплавов состоит в закалке с последующим старением. Главное внимание при раз-работке практических режимов обработки этих сплавов следует обращать на отсутствие в их структуре со-фазы, вызывающей резкое снижение пластичности (охрупчива-ние). В связи с этим температуры закалки таких сплавов необходимо выбирать в соответствии с равновесными и метастабильными диаграммами состояния, учитывая со-став и стабильность возникающей при этом р-фазы, а старение осуществлять в зоне температур, выше гра-ницы образования со-фазы; в этом случае следует руко-водствоваться диаграммами устойчивости р-фазы и ди-аграммами изотермического распада продуктов закалки, среди которых могут иметься, помимо р-фазы иной кон-центрации, также а'- и а"-фазы.

Правильный выбор этих режимов обработки должен обеспечить высокую термическую стабильность указан-ных сплавов при последующей их работе в условиях по-вышенных температур.

По отношению к ( а + р)-сплавам могут быть успешно применены методы низкотемпературной и высокотемпе-ратурной термомеханической обработки, приводящей в отдельных случаях к значительному повышению показа-телей прочности и пластичности.

Следует, однако, учитывать некоторую термодинами-ческую неустойчивость возникающих при этом структур и, как следствие, несколько пониженную термическую стабильность сплавов. По мнению некоторых авторов, термомеханическая обработка титановых сплавов вооб-ще исключает возможность применения их в условиях нагревания.

Группа р-сплавов разработана сравнительно недав-но, и по отношению к ней методы термической обработки могут быть применены наиболее успешно. Закалка этих сплавов позволяет полностью фиксировать р-структуру и получать непосредственно после закалки сплавы, об-ладающие высокой технологической пластичностью.

Последующее старение приводит, вследствие диспер-сионного твердения р-фазы, к значительному упрочнению и позволяет получать сплавы с очень высокими показа-телями прочности при сохранении достаточной статичес-

357V

кой пластичности и динамической вязкости, гарантирую-щими надежность практического использования термиче-ски обработанных сплавов в условиях сложного нагружения.

По отношению к сплавам этой группы также может быть эффективно применена термомеханическая обработ-ка, при которой механические свойства улучшаются в еще большей степени.

Существующие методы химико-термической обработ-ки титановых сплавов доказывают возможность значи-тельного улучшения их поверхностных свойств, но они разработаны еще недостаточно.

С точки зрения повышения поверхностной твердости и сопротивляемости износу наиболее перспективными, по-видимому, являются методы азотирования, борирова-ния и цементации. Положительное влияние в этом отно-шении оказывают также силицирование, окисление, бе-риллирование и молибденирование. Во всех случаях тол-щина упрочненного слоя получается небольшой, поэтому поверхностно упрочненные существующими способами детали из титановых сплавов не могут быть пока ис-пользованы для работы в условиях больших местных на-гружений.

Для повышения жаростойкости титановых сплавов можно применять методы борирования, силицирования, бериллирования и алитирования; можно также использо-вать комбинированные способы никелирования с после-дующим диффузионным хромированием.

Увеличение кислотоупорности наиболее эффективно достигается силицированием, а также азотированием, на-водороживанием и насыщением марганцем; в последнем случае при диффузионном насыщении получают наиболее толстые слои.

Антифрикционные свойства титана и его сплавов мо-гут быть улучшены методами латунирования и молибде-нирования.

Рассмотренные вопросы термической и химико-терми-ческой обработки титановых сплавов позволяют наметить направления, по которым целесообразно дальнейшее развитие соответствующих научных исследований.

Важнейшей задачей является прежде всего более уг-лубленное и разностороннее изучение фазовых равнове-сий в многокомпонентных системах на основе титана и

358V

исследование устойчивости возникающих при этом сло-жнолегированных фаз.

Вместе с тем в связи с вопросами термической обра-ботки титановых сплавов большое значение приобретают работы по выяснению закономерностей процессов обра-зования и распада метастабильиых структур в условиях теплового воздействия. Сюда относится построение мета-стабильных диаграмм состояния, диаграмм изотермичес-кого превращения и диаграмм изотермического распада метастабильиых фаз, образовавшихся при закалке.

Необходимо в связи с этим уделять особое внимание вопросам кинетики превращений, непосредственно свя-занным с проблемой термической стабильности титано-вых сплавов, имеющей важное практическое значение.

Исследования в указанных направлениях целесооб-разно проводить как на опытных двойных и тройных сплавах, так и на промышленных сплавах более слож-ного состава, содержащих неизбежные примеси.

Для дальнейшего совершенствования методов хими-ко-термической обработки необходимо проводить анало-гичные исследования титановых сплавов, содержащих элементы-упрочнители: азот, бор, кремний, кислород, уг-лерод, бериллий и т. п. Данные, полученные при этих исследованиях, позволят более глубоко изучить природу диффузионных слоев и найти связь между образующейся структурой и полученными свойствами.

Важной проблемой в этом отношении является также исследование влияния легирующих элементов и примесей на кинетику диффузионных процессов и свойства возни-кающих структур; усилия должны быть направлены в сторону получения более глубоких диффузионных слоев, обладающих повышенной пластичностью и сопротивляе-мостью динамическому нагружению. Это повысит эффек-тивность методов поверхностного упрочнения и расширит возможности их практического применения.

Нет сомнений в том, что методам термической и хи-мико-термической обработки титановых сплавов, уже за-воевавшим в настоящее время прочное положение в ка-честве средств существенного изменения строения и свой-ств этих сплавов, принадлежит еще большее будущее, и они по праву должны стать не менее важным разде-лом современного металловедения, чем термическая об-работка стали и других технических сплавов.

ПРИЛО

1. СОСТАВЫ НЕКОТОРЫХ ОТЕЧЕСТВЕННЫХ

Мирка Химический

Мирка / А! Zr V Nb Cr Mo j

ВТ5 4 — 4 , 5 _

В Т 5 - 1 4 — 4 , 5 — — — — —

ВТ10 5 — 6 — — — __ —

АТЗ 2 , 5 — 3 , 5 — — — 0 , 4 — 0 , 9 —

АТ4 3 , 5 - 5 , 5 — — — 0 , 4 — 0 , 9 —

АТ6 5 — 6 , 5 — — — 0 , 4 — 0 , 9 —

АТ8 6 , 5 — 7 — — — 0 , 4 — 0 , 9 —

ВТ4 3 , 5 — 5 — — — — —

О Т 4 2 — 3 , 5 — — — — —

О Т 4 - 1 1 , 0 — 2 , 5 — — — — —

ОТ4-2 6 — — — — —

ВТ12 4 2 — — — 1

ВТЗ 4 — 6 , 2 — — — 2 — 3 , 0 —

ВТЗ-1 4 , 5 — 6 , 2 — — — 1 , 0 — 2 , 5 1 — 2 , 8

ВТ6 4 , 5 — 6 , 5 — 3 , 5 — 4 , 5 — — —

ВТ6-С 4 , 5 — 3 , 5 — — —

В Т 7 4 , 5 — 6 — 3 , 5 — 4 , 5 — — —

ВТ8 5 , 8 — 6 , 8 — — — — 2 , 8 — 3 , 8

ВТ9 6 , 5 — — — 3 , 5

ВТ13 3 , 8 — 5 , 0 — 1 , 0 - 2 , 0 — 0 , 5 — 1 , 5 0 , 5 — 1 , 5

ВТ14 3 , 5 — 4 , 5 — 0 , 7 — 1 , 5 — „ 2 , 5 — 3 , 5

ВТ16 1,8—2,8 — — — — 6,8—8,0 ИРМ-1 4 — 5 — — 4 — 5 — —

ИРМ-2 5 — 6 — — 4—5 _ —

ИРМ-3 4 — — — — 3 , 5

И PM-4 3 , 5 — — — - _ 3 , 5

И PM-5 3 — 5 — — — — —

ИРМ-6 5 1 3 — — 3

ВТ15 3 — 4 — — — 1 0 - 1 1 , 5 7 - 8

360V

ЖЕНИЯ

ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ

состав, %

Mn Re Fe Cu в Si Sn

— .— . — —

— — — — — — 2—3

— 0,25—0,6 2 , 8 - 3 , 5

0,01 0,25—0,6 2—3

— — 0,25—0,6 — 0,01 0,25—0,6 — — 0,25—0,6 — 0,01 0,25—0,6 — — 0 , 2 5 - 0 , 6 — 0,01 0,25—0,6 _

0 , 8 - 2 , 0 — —

0,8—2,0 — — —

0,8—2,0 — — —

1,5 .

— — — —

3

— — 0,05—1,5 —

— —

— — — — I — — 0,3—1,2 — — 0 ,15 -0 ,40 — ,

— — — — — 0,2—0,35 —

— — — — — 0,25 —

— — — — - — — 1 , 0 - 2 , 0 • —

— — —

— — . —

— 0 , 1 - 0 , 2 — — — — —

— 0,1 1,5—2 — — — — —

1— — — — — — —

I — — —

24—670 361V

il. СОСТАВЫ НЕКОТОРЫХ ЗАРУ

I С и с т е м а J М а р к а

С р е д н и й х и м и ч е I С и с т е м а J М а р к а

Al Sn I Z r

Ti -Mn

RS120 RC130A RC 130 M

— — —

Ti -Mn MST8Mn RSllOA CllOM

— — —

T i - A l - S n

MST5 A12,5Sn Ti 5A12,5Sn RSllOC AllOAT Ti317 * Hylite — 20 * ТА5Е** LT 32 ***

5 2,5 —

T i - A l - S n

Ti 371 * 2,8 13 —

T i - A l - V

MST3A12.5V 3 — —

T i - A l - V

MST6A14V Ti6A14V RS120A С120 A V Ti318A * Hylite 45 * TA6V ** LT 31 ***

6. — — T i - A l - V

MST2.5A116V C105 VA

2,5 — —

T i - A l - C r MST3A15Cr 3 — —

T i - A I - M o Ti7A14Mo RS135 C135AMo

7 — —

362V

БЕЖНЫХ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ

ский с о с т а в , %

V N b I Та Cr Mo I M n Fe I Cu Si

— — — — 7 — — —

— — — — — 8 — — —

— — — — — — — — —

—

2 , 5 — — — — — — — —

4

16 — — _ — — — —

- — — 5

— — — — 4 — — — —

2 4 * 3 6 3

Система Марка Al

Средний химиче

Sn Zr

Ti—Al—Mo Ti8A14Mo 8 — —

T i — A b - M n

RSlIOBX 1,5 — —

T i — A b - M n

Ti314C * Hylite 30 * 2 — —

T i — A b - M n

MST4A14Mn RS130 RS130B C130AM Ti314A * H y l i t e 4 0 *

4 — —

Ti—Al—Fe MST2A12Fe Ti 2A1 2Fe 2 — —

Ti—Fe—V MST2,5Fe2,6V — — —

T i — C r - F e Til50A — — —

Ti—Cu—Sn—Zr Ti230* Ti679 * — 11 5

Ti—Al—Zr—V Ti6A14ZrlV 6 — 4

T i - A l - Z r - N b ( T a ) MST-881 8 — 8

T i - A l - V - C r Til3Vl 1СгЗА1 RS120B B120 VC A

3 — —

Ti—Al—V-Mo Ti4A13MolV RS115 Cl 15AMoV

4 — _

364V

П р о д о л ж е н и е

с к и й с о с т а в , %

V Nb Та I Cr Mo Mn F e I Cu I Si

— — — — 4 — — — —

— — — — — 3 — — —

— — — — — 2 — — —

— — — — — 4 — — —

— — - [ -

— — 2 — —

2 , 5 — — — — — 2 , 5 — —

— — — 2 , 8 — — 1 , 5 _ —

— — — — — — — 2 —

I

— 1 — — — — _ —

1 3 — — 11 — — — — —

1 — — — 3 — — —

365V

С и с т е м а М а р к а С р е д н и й химиче

С и с т е м а М а р к а Al S n Z r

Ti—Al—V-Mo Ti4A14Mo4V 4 — —

Ti—Al—V-Mo

Ti8AllMolV 8 — —

T i - A l - N b - T a MST821 8 — —

Ti—Al—Cr—Fe RS140 RS140x 5 — —

T i - A l - M n - S n (Si) Ti679 * Hylite 50 * 4 4 —

Ti—Cr—Mo—Fe

Til40A — — —

Ti—Cr—Mo—Fe Ti 150В — — —

Ti—Al—Cr—Mo—Fe Ti 155A 5,5 — —

T i - A l - C r - M n - F e Til55AX 5 . — —

Ti—Cr—Mo—Mn—Fe MST3M — — —

Ti—V—Cr—Mo—Mn—Fe MST3Mn Complex — — —

* — м а р к и А н г л и и ; ** — м а р к и Ф р а н ц и и ;

" * — м а р к и Ф Р Г ; без з в е з д о ч е к — м а р к и CIIJA.

366V

П р о д о л ж е н и е

ский состав, %

V Nb T j Cf Mo Mn Fe Cu S i

4 — — — 4 — — — —

1 — — — 1 — — — —

— 2 1

— — — 2 , 7 — — 1 , 3 — —

— — — - — 4 — — 0 , 5

— — — 2 j 2 — 2 —

— — — 4 , 5 4 — 4 , 5 — —

— — — 1 , 5 1 , 5 — 1 , 5 — —

— — — 1 , 4 — 1 , 4 1 , 3 — —

— — — 1 1 3 1 — —

1 — — 1 1 3 1 — —

367V

ЛИТЕРАТУРА

1. Сб. «Итоги науки», т. И, технические науки. Изд-во АН СССР, 1959.

2. М о л ч а н о в а Е. К. Атлас диаграмм состояния титановых сплавов. Изд-во «Машиностроение», 1964

3. N e w k i r k J. В., G e i s l e r А. Н. Acta metallurgica, 1953, v. 1, № 3, р. 370.

4. W i 11 i а ш s A. J. а. о. Acta metallurgica, 1954, v. 2, № 1, p. 117. 5. Металловедение и термическая обработка металлов, 1963, № 2. 6. С а м с о н о в Г. В. Тугоплавкие соединения. Металлургиздат,

1963. 7. С и н е л ь н и к о в а В. С. и др. Алюминиды. Изд-во «Наукова

Думка», Киев, 1965. 8. Сб. «Вопросы порошковой металлургии и прочности материа-

лов» вып. 7. Изд-во АН УССР, 1959. 9. Сб. «Проблемы современной металлургии», № 4 (52). ИЛ, 1960.

10. H a n s e n М. Am. Soc Met. Preprint, 1951, № 4. 11. С а м с о н о в Г. В., В е р х о г л я д о в а Т. С. Журнал струк-

турной химии, 1961, т. 2, № S1 с. 617. 12. Сб. «Металловедение титана». Изд-во «Наука», 1964. 13. К о р н и л о в И. И. и др. Металлохимические свойства элемен-

тов периодической системы. Изд-во «Наука», 1966. 14. Х а н с е н M., А н д е р к о К. Структуры двойных сплавов,

т. I и II, пер. с англ. Металлургиздат, 1962. 15. Г л а з о в а В. В. Легирование титана. Изд-во «Металлургия»,

1966. 16. К о р н и л о в И. И. ДАН СССР, 1953, т. 91, № 3, с. 549. 17. H a n s e n M . а .о . J. Metals, 1951, v. 3, № 10, p. 881. 18. Сб. «Новые исследования титановых сплавов». Изд-во «Наука»,

1965. 19. Г л а з у н о в С. Г., М о л ч а н о в а Е. К. Диаграммы состояния

сплавов титана. Оборонгиз, 1954. 20. ФММ, 1964, т. 18, вып. 2. 21. Е р е м е н к о В. Н. Многокомпонентные сплавы титана. Изд-во

АН УССР, Киев, 1962. 22. К о р н и л о в И. И., Б у д б е р г П. Б. ДАН СССР, 1958, т. 119,

№ 5, с. 942. 23. К о р н и л о в И. И., П о л я к о в а Р. С. Изв. АН СССР, ОТН,

Мет. и топл., 1961, № 4, с. 76. 24. К о р н и л о в И. И., Н а р т о в а Т. Т. ДАН СССР, 1960, т. 131,

№ 4, с. 837. 25. Z. Metallkunde, 1958, Bd. 49, Н. 4. 26. К о р н и л о в и др. ЖНХ, 1958, т. 3, вып. 3, с. 786.

368V

27. Trans. Amer. Soc. Metals, 1956, v. 48. 28. М а л ь ц е в M, В. и др. Изв. вузов, Цветная металлургий, 1959,

№ 5, с. 146. 29. Trans. Amer. Soc. Metals, 1955, v. 47. 30. К о р н и л о в И. И. и др. ЖНХ, 1958, т. 3, вып. 6, с. 1391. 31. Trans. Metallurg. Soc. А1МЕ, 1958, v. 212. 32. Сб. «Титан и его сплавы». Изд-во АН СССР, вып. 7, 1962. 33. К о р н и л о в И. И. и др. Изв. АН СССР, ОТН, Мет. и топл.,

1960, № 3, с. 70. 34. M а к к в и л л э н А. Д., M а к к в и л л э н М. К. Титан. Перев.

с англ. Металлургиздат, 1958. 35. Сб. «Титан и его сплавы». Изд-во АН СССР, вып. 10, 1963. 36. Э в е р х а р т Д. Л. Титан и его сплавы. Перев. с англ. Метал-

лургиздат, 1956. 37. Б о ч в а р А. А. Основы термической обработки сплавов. Изд. 5-е,

Металлургиздат, 1940. 38. O b i n a t a I., N i s h i m u r a К. J- Inst. Metals, 1956, v. 84,

part 5, p. 97. 39. С о к о л о в JI. H. Металловедение и обработка металлов, 1956,

№ 10, с. 34. 40. А г е е в Н. В., Б а б а р э к о А. А. Изв. АН СССР, ОТН, 1955,

№ 8, с. 100. 41. С а в и ц к и й Е. М. и др. ДАН СССР, 1955, т. 101, № 5, с. 857. 42. С а в и ц к и й Е. М. и др. Изв. АН СССР, ОТН, 1956, № 7,

с. 111. 43. С а в и ц к и й Е. М. и др. Изв. АН СССР, ОТН, 1958, № 3,

с. 96. 44. Z. Metallkunde, 1956, Bd. 47, Н. 8. 45. 3 о т ь е в Ю. А. и др. Изв. АН СССР, ОТН, 1956, № 8, с. 135. 46. Металловедение и термическая обработка металлов, 1965, № 5. 47. С а в и ц к и й Е. M., T ы л к и н а Я . А. Изв. АН СССР, ОТН,

1956, № 10, с. 125. 48. J. Metals, 1953, v. 5, Sect. 1, № 2. 49. Сб. «Титан и его сплавы». Изд. АН СССР, вып. I, 1958. 50. Ж е в т и н Н. П., Б е л о с е в и ч В. К- Цветные металлы, 1957,

№ 1, с. 72. 51. Справочник «Конструкционные материалы», т. 3. Изд-во «Со-

ветская энциклопедия», 1965. 52. Металловедение и термическая обработка металлов, 1966, № 2.

53. V а л T h y n e R. J. а. о. J. Metals, 1953, v. 5, Sect. 2, № 9, p. 1209.

54. M c Q u i l l a n M. К. Metals rev., 1963, v. 8, № 29, p. 41. 55. Сб. «Успехи физики металлов», т. 4. Пер. с англ. Металлург-

издат. 1961. 56. H o l d e n F. С. а. о. J. Metals, 1956, v. 8, № 10, p. 1388. 57. Trans. Metallurg. Soc. AIME, 1954, v. 200. 58. ФММ. 1957, т. 5, вып. 3. 59. G1 e n J. W., P u g h S. F. Acta metallurgica, 1954, v. 2, № 3,

p. 520. 60. B r o c k E. G. Phys. Review, 1955, v. 100, S. 2, № 6,

p. 1619. 61. Л у ж н и к о в Л. П., М о и с е е в В. Н. Металловедение и тер-

мическая обработка металлов, 1961, № 7, с. 29. 62. W o m e r Н. W. J. Inst. Metals, 1951, v. 79, № 3, p. 173.

369V

63. D u w e z P. J. Inst Metals, 1952, v. 80, № 9, p. 525. 64. D u w e z P. Trans. Amer. Soc. Metals, 1953, v. 45, p. 934. 65. Сб. «Проблемы металловедения и физики металлов», 5-й сбор-

ник трудов ЦНИИЧермет. Металлургиздат, 1958. 66. Б а г а р я ц к и й Ю. А. и др. ДАН СССР, 1958, т. 122, № 4,

с. 593. 67. Сб. «Проблемы металловедения и физики металлов», 7-й сборник

трудов ЦНИИЧермет, вып. 26. Металлургиздат, 1962. 68. Б а г а р я ц к и й Ю. A., H о с о в а Г. И. ФММ, 1962, т. 13, вып. 3,

с. 415. 69. А г е е в Н. В., П е т р о в а Л. А. ДАН СССР, 1961, т. 138, № 2,

с. 359. 70. Сб. «Вопросы физики металлов и металловедения», вып. 14.

Изд-во АН УССР, 1962. 71. Сб. «Вопросы физики металлов и металловедения», вып. 10.

Изд-во АН УССР, 1959. 72. Trans. Metallurg. Soc. AIME, 1956, v. 206. 73. G a u n t P., C h r i s t i a n J. W. Acta metallurgica, 1959, v. 7,

№ 8, p. 534. 74. L i u Y. C., M a r g o l i n H. Trans. Metallurg. Soc. AIME, 1953,

v. 197, p. 667. 75. Trans. Metallurg. Soc. AIME, 1959, v. 215. 76. Trans. Amer. Soc. Metals, 1954, v. 46. 77. H a t t В. A., a. o. Nature, 1957, v. 180, № 4599, p. 1406. 78. H a t t B. A., R o b e r t s J. A. Acta metallurgica, 1960, v. 8,

№ 8, p. 575. 79. A n d e r k o K. Z. Metallkunde, 1959, Bd. 50, H. 12, S. 681. 80. Сб. «Вопросы физики металлов и металловедения», вып. 15.

Изд-во АН УССР, 1962. 81. Сб. «Строение сплавов некоторых систем с ураном и торием».

Госатомиздат, 1961. 82. C r o u t z e i l l e s М. е. a. Compt rend. rech. I. R. S. I. А. I г.

S. i, 1961, v. 253, № 23, р. 2685. 83. Металловедение и термическая Обработка металлов, 1965, № 8,

с. 57. 84. Металловедение и термическая обработка металлов, 1966, № 9. 85. Сб. «Новые материалы исследования металлов и сплавов». Пер.

с англ. Изд-во «Металлургия», 1966. 86. Б а г а р я ц к и й Ю. А. и др. ДАН СССР, 1955, т. 105, № 6,

с. 1225. 87. S i l c o c k J. М. а. о. Nature, 1955, v. 175, № 4460, p. 731. 88. S i l c o c k J. M. а. о. The mechanism of phase transformation

in metals. London (Inst. Met.), 1956, p. 93. 89. J. Metals, 1955, v. 7, S. 2, № 2. 90. Y о s h i d a H. J. Japan Inst. Metals, 1956, v. 20, № 5, p. 29?. 91. A u s t i n A. E., D o i g J. R. J. Metals, 1957, v. 9, Sect. 2,

№ 1, p. 27. 92. Б а г а р я ц к и й Ю. А., Н о с о в а Г. И. Кристаллография, 1958,

т. 3, вып. 1, с. 17. 93. S i l c o c k J. М. Acta metallurgica, 1958, v. 6, № 7, p. 481. 94. R o b i n s o n H. а. о. J. Metals, 1956, v. 8, № 11, p. 1544. 95. С а в и ц к и й E. M. и др. Атомная энергия, 1959, т. 7, вып. 3,

с. 231. 96. Г р и д и е в В. H и др. ДАН СССР, 1960, т. 134, № 6, с. 1334.

370V

97. D eL a z аг о D. J., L e v i n s о n D. W. J. Metals, 1954, v. 6, Sect. 2, № 9, p. 1089.

98. Б а г а р я ц к и й Ю. А. и др. Acta crystallographica, 1961, v. 14, № 10, 1087.

99. Сб. «Вопросы физики металлов и металловедения», № 11. Изд-во АН УССР, 1960.

100. Сб. «Титан и его сплавы», вып. 3. Изд-во АН СССР, 1960. 101. Сб. «Вопросы физики металлов и металловедения», № 12.

Изд-во АН УССР, 1961. 102. L o h b e r g K-, W e s t p h a l Н. Z. Metallkunde, 1958, Bd. 49,

Н. 9, S. 449. 103. J. Metals, 1956, v. 8, № 5. 104. Сб. «Вопросы физики металлов и металловедения», № 9. Изд-во

АН УССР 1659. 105. B u n g a r ' d t К., R u d i n g e r К. Z. Metallkunde, 1961, Bd. 52,

Н. 2, S. 120. 106. А г е е в Н. В., П е т р о в а Л. А. ЖНХ, 1959, т. 4, вып. 8, с. 1924. 107. ЖНХ, 1959, т. 4, вып. 5. 108. ЖНХ, 1960, т. 5, вып. 3. 109. А г е е в Н. В. и др. ЖНХ, 1961, с. 6, вып. 8, с. 1976. 110. Физико-химический анализ. Труды юбилейной конференции.

Изд-во Сибирского отд. АН СССР. Новосибирск, 1963. 111. С а в и ц к и й Е. М. и др. ЖНХ, 1959, т. 4, вып. 3, с. 702. 112. А г е е в Н. В. и др. Изв. АН СССР, ОТН, Мет. и топл., 1961,

№ 6, с. 127. 113. А г е е в , Н . В. и др. Изв. АН СССР, ОТН, Мет. и топл., 1961,

№ 5, с. 86. 114. А г е е в Н. В., P о г а ч е в с к а я 3. М. ЖНХ, 1959, т. 4, вып. 10,

с. 2323. 115. П у л ь ц и н Н. М. Титановые сплавы и их применение в маши-

ностроении. Машгиз, 1962. 116. Сб. «Исследование металлов в жидком и твердом состояниях».

Изд-во «Наука», 1964. 117. H a r m o n Е. L., T г о i а п о A. R. J. Metals, 1957, v. 9, № 10,

(Fall meeting report), p. 57. 118. I a m e i s o n J. C. Science, 1963, v. 140, № 3562, p. 72. 119. Ф е д о т о в С. Г., С и н о д о в а Е. П. Металловедение и терми-

ческая обработка металлов, 1965, № 4, с. 26. 120. Б о г а ч е в И. H., Д ь я к о в а М. А. Металловедение и термиче-

ская обработка металлов, 1966, № 1, с. 63. 121. L i u Y. С. J. Metals, 1956, v. 8, № 8, Sect. 2, p. 1036. 122. S r i v a s t a v a L. P., P a r r J., G o r d o n . Trans. Metallurg.

Soc. AIME, 1962, v. 224, p. 1295. 123. Z w i c k e r U. Z. Metallkunde, 1959, Bd. 50, H. 5, S. 261. 124. A d a c h i M., Tsujimoto T. J. Japan Inst. Metals, 1961, v. 2,

№ 9, p. 568. 125. L a m b o r n E. J. Australian Institute Metals, 1960, v. 5, № 2,

p. 140. 126. Д ь я к о в а M. А., Б о г а ч е в И. H. Изв. вузов, Цветная ме-

таллургия, 1965, № 6, с. 120. 127. K n o r r W., S c h o l l Н. Z. Metallkunde, 1960, Bd. 51, Н. 10,

S. 605. 128. А г е е в Н. В. и др. ЖНХ, 1961, т. 6, вып. 1, с. 251. 129. Сб. «Титан в промышленности». Оборонгиз, 1962.

371V

130. М о и с е е в В. Н. Металловедение и термическая обработка ме-таллов, 1962, № 4, с. 36. -

131. J o s h i d a S. а. о. J. Mech. Lab. Japan (Engl. Edn.), 1955, v. I, № 1, p. 10.

132. Д ь я к о в а M. А., Б о г а ч е в И. H. ФММ, 1960, т. 10, вып. 6, с. 896.

133. Б о г а ч е в И. H., Д ь я к о в а М. А. ФММ, 1961, т. 12, вып. 4, с. 607.

134. Trans. Metallurg. Soc. AIME, 1960, v. 218. 135. Б о г а ч е в И. Н. и др. ФММ, 1961, т. И, вып. 4, с. 557. 136. H a r m o n Е. L. а. о. Trans. Amer. Soc. Metals, 1958, v. 50,

p. 418. 137. D e L a z a r o D. J., R o s t o k e r W. Acta Metallurgica, 1953,

v. 1, № 6, p. 674. 138. D e L a z a r o D. J. a. o. Trans. AIME, 1952, v. 194, p. 265. 139. J a f f e L. D. Metal progr., 1955, v. 67, № 2, p. 101, № 3, p. 104. 140. S p a c h n e r S. A., R o s t o k e r WADC1 Techn. Rep. 55—352,

June, 1956. 141. Trans. Amer. Soc. Metals, 1961, v. 53. 142. М о и с е е в В. H. Металловедение и термическая обработка ме-

таллов, 1960, № 6, с. 30 143. Г л а з у н о в С. Г. и др. Авиационная промышленность, 1958,

№ 6, с. 43. 144. Г л а з у н о в С. Г. и др. Авиационная промышленность, 1958,

№7, с. 61. 145. Б л о к Н. И. и др. Заводская лаборатория, 1958, № 2, с. 141. 146. Сб. «Титан в промышленности». Оборонгиз, 1961. 147. Л и в а н о в В. А. и др. Водород в титане. Металлургиздат, 1962. 148. К о л а ч е в Б. А. Водородная хрупкость цветных металлов.

Изд-во «Металлургия», 1966. 149. Металловедение и термическая обработка металлов, 1964, № 6. 150. Сб. «Титан и его сплавы», вып. 3. Изд-во АН СССР, 1960, с. 29. 151. Б л о к Н. И. и др. Изв. АН СССР, ОТН, 1958, № 12, с. 96. 152. Металловедение и термическая обработка металлов, 1967, № 2. 153. Metal treatm. and drop forging, 1955, v 22, № 121, p. 424. 154. D u p o u y J. M. а. о. Trans. Amer. Soc. Metals, 1960, v. 52,

p. 221, 155. F o p i a n o P. J. a. o. J. Metals, 1960, v. 12, № 9, p. 727. 156. S a u l n i e r A. Rev. metallurgie, 1959, v. 56, № 3, p. 205. 157. T a n n e r L. E. Trans. Metallurg. Soc. AIME, 1961, v. 221, p. 74. 158. M c P h e r s o n D. J. Fifth Titanium Metallurgy Course (New

York University), Lecture, № 5, 1960. 159. J a f f e L. D. J. Metals, 1955, v. 7, № 11, p. 1245. 160. Сб. «Металловедение», вып. 3. Судпромгиз, 1959. 161. Металловедение и термическая обработка металлов, 1965, Ws 6. 162. A a r o n s o n Н. I. а. о. Trans. Metallurg. Soc. AIME, 1957,

v. 209, p. 1227. 163. T a n n e r I.. E. Department of Defence Titanium Sheet-Rolling

Programme: TTT — Diagrams of the titanium Sheet-Rolling Prog-ramme Alloys, p. 79, oct. 1959. Illinois Inst. Technology, Armour Research Foundation, DMIC-46G, Pb. 151075.

164. Xo p ев А. И. и др. Металловедение и термическая обработка металлов, 1965, № 2, с. 50.

372V

165. S c h o f i e l d Т. H., B a c o n А. Е. Acta metallurgica, 1959, V. № 6, р. 403.

166. S c h o f i e l d Т. Н. J. Inst. Metals, 1961, v. 89, № 7, p. 236. 167. UI и г a p e в А. С. Металловедение и термическая обработка ме-

таллов, 1962, № 1, с. 42. 168. Г у л я е в А. П., Ш и г а р е в А. С. Металловедение и термиче-

ская обработка металлов, 1963, № 4, с. 9. 169. Труды ИМЕТ им. А. А. Байкова, МЭИ, МИСиС, вып. 44, 1963.

Изд-во ИМЕТ, МЭИ и МИСиС. 170. Г л а з у н о в С. Г., X o р е в А. И. Металловедение и термиче-

ская обработка металлов, 1964, № 8, с. 37. 171. Сб. «Процессы диффузии, структура и свойства металлов».

Изд-во «Машиностроение», 1964. 172. И в а н о в а В. С., Г о р д и е н к о Л. К- Новые пути повышения

прочности. Изд-во «Наука», 1964. 173. Сб. «Металловедение легких сплавов». Изд-во «Наука», 1965. 174. Б о к ш т е й н С. 3. и др. Заводская лаборатория, 1965,

№ 6, с. 745. 175. Металловедение и термическая обработка металлов, 1966,

№ 5 . 176. Б е р н ш т е й н М. Л. и др. Цветные металлы, 1964, № 12, с. 80. 177. Б о к ш т е й н С. 3. и др. Изв. АН СССР. Металлы, 1965, № 5,

с. 139. 178. Steel, 1960, v. 146, № 14, p. 138. 179. Light metal Age, X. 1959, v. 17, oct., № 9/10, p. 32. 180. L i g h t Metals, 1959, april, № 253, p. 107. 181. Проспект фирмы Kobe (Япония). 182. W i l l i a m s D. N. а. о. Metal progr.., 1956, v. 69, № 6, p. 57. 183. F r o s t P. D. Metal treatm. and drop forging, 1957, v. 24, № 143,

p. 307. 184. J a f f e L. D. Metal progr., 1955, v. 67, № 2, p. 101. 185. M и H к e в и ч A. H. Химико-термическая обработка металлов

и сплавов. Изд-во «Машиностроение», 1965. 186. S ch m i t z - D u m o n t 0., S t e i n b e r g К. Naturwissenschaf-

ten, 1954, Jg. 41, Н. 5, S. 117. 187. J a f f e e R. J. а. о. J. Metals, 1950, v. 2, № Ю, р. 1261. 188. S u i t e r J. W. J. Inst. Metals, 1955, v. 83, part 10, p. 460. 189. W a s i I e w s k i R. J., K e h l G. L. J. Inst. Metals, 1954, v. 83,

Part 3, p. 94. 190. Сб. докладов no теории жаропрочности металлов и сплавов.

Изд. ИМЕТ им. А. А. Байкова, 1963. 191. Е р е м е н к о В. Н, Титан и его сплавы. Изд. АН УССР, Киев,

1960. 192. S i l k Е. J. Iron Age, 1952, v. 170, № 20, p. 166. 193. H a n s e 1 R. W. Metal progr., 1954, v. 65, № 3, p. 89. 194. Steel, 1953, v. 133, № 18, p. 130. 195. W y a t t J. L., G r a n t N. J. Iron Age, 1954, v. 173, № 2, p. 112, 196. K o t f i l a R. J., E r b i n E. E. Metal progr., 1954, v. 66, Ws 4,

p. 128. 197. L e n n i n g G. A. a. o. J. Metals, 1954, v. 6, № 3, p. 367. 198. М и н к е в и ч A. H. и др. Металловедение и термическая обра-

ботка металлов, 1956, № 7, с. 39. 199. C u t h i l l J. а. о. J. Res. Nat. Bur. Standards, 1960, v. 64A, №1,

p. 119.

373V

200. С и д о р и и й. И. и др. Научные доклады высшей школы, серия «Машиностроение», 1959; № 2, с. 120.

201. Сб. «Титан и его сплавы». Изд-во АН СССР, № 8, 1962. 202. T a k e u c h i а. о. J. J a p a n Inst. Metals, 1959, v. 23, JNs 7,

p. 410. 203. N a k a n o К. а. о. J. Japan Inst. Metals, 1960, v. 24, № 8, p. 500. 204. M e t a l Ind., 1960, v. 97, № 5, p. 87. 205. Современные сплавы и их термическая обработка. Сб. докладов

МДНТП. Машгиз, 1958. 206. С м и р н о в А. В., Н а ч и н к о в А. Д. Металловедение и тер-

мическая обработка металлов, 1960, № 3, с. 22. 207. G u l b r a n s e n Е. A., A n d r e w К F. J. Metals, 1949, v. 1,

№ 10, p. 741. 208. С м и р н о в А. В., Н а ч и н к о в А. Д. Металловедение и терми-

ческая обработка металлов, 1960, № 7, с. 42. 209. Труды Ленинградского института авиационного приборострое-

ния, вып. 30, 1959. 210. Н а ч и н к о в А. Д. Азотирование титана и его сплавов. Обще-

ство по распространению политических и научных знаний РСФСР; серия «Металловедение и термическая обработка», вып. 3, 1960.

211. C a r p e n t e r L. G., R e a v e l l F. R. Metallurgia1 1948, v. 39, № 230, p. 63.

212. Г р д и н а Ю. В. и др. Изв. вузов. Черная металлургия, 1962, № 6, с. 128.

213. Г р д и н а Ю. В. и др. Изв. вузов, Черная металлургия, 1963, № 4, с. 129.

214. Сб. «Диффузионные покрытия на металлах». Изд-во «Наукова Думка», Киев, 1965.

215. Справочник «Конструкционные материалы», т. 1. Изд-во «Совет-ская энциклопедия», 1963.

216. Н о в и к о в а Е. Н. и др. Металловедение и термическая обра-ботка металлов, 1965, № 10, с. 19.

217. В е р х о г л я д о в а Т. С. и др. Порошковая металлургия, 1961, № 4, с. 9.

218. С а м с о н о в Г. В., Э п и к А. П. Покрытия из тугоплавких сое-динений. Изд-во «Металлургия», 1964.

219. С а м с о н о в Г. В., Л а т ы ш е в а В. П. ФММ, 1956, т. II, вып. 2, с. 309.

220. К P е й м е р Г. С. и др. ЖТФ, 1952, т. 22, № 5, с. 858, 874. 221. Б о р и с о в В. Т. и др. Изв. АН СССР, серия Металлургия

и горное дело, 1964, № 4, с. 147. 222. Щ е р б е д и н с к а я А. В., М и н к е в и ч А. Н. Изв. вузов, Цвет-

ная металлургия, 1965, № 4, с. 123. 223. Ac а н о в а М. П. и др. ФММ, 1960, т. 9, вып. 5, с. 689. 224. М и н к е в и ч А. Н. Металловедение и термическая обработка

металлов, 1961, № 8, с. 9. 225. М и н к е в и ч A. H., Ш у л ь г а Ю. Н. Металловедение и тер-

мическая обработка металлов, 1957, № 12, с. 53. 226. W e b b W. W. а. о. J. Electrochem. Soc., 1956, v. 103, № 2, р. 112. 227. H a n s e n M., а. о. Trans. Amer. Soc. Metals, 1952, v. 44, p. 518. 228. M i l l e r P. D. a. o. Metal progr., 1956, v. 69, № 5, p. 61. 229. С а м с о н о в Г. В. и др. ДАН УССР, 1959, № 1, с. 36.

374V

230. S u t c l i f f e D. A. Metal treatm. and drop forging, 1954, v. 21, № 103, p. 191.

231. Г е м б а л ь с к и С. Металловедение и термическая обработка металлов, 1967, № 9, с. 4.

232. Сб. «Поверхностные явления в расплавах и процессах порош-ковой металлургии». Изд-во АН УССР, 1963.

233. А н и т о в И. С., M а к с и м о в а А. Г. ЖПХ, 1960, т. 33, вып. 12, с. 2724.

234. Справочник «Конструкционные материалы», т. 2. Изд-во «Со-ветская энциклопедия», 1964.

235. M o o r D. G. а. о. Metal progr., 1951, v. 60, № 6, р. 174,