3.2 Маркування титанових сплавів

При маркування титанових сплавів використовують змішане позначення буквами та цифрами. На початку марки записують букви, які вказують на розробника сплаву [3]: ВТ – «ВИАМ титан»; ОТ, АТ – дослідницький титан, ОТ – сплави сумісної розробки ВИАМу та Верхнєсалдинського металургійного виробничого об’єднання (ВСМПО); ПТ – «прометей титан», розробка ЦНИИ КМ «Прометей». Цифри після букв вказують на номер сплаву. Іноді при маркуванні сплаву наприкінці марки додатково позначають: У – покращений; М – модифікований; И – спеціального призначення; Л – ливарний сплав, кт - криогенного призначення, ч – підвищеної чистоти, с – спеціального призначення для зварних з’єднань.

Приклади маркування: технічно чистий титан – ВТ1-00, ВТ1-0; титанові сплави – ВТ5, ВТ5Л, ОТ4, АТ3, ПТ7-М.

3.3 Фазові перетворення в титанових сплавах

Основні перетворення в титанових сплавах – поліморфне та мартенситне.

Поліморфне перетворення  в титанових сплавах проходить в інтервалі температур. Верхня температура поліморфного перетворення, яка відповідає переходу від двофазної області + до однофазної -області, позначається як t_п, t_пп (температура повного поліморфного перетворення) або Ас₃. При невеликих швидкостях охолодження перетворення  проходить шляхом зародження кристалів нової фази та наступного їх росту, при цьому між -фазою та вихідною -фазою встановлюється орієнтаційне співвідношення (принцип орієнтаційної та розмірної відповідності). На рис.3.10, 3.11 всередині двух елементарних комірок ОЦК гратки -Ті, виділена комірка, котра перебудовується в ГЩП гратку -Ті. Ці комірки мають загальні площини (011) та (0001). Для того щоб відбулась перебудова елементарної комірки в ГЩП гратку, необхідно щоб атоми в площинах (011) – (0001) змістилися таким чином, щоб трикутник типу АВС перебудувався в трикутник АВС з кутами при вершинах 60°. Така перебудова здійснюється стисненням ОЦК гратки на 10% вздовж напрямку _, та розширенням на 10% вздовж напрямку _ та розширенням на 1% вздовж напрямку 001_. Таким чином встановлюється орієнтаційне співвідношення між - та -фазами (110)(0001);  (співвідношення Бюргерса) [3].

Рисунок 3.10 – Прообраз елементарної комірки ГЩП гратки в ОЦК структурі

а б

Рисунок 3.11 – Схема розташування атомів

в площинах (011) ОЦК гратки (а) та (0001) ГЩП гратки (б)

При охолодженні внаслідок поліморфного перетворення  початкові зерна -фази діляться на декілька більш дрібних зерен -фази. При цьому сусідні зерна -фази мають спільність в орієнтуванні.

При повільному охолодженні перетворення  починається на межі -фази. Об’єм -зерна заповнюється декількома колоніями однаково орієнтованих -пластин (рис.3.12, а). Така структура іноді називається перетвореною -структурою та характеризується розмірами колишнього -зерна (D), розміром -колоній (d) та товщиною -пластин (l). В сплавах з достатньо високим вмістом -стабілізаторів -пластини поділені прожилками -фази.

а – пластинчата (-перетворена), б – змішана (дуплексна),

в – рівноважна (глобулярна)

Рисунок 3.12 – Типові мікроструктури титанових сплавів

у відпаленому стані [11]

Якщо титанові сплави нагріти до температури двофазної області +, то при наступному охолодженні -фаза зберігається, а -фаза зазнає поліморфного перетворення. Таким чином, формується змішана структура, представлена світлими поліедричними зернами початкової -фази та -перетвореної матриці (рис.3.12, б). Така структура називається дуплексною [11]. Повністю рівновісну структуру (рис.3.12, в) можна отримати після деформації в - або ( + )-області з наступним рекристалізаційним відпалом при температурах нижче -області.

Механічні властивості (+)-сплавів залежать від характеру мікроструктури [11]:

– ( + )-сплави з зернистою структурою мають високу циклічну міцність, пластичність, технологічність. В (+)-сплавах з зернистою структурою зерна - та -фаз дуже дрібні, тому сплави здатні до надпластичності при 900…950°С;

– ( + )-сплави з пластинчатою структурою мають малу швидкість розповсюдження тріщини; високу в’язкість руйнування, ударну в’язкість, жароміцність при знижених характеристиках пластичності та циклічної витривалості. Механічні властивості сплавів з пластинчатою структурою залежать від її параметрів: D, d, l.

При швидкому охолодженні із швидкістю v_охол  v_кр в інтервалі температур Мп-Мк (відповідно початок та кінець мартенситного перетворення) поліморфне перетворення  проходить за бездифузійним механізмом (мартенситне перетворення).

Підвищення вмісту легувальних елементів супроводжується зниженням температури Мп та Мк і в сплавах з концентрацією -стабілізатора від С_кр до С_кр ці температури досягають кімнатної (рис.3.13). Нижче температури t_ відбувається мартенситне перетворення , яке не доходить до кінця (це перетворення обмежується С_кр). Алюміній та нейтральні елементи (Sn і Zr) подавляють утворення -фази при гартуванні [3].

Температура Мп не залежить від швидкості охолодження та визначається природою легувального елементу. За ефективністю зниження температури Мп елементи розташовуються в ряд Al, Sn, Ag, Zr, Nb, W, Bi, Cu, V, Mo. Ni, Cr, Co, Mn, Fe.

Фазовий склад титанових сплавів, загартованих з -області змінюється послідовно: (), () +  + ,  + , _{метстабільна} (_мет).

Якщо кількість -стабілізаторів невелика (вміст легувального елемента менший за С_кр), то при швидкому охолодженні утворюється мартенситна -фаза (), рис.3.13, а. Фаза  – це пересичений твердий розчин заміщення легувальних елементів в ГЩП-гратці -Ті, яка має голчасту морфологію. При цьому мартенситне перетворення  проходить повністю. Якщо вміст легувальних елементів знаходиться в межах С_кр–С_кр мартенситне перетворення проходить не до кінця. В структурі зберігається залишкова -фаза, яка при температурах нижче Т_ перетворюється в -фазу, когерентно пов’язану з -фазою. Тоді структура при кімнатній температурі складається з фаз  +  + . При концентрації -стабілізатора в межах С_кр-С_кр мартенситне перетворення не відбувається, але -фаза здатна перетворюватися на -фазу. Структура в цьому випадку  + . Фаза  при спостереженні за допомогою світлового мікроскопа не виявляється. Присутність в структурі -фази призводить до окрихчення титанових сплавів.

а б

Рисунок 3.13 - Фазовий склад титанових сплавів з евтектоїдоутворюючими (а)

та ізоморфними (б) -стабілізаторами після гартування з -області

В титанових сплавах легованих ізоморфними (V, Nb, Ta, Mo, W) та квазіізоморфними (Re, Ru, Os, Rh) -стабілізаторами при концентрації до С₁ (рис.3.13, б) після гартування утворюється -фаза. При більших концентраціях -фаза перетворюється на мартенсит  (). Фаза  – це пересичений твердий розчин заміщення легувальних елементів в ромбічній гратці. Перехід від - до -мартенситу відбувається шляхом одночасного поступового зміщення атомів за всім об’ємом.

Фази  та  – мартенситні фази, які мають пластинчату будову (рис.3.14, 3.15). Дисперсність цих фаз різна, залежить від багатьох факторів, внутрішня будова обох фаз характеризується значною кількістю двійників, високою густиною дислокацій та дефектів пакування [11].

б

г

а

в

а – 200; б – 1000; в – 8000; г – 12000

Рисунок 3.14 – Структура -фази в сплаві ВТ3-1 [11]

Метастабільна -фаза – це мартенситна фаза особливого типу, незакінчене мартенситне перетворення (), утворюється бездифузійним шляхом за зсувним механізмом, уявляє собою пересичений твердий розчин, який має гексагональну гратку (а = 0,460 нм, с = 0,28 нм, с/а = 0,613). Фіксується всередині -фази у вигляді доволі дрібних когерентних по відношенню до -матриці частинок. Гратка -фази закономірно орієнтована по відношенню до ОЦК гратки початкової -фази:  та  . Форма та розміри частинок -фази в різних сплавах та при різних способах отримання різна. -фаза в світловому мікроскопі не виявляється. Наявність -фази знижує пластичність і в’язкість, для уникнення окрихчення сплавів необхідно виключити появу -фази.

а

б

в

а – сплав ВТ16, гартування з 1150°С, 1000;

б, в – сплав ВТ3-1, гартування з 920°С; б – 1000; в – 10000

Рисунок 3.15 – Структура -фази [11]

В сплавах з концентрацією понад Скр фіксується метастабільна -фаза (_мет). Стабільність -фази залежить від вмісту -стабілізаторів. Якщо вміст легувального елементу не перевищує концентрацію С₂ (рис.3.13), то зафіксована гартуванням -фаза розпадається під дією напружень або деформації (називається механічно нестабільною). У випадку більшої концентрації фіксується механічно стабільна -фаза. Але як механічно нестабільна так і механічно стабільна -фаза термодинамічно нестійка. При нагріванні відбувається розпад -фази з виділенням з неї дисперсних частинок зміцнювальних фаз, тобто сплави із структурою метастабільної -фази можна зміцнювати термічною обробкою. В сплавах з -ізоморфними стабілізаторами при концентраціях більших за точку b (рис.3.13, б) утворюється термодинамічно стабільна -фаза, яка при нагріванні не зазнає розпаду. За структурою метастабільна -фази, яка фіксується після гартування, не відрізняється від структури -фази відпалених сплавів, але має менший вміст -стабілізаторів порівняно із стабільною -фазою. В табл.3.9 наведена мінімальна концентрація легувальних елементів для фіксації -фази.

Таблиця 3.9 – Умови фіксації метастабільних фаз в титанових сплавах при гартуванні з температури, яка відповідає -області [3, 10]

Елемент	Скр		Скр
	% (мас.)	% (ат.)	% (мас.)	% (ат.)
V	15	14	18	17
Nb	36	20	36	20
Ta	45	17	50	21
Cr	6,5	6	10	9,3
Mo	11	6	16,5	9
W	22	6,5	26	8,5
Mn	6,5	5,7	11	9,5
Re	15,5	4,5	17	5
Fe	5,5	4,7	9,2	8
Co	9,5	8	10	8,5
Ni	8,5	7	9,5	8

При гартуванні титанових сплавів можливе утворення метастабільної -фази (_мет): внаслідок зменшення розчинності легувальних елементів в -Ті із зниженням температури (рис.3.13, а, сплав І) в сплавах з -евтектоїдними стабілізаторами; внаслідок невідповідності хімічного складу -фази по температурам (наприклад, в сплаві ІІ, рис.3.13, б, при гартуванні з температури t₁ хімічний склад -фази визначається т.а₁, в той же час хімічний склад -фази в рівноважному стані визначається т.а) в сплавах з ізоморфними та квазіізоморфними -стабілізаторами; внаслідок пересиченості -фази, наприклад, Al (сплави системи Ті-Al).

Таким чином, швидке охолодження титанових сплавів може фіксувати в структурі наступні метастабільні фази: _мет, , ,  та _мет.

На рис.3.16 показано вплив фазового складу на механічні властивості титанових сплавів після гартування.

Рисунок 3.16 – Механічні властивості титану з хромом (а) та молібденом (б)

після гартування з температури, яка відповідає -області [3]

В сплавах з -евтектоїдними стабілізаторами з підвищенням концентрації легувального елементу в -мартенситі зростають характеристики міцності (_в, _0,2), а характеристики пластичності (, ) та модуль пружності (Е) сплавів різко знижуються (рис.3.16, а). Тимчасовий опір розриву (_в) досягає максимуму в сплавах зі структурою  + (). Висока міцність та повна відсутність пластичності обумовлена великою кількістю -фази. При підвищенні вмісту хрому (більше 6%) кількість -фази зменшується, що призводить до зниження міцності та підвищення пластичності. Модуль пружності загартованих сплавів з евтектоїдоутворюючими легувальними елементами найменший у сплавів з максимальним пересиченням -мартенситом і найбільший при максимальному вмісті -фази.

В сплавах з ізоморфними та квазіізоморфними -стабілізаторами (рис.3.16, б) характеристики міцності з підвищенням вмісту легувального елементу спочатку зростають внаслідок підвищення ступеня легованості -мартенситу, а при змінні - на -мартенсит знижуються і досягають мінімуму при максимальному легуванні -мартенситу. При концентрації -стабілізатора більше С_кр міцність сплавів зростає внаслідок підвищення кількості -фази, зміцненої -фазою, досягає найбільших значень при С_кр. При С_кр кількість -фази дорівнює нулю і міцність має мінімальне значення. При подальшому збільшенні концентрації -стабілізатора міцність зростає з підвищенням ступеня легованості -фази. Характеристики пластичності мають обернену залежність. Характер зміни модуля пружності аналогічний характеру зміни в сплавах з евтектоїдоутворюючими -стабілізаторами.

При старінні загартованих сплавів метастабільні фази розпадаються з утворенням стабільної структури  +  або інтерметалідів. Структура  +  має пластинчату будову. Дисперсність пластин визначається температурою та часом витримки при старінні.

Розпад мартенситних фаз  та  [10]. При низьких температурах мартенсит в титанових сплавах доволі стійкий та зберігається тривалий час. Його розпад починається при нагріванні до температур вище 300…400°С.

Розпад -фази може реалізуватися за наступними схемами:

1) розпад -мартенсита починається з виділення -фази, в результаті чого він збіднюється -стабілізаторами і переходить з початку в , а потім в -фазу:

a¢¢a¢¢_збід  a¢ +   

2) розпад -мартенситу починається з виділення -фази, він поступово збагачується -стабілізаторами, становиться термодинамічно нестійким та перетворюється в -фазу:

_збаг + _{нерівн.}    

3) за механізмом спінодального розпаду утворюються збагачені та збіднені об’єми мартенситу, котрі потім перетворюються в - та -фази спочатку нерівноважного, а потім і рівноважного складу:

_збаг + _збід  _{нерівн.} +   

4) при швидкому нагріванні загартованого сплаву зі структурою, представленою -мартенситом, до температури старіння відбувається зворотне мартенситне перетворення _збід  ; -фаза розшаровується на збагачені та збіднені об’єми, котрі далі перетворюються відповідно до свого складу:

Розпад -мартенситу зазвичай відбувається за двома першими схемами, які описані для -мартенситу. Причому в сплавах з -евтектоїдними елементами розпад завершується евтектоїдним перетворенням -фази ( + інтерметалід).

Механізм перетворення мартенситу залежить від легованості, наявності певних фаз, схеми термічної обробки (гартування + старіння або ізотермічна обробка), температури розпаду, структурного стану сплаву.

Розпад метастабільної -фази (_мет) [10]. Метастабільна -фаза зафіксована гартуванням в сплавах Ті з евтектоїдними -стабілізаторами розпадається з утворенням інтерметалідної фази. Наприклад: в сплавах систем Ti-Cu та Ti-Cu-Al _мет розпадається за механізмом _метзони ГПTi₂Cu.

В титанових сплавах збагачених Al (більше 5%) при старінні або ізотермічній обробці в пересиченому -твердому розчині відбуваються процеси впорядкування, що призводить до утворення інтерметаліду Ti₃Al (₂) із упорядкованою граткою.

Розпад метастабільної -фази (_мет) [10]. При температурах вище 500°С -фаза розпадається з виділенням -фази. Розпад починається з розшарування -твердого розчину на мікрооб’єми збагачені та збіднені -стабілізаторами. Коли збіднені об’єми досягають певних розмірів та в них встановлюється певна концентрація -стабілізатора, вони перетворюються в -, -фази. Розпад -фази може бути описаний наступною схемою: _мет_збаг. + _збідн._збаг  () + . Розпад супроводжується дифузійним обміном компонентами між фазами (, ) та . Із збільшенням часу витримки ()-фаза, яка на початок розпаду збагачена -стабілізаторами, збіднюється ними, а -фаза, навпаки, збагачується.

При достатньо високих температурах, зазвичай вище 600°С, зародження -фази відбувається на великокутових межах зерен. В інтервалі температур 500…600°С -фаза зароджується переважно на границях субзерен і в областях скопичення дислокацій. При доволі низьких температурах зародження -фази відбувається в об’ємі зерна через ряд проміжних стадій.

При розпаді метастабільної -фази спостерігається 2 типу -фази [10]:

– при високій температурі старіння утворюється -фаза першого типу. Вона має форму пластин, глобулей або голок;

– при низьких температурах старіння утворюється -фаза другого типу. Вона має форму дуже тонких пластин із наявністю двійників та зформована в колонії. Інколи -фаза другого типу розташовується навколо -фази першого типу у вигляді оторочки.

-фаза першого та другого типу може утворюватися і при відпалюванні.

При температурах нижче 500°С розпад -фази починається з формування в середині неї -фази. -фаза, яка утворюється при старінні або ізотермічній витримці, називається ізотермічною, а -фаза, яка утворюється при гартуванні – атермічною. Ізотермічна і атермічна -фази мають схожу кристалічну будову. Але ізотермічна -фаза має більш широкий концентраційний інтервал існування ніж атермічна.

Розпад -фази при температурах нижче 500°С починається з утворення мікрооб’ємів збагачених та збіднених -стабілізаторами. В збіднених об’ємах відбувається перетворення  за мартенситним механізмом. Ріст зародків -фази відбувається дифузійним шляхом, надлишок -стабілізаторів відтісняється в -матрицю сплаву. В загальному випадку розпад -фази проходить за схемою _мет_збаг. + _збідн. +  +  +  + +  +   + .

Перетворення, які відбуваються в титанових сплавах при ізотермічній обробці, схожі з тими, котрі спостерігаються і при старінні. Основна різниця полягає в швидкості розпаду метастабільних фаз. Так, наприклад, -фаза при ізотермічній обробці розпадається зазвичай повільніше ніж при старінні загартованого сплаву при тих же температурах.

Процеси, які проходять в титанових сплавах при термічній обробці описуються діаграмами ізотермічного перетворення. На рис.3.17 наведені типові діаграми ізотермічного перетворення для титанових сплавів з -ізоморфними стабілізаторами (сплави нагрівали до температури існування -фази і різко охолоджували нижче температури Аr₃).

1 та 2 – лінії початку та кінця розпаду -фази за схемою ;

3 та 4 – лінії початку та кінця розпаду мартенситу;

5 – лінія, яка обмежує область існування -фази;

6 – лінія початку розшарування -фази (_збаг + _збід);

7 та 8 – лінії початку та кінця перетворення  + 

Рисунок 3.17 – Зміна характеру діаграми ізотермічного перетворення

в титанових сплавах з підвищенням вмісту -стабілізатора (а–г) [3]

В сплавах з концентрацією -стабілізаторів меншою за С_кр при температурах нижче Мк розпадається тільки мартенситна фаза. При обробці в інтервалі температур Мп–Мк сплав має структуру  () та _мет і при ізотермічній витримці розпадається як мартенситна фаза так і _мет-фаза. Незалежний розпад мартенситу та -фази на діаграмі показано двома парами кривих. Одна пара ліній описує початок (3) та кінець (4) розпаду мартенситної фази, а інша – початок (1) та кінець (2) розпаду -фази (рис.3.17, а).

При ізотермічній обробці вище Мп розпадається тільки -фаза. Як при занадто високих (температурах близьких до Ас₃), так і занадто низьких температурах швидкість розпаду -фази незначна.

Із збільшенням концентрації -стабілізаторів знижується температура Мп, тому в деяких сплавах температура Мп знаходиться нижче кімнатної температури і мартенситне перетворення та розпад мартенситу не відбуваються, розпадається тільки -фаза. При цьому при температурах нижче Т можливий розпад -фази через утворення -фази (рис. 3.17, в).

В сплавах додатково легованих Al, Sn або Zr можливе перетворення за бейнітним типом (рис. 3.17, г).