1.6 Термическая обработка для титановых сплавов

Для титана и его сплавов применяют в основном следующие виды термической обработки: отжиг, закал­ку и старение, в меньшей степени химико-термическую и термомеханическую обработку.

Титан и титановые α-сплавы подвергают отжигу первого рода для снятия нагартовки, обусловленной пластической деформацией. Легирующие и примесные элементы, как правило, повышают температуру начала рекристаллизации иодидного титана, поэтому титано­вые сплавы отжигают при более высоких температурах, чем титан. Но температура отжига не должна быть чрезмерно высокой из-за роста зерна. В частности, тем­пература нагрева не должна превышать точку Ас₃, так как в β-области бурно растет зерно. По склонности к росту зерна титан и его сплавы сходны с наследственно крупнозернистыми сталями.

Разупрочнение нагартованного титана и титановых сплавов с преобладанием α-фазы начинается еще на стадии возврата, поскольку в них из-за большой энергии дефектов упаковки и малого расщепления дислока­ций легко развивается полигонизация, приводящая не только к формированию субзеренной структуры, но и к уменьшению общей плотности дислокаций. В связи этим эффективное разупрочнение нагартованных полуфабрикатов из титана, псевдо-α и многих (α + β)-сплавов достигается не только рекристаллйзационным, но и дорекристаллизационным отжигом.

Отжиг (α+β) -сплавов сочетает элементы отжига первого и второго рода. Температура отжига, во-первых, должна быть достаточно высокой, чтобы снять нагартовку, а во-вторых, достаточно низкой, чтобы обес­печить такое содержание легирующих элементов в β-фазе, которое способно не только предотвратить ее рас­пад в процессе охлаждения, но и обеспечить достаточ­ную

стабильность при эксплуатации готового изделия. Чем ниже температура

отжига в (α+β) -области, тем больше концентрация (β-стабилизаторов в β-фазе и тем выше ее термическая стабильность. Однако количество β-фазы, определяемое известным правилом рычага, бу­дет при этом уменьшаться.

Самый простой режим отжига (α+β) -сплавов за­ключается в их нагреве при температурах, достаточных для снятия нагартовки, с последующим охлаждением на воздухе. Температура простого отжига обычно состав­ляет около 800°С. Для титановых (α+β) -сплавов, по­мимо простого отжига, применяют изотермический от­жиг. Он состоит из нагрева сплава при сравнительно высоких температурах t₁ (~800—950°С), достаточных для снятия нагартовки, охлаждения до температур t₂ (~ 500—650°С), обеспечивающих высокую стабиль­ность β-фазы (эти температуры обычно слишком низки для развития интенсивного возврата и рекристаллизации в нагартованном металле) и выдержки при этой температуре с последующим охлаждением на воздухе. Такой отжиг обеспечивает сочетание довольно высокой прочности и жаропрочности и хорошей пластичности.

Помимо этого, для (α+β)-сплавов применяют двойной отжиг. Он отличается от изотермического отжига тем, что после выдержки на высокотемпературной сту­пени сплав охлаждают на воздухе до комнатной тем­пературы и лишь затем нагревают до температуры вто­рой ступени, в то время как при изотермическом отжиге переход от температуры t₁ к t₂ осуществляют или ох­лаждением металла с печью или переносом его из печи в печь.

После охлаждения сплава с высокотемпературной ступени на воздухе в нем фиксируется метастабильная β-фаза, которая при последующем нагреве до темпера­туры второй ступени распадается, вызывая упрочнение сплава. В итоге двойной отжиг обеспечивает более вы­сокую прочность (α+β)-сплавов при пониженной плас­тичности. По существу — это неполная (мягкая) закал­ка с последующим старением.

Для уменьшения остаточных напряжений, образу­ющихся в титановых

сплавах при различных техноло­гических операциях (механической обработке, правке, сварке и т. д.), применяют неполный отжиг при сравни­тельно низких температурах (450—650°С), недостаточ­ных для развития рекристаллизации. Напряжения при этих температурах снимаются, по-видимому, в резуль­тате дислокационной ползучести или дислокационного скольжения.

Упрочнение титановых сплавов при закалке и старе­нии определяется их фазовым составом после закалки и количеством метастабильных фаз. При этом поведе­ние сплавов при закалке и старении существенно зави­сит от того, какие β-стабилизаторы — эвтектоидообразующие или {β-изоморфные — определяют фазовый со­став закаленных сплавов.

На рисунке 4 показано изменение механических свойств титановых сплавов в зависимости от температуры на­грева под закалку на примере сплавов Ti+3,6% Cr и Тi+4,7% Мо.

а б

Рисунок 4 - Зависимость механических свойств сплавов Ti+3.6% Cr (a) и Ti+4.7% Mo (б) от температуры нагрева под закалку.

Прочностные свойства сплава титана с эвтектоидообразующим β-стабилизатором (Ti+3,6% Сг) начинают резко возрастать после закалки с температуры 700°С, когда в структуре сплава появляется ω-фаза. С повы­шением температуры нагрева под закалку прочностные характеристики сплава растут, так как увеличивается количество β и ω-фаз. После закалки с температуры t_кр (850°С) β-фаза имеет критический состав и упроч­нение, обусловленное ω-фазой, максимально. Сплав Ti +3,6% Сг после закалки с температур 850—900°С имеет практически нулевое удлинение и сужение. После закалки с более высоких температур появляется α'-фаза; вместе с тем сильно уменьшается количество β, а следовательно и ω-фазы. Поэтому несколько снижаются прочностные характеристики и повышается пластич­ность.

Для сплава титана с изоморфным β-стабилизатором (Ti+4,7% Mo) после закалки с температур, близких к t_кр (775—825°С), наблюдается провал предела текуче­сти, которому соответствует некоторое повышение плас­тичности. Этот провал предела текучести обусловлен двумя причинами. Во-первых, после закалки с темпера­тур, близких к t_кр в сплавах фиксируется максимальное количество метастабильной β-фазы. Эта β-фаза меха­нически нестабильна и при сравнительно низких на­пряжениях испытывает мартенситное превращение β→α’, что и дает «наведенную» превращением пластич­ность. Во-вторых, после закалки с температур выше t_кр в структуре сплавов появляется мягкая мартенситная фаза α". При дальнейшем повышении температуры нагрева под закалку β-фаза обедняется β-стабилизаторами и поэтому фаза α" по химическому составу и кри­сталлической структуре приближается к фазе α', что приводит к увеличению прочностных характеристик.

Оптимальные температуры нагрева под закалку определяются тем, какие

метастабильные фазы при этом образуются. Если в титановых сплавах не обра­зуется при закалке мартенсит α", то температуру на­грева под закалку

подбирают таким образом, чтобы зафиксировать закалкой (α+β)-структуру с макси­мальным количеством метастабильной β-фазы. Эти оптимальные температуры нагрева под закалку близки к t_кр. В том случае, когда в сплавах при закалке фикси­руется мартенсит α", оптимальные температуры нагрева под закалку могут быть значительно выше t_кр. Однако они не должны превышать Ас₃ из-за резкого укрупне­ния зерна β-фазы. Структура этих сплавов после закал­ки с температур от t_кр до Aс₃ представлена α, α" и β-фазами.

Как уже отмечалось, фаза α" образуется лишь в сплавах, титана β-и квази-β-изоморфных систем; в сплавах титана с эвтектоидообразующим β-стабилизаторами ее нет. Промышленные титановые (α+β)-сплавы часто легируют и изоморфными и эвтектоидообразую­щими β-стабилизаторами. В этом случае зависимость фазового состава сплавов от температуры нагрева под закалку будет определяться теми элементами, которые доминируют.

Отмеченное различие в принципах выбора оптимальных температур нагрева под закалку сплавов неодинакового химического состава обусловлено разными эффектами упрочнения сплавов при распаде мартенсита α' и α". Распад мартенсита α' не приводит к заметному упрочнению сплавов, в то время как распад фазы α" дает сильное упрочнение (рисунок 5).

Рисунок 5 - Изменение прочности и твердости титановых сплавов при распаде мартенситных фаз α’ и α”.

Псевдо-β-титановые сплавы нагревают под за­калку до температур, несколько превышающих точку Ac₃.

После закалки сплавы подвергают старению. Упроч­нение при старении обусловлено процессами распада метастабильных β и α"-фаз. Чтобы избежать хрупко­сти, связанной с ω-фазой, титановые сплавы подвергают старению по режимам, не приводящим к ее образова­нию, чаще всего при 500—600°С. При этих температу­рах упрочнение обеспечивается дисперсной α-фазой. Если β-фаза распадается без образования ω-фазы или ее объем невелик , то сплавы можно подвергать старению и при более низких температурах (450—500°С). При низкотемпературном старении выделения α-фазы более дисперсны и обеспечивают поэтому большее упрочнение. Вместе с тем в последнее время было показано, что ω-фаза может обеспечить достаточно высо­кое сочетание прочности и пластичности, если она вы­деляется в благоприятной форме и не в слишком боль­ших количествах.

В настоящее время, хотя и в ограниченных масшта­бах, применяют термомеханическую обработку титано­вых сплавов. Она не приводит к существенному повы­шению прочности α и псевдо-α-титановых сплавов, как это наблюдается для сталей, но резко повышает одно­родность структуры и свойств по сечению и длине из­делий, а также воспроизводимость свойств изделий из разных плавок одного и того же сплава. В результате ТМО прочность (α+β)-сплавов возрастает на 5—20% по сравнению с прочностью после стандартной закалки и старения при одновременном увеличении поперечного сужения.

Из всех видов химико-термической обработки для титана и его сплавов наиболее широко применяют азо­тирование и оксидирование. Азотирование и оксидирование уменьшают налипание и схватывание титана и его сплавов при работе в условиях трения, повышают их сопротивление износу, усталостную прочность, кор­розионную стойкость в ряде сред и жаростойкость. Основные трудности, возникающие при практическом применении к титану и его сплавам

химико-термической к обработки, связаны с большой хрупкостью поверхностных слоев, приводящей к повышенной чувствительности к надрезам и трещинам. [3]