книги из ГПНТБ / Колачев, Б. А. Механические свойства титана и его сплавов

ции листовой штамповки (вытяжка, гибка, отбортовка и т. и.) производятся в холодном состоянии. Сплавы хоро­ шо свариваются всеми видами сварки. С повышением со­ держания алюминия и марганца в этой серии прочность сплавов повышается, а пластичность и технологичность ухудшаются. Жаропрочность сплавов серии ОТ невысока

(рис. 72).

Высокое сочетание механических свойств характерно для комплексно легированных сплавов шестикомпонент-

>20

W

ной системы Ti—А1—С-г—Fe—Si—В (сплавы серии АТ), разработанных И. И. Корниловым с сотрудниками [143]. Эти сплавы также образуют цепочку составов; при пос­ тоянной концентрации суммы элементов Cr, Fe, Si и В (порядка 1,5%) они имеют переменное содержание алю­ миния. Сплавы АТЗ, АТ4 и АТ6 содержат 3; 4 и 6% А1 соответственно. Сплавы типа АТ имеют прочность от 70 до 120 кгс/мм2 при удовлетворительной пластичности и более жаропрочны, чем сплав ВТ5-1 и многие а + ( 5-спла- вы. Сплавы серии АТ технологичны.

К псевдо-об-оплавам относятся также зарубежные сплавы Ti—8А1—1Мо—IV и Ti—8А1—2Nb— 1Та, которые

120

отличаются большим содержанием алюминия и облада­ ют высоким сопротивлением ползучести. Сплавы подоб­ ного типа в США называют супер-альфа сплавами. К этой группе принадлежат отечественные сплавы ВТ20 и ВТ18, по структуре они также являются псевдо-а-спла- вами.

Сплав ВТ20 разрабатывали как более прочный лис­ товой сплав по сравнению со сплавом ВТ5-1 [83]:. Га­ рантированный предел прочности листов из сплава ВТ20 95 кге/мм2 вместо 75 кге/мм2 для сплава ВТ5-1 при прак­ тически одинаковом удлинении и сужении. Упрочнение сплава ВТ20 обусловлено его легированием, помимо алюминия, цирконием и небольшими количествами мо­ либдена и ванадия. Впоследствии было показано, что сплав ВТ20 может применяться не только как листовой, но и как ковочный. Сплав ВТ20 благодаря высокому со­ держанию алюминия и циркония отличается более высо­ кой жаропрочностью по сравнению с ниже рассмотрен­ ными сплавами (рис. 72); термически стабилен до 700° С. Сплав предназначен для изготовления изделий, ра­

тановым сплавам; он может длительно работать при тем­ пературах 550—600° С (рис. 72). Высокая жаропрочность этого сплава обусловлена высоким содержанием в нем алюминия (>7,2% ) и циркония. Однако чрезмерно боль­ шое содержание алюминия (свыше 8% в прессованных прутках и 7,5% в кованых) нежелательно, так как про­ исходит снижение термической стабильности, по-видимо­ му, из-за процессов упорядочения в сильно легированной алюминием a -фазе. Сплав легирован также небольшим количеством кремния, который существенно повышает жаропрочность. Однако содержание кремния следует поддерживать на нижнем пределе, так как он заметно снижает пластичность. В отличие от других а-сплавов сплав ВТ18 плохо сваривается. Сплав предназначен для изготовления прутков, поковок и штамповок.

Опытным отечественным сплавом этой группы явля­ ется сплав СТ1, легированный алюминием, цирконием и оловом, разработанный И. И. Корниловым с сотрудника­ ми [83, с. 24]. Сплав СТ1 может длительно работать при температурах до 600° С, а кратковременно при темпера­ турах до 750° С. Предел кратковременной прочности спла­

121

ва СТ1 при GOO0С составляет 70 кге/мм2, а длительная прочность за 100 ч при той же температуре равна 25,5 кге/мм2. Пластические свойства сплава при комнат­

Наиболее высокими жаропрочными свойствами обла­ дает отечественный опытный сплав СТ4, относящийся к системе Ti—А1—Zr—Sn—Мо. Этот сплав рекомендован для длительной работы при температурах до 700° С и для кратковременной — до 850° С. Сплав СТ4 имеет предел кратковременной прочности 75 кге/мм2 при 750°С и 50 кге/мм2 при 800° С. К сожалению, пластические свой­

= l-f-2 кгс-м/см2).

Еще больше жаропрочность у сплава СТ5, но это уже сплав на основе интерметаллнда Ti3AI [83, с. 176]. Пре­ дел прочности сплава СТ5 при 800°С составляет 75кгс/мм2, а при 900° С 40 кге/мм2.

Ксплавам, структура которых представлена а-фазой

свыделениями интерметаллидов, относится английский сплав Ti—2Cu, в котором содержание меди соответст­ вует ее предельной растворимости в а-титане. В отож­ женном и закаленном состоянии сплав малопрочен и пла­ стичен и имеет такую же технологичность, как и техни­ ческий титан [84]. При старении сплав упрочняется на 30—50% за счет дисперсионного твердения и приобрета­ ет предел прочности 75—80 кге/мм2 [144].

Из сплава Ti—2 Си в Англии поставляют листы и по­ лосы. Этот сплав подвергается сварке, причем пластич­ ность сварного соединения практически равна пластич­ ности основного металла.

Титан и а-титановые сплавы подвергают отжигу пер­ вого рода для снятия нагартовки, обусловленной пласти­

ческой деформацией. Температура нагрева для такого отжига, естественно, должна быть выше температуры ре­ кристаллизации данного сплава. Сильно деформирован­ ный иодидный титан начинает рекристаллизоваться при температурах около 400° С. Эту температуру можно при­ нять за порог рекристаллизации. При степени деформа­ ции около 40% температура рекристаллизации иодидного титана составляет около 550° С. Легирующие и примес­ ные элементы, как правило, повышают температуру рекристаллизации иодидного титана и поэтому техничес­

122

кий титан и титановые сплавы отжигают при более высо­ ких температурах, чем чистейший титан.

Температура отжига, однако, не должна быть чрез­ мерно высокой. Эта температура не должна превышать точку Ас3 (границу раздела между а+ Р - и р-областями),

Температура, °С

Рис. 73. Влияние температуры отжига на величину зерна титана и его сплавов (по данным В. В. Шевченко):

/ — BTI-0; 2 — ВТЗ-1; 3 — ВТ6С; 4 — ВТ6; 5 — ВТ5

так как в p-области бурно растет зерно [145] (рис. 73). Характерные значения температуры Асъ приведены

н и ж е :

Кроме этого, при высоких температурах отжига об­ разуется значительный альфированный слой. Отжиг обы-

123

чно проводят в окислительной атмосфере, чтобы не про­ исходило наводороживания. При отжиге происходит уменьшение прочностных свойств а-сплавов и повыше­ ние пластичности.

Температуры отжига промышленных титановых спла- i указаны ниже (листы и изделия из них).

Выдержку при отжиге увеличивают с 15 мин при толщи­ не листа 1,5 мм до 20—25 мин при 1,6—6 мм и до 60 мин при 6—50 мм. Листы и изделия из них обычно отжигают при более низких температурах, чем массивные полуфаб­

случаев применяют неполный отжиг при температурах ниже температуры начала рекристаллизации длительно­ стью 0,5—2 ч с последующим охлаждением на воздухе. Для снятия напряжений, возникших при сварке, продол­ жительность неполного отжига должна составлять 3—

рекристаллизации при повторном нагреве. К сожалению, при практическом внедрении фазовой перекристаллиза­ ции для измельчения зерна титана и его сплавов встре­ чаются трудности, обусловленные в основном двумя при­ чинами:

1) при нагреве до температур, соответствующих 13- области, что необходимо для полной фазовой перекрис­ таллизации, настолько укрупняется исходное зерно, что

124

последующая термообработка часто не может уменьшить его даже до исходных размеров;

б) объемный эффект при ач=±р-превращении невелик, что не дает достаточно сильного внутрифазного наклепа.

Частичная фазовая перекристаллизация с нагревом до температур несколько ниже Ас5 оказывает благопри­ ятное влияние на свойства сплавов. Так, например, при­ меняющийся в США сплав Ti—8А1—1Мо—IV после де­ формации подвергают тройному отжигу по режиму: на­

нагрев при 745° С, 15 мин, охлаждение на воздухе [85].

нагреве до 1010° С сплав приобретает структуру, пред­ ставленную большим количеством [5-фазы и небольшим количеством a -фазы. При охлаждении на воздухе пер­ вичная a-фаза сохраняется, а [5-фаза испытывает прев­ ращение р-нзс. Третий этап тройного отжига преследует цель снять фазовые и термические напряжения. Таким образом, тройной отжиг сочетает в себе элементы рекристаллизационного отжига с фазовой перекристаллиза­ цией. После такой термообработки сплав имеет структу­

островки первичной a -фазы почти полиэдрической фор­ мы. Такая структура обеспечивает более высокое сопро­ тивление ползучести и уменьшает склонность сплава к солевой коррозии.

С В О Й С Т В А а + р - Т И Т А Н О В Ы Х С П Л А В О В

Для фиксации [5-фазы при комнатной температуре в а+р-сплавы непременно вводят переходные элементы, поскольку только они в достаточной степени повышают стабильность p-фазы. По интенсивности стабилизации P-фазы в а+[5-сплавах элементы можно расположить в ряд [146]: Fe, Cr, Мп, Mo, V, Nb, Та. Чем левее в этом ряду находится элемент, тем сильнее его р-стабилизиру- ющее действие. Для оценки влияния на свойства титана того или иного элемента целесообразно выражать их концентрации в эквивалентных количествах [147].

Сплавы, структура которых представлена р-фазой, стабилизированной р-эвтектоидными элементами, более

125

прочны, но менее пластичны, чем сплавы с (^-структурой, стабилизированной р-изоморфными элементами. Поэто­ му а+р-сплавы, легированные только р-эвтектоидными элементами, обладают высокой прочностью в отожжен­ ном состоянии. Для получения а+р-сплавов, обладаю­ щих невысокими прочностными свойствами в неупрочненном состоянии, p-фазу следует стабилизировать p-изоморфными элементами. Растворимость р-стабилизи- рующих элементов в a -фазе мала и упрочнение этой фа­ зы невелико, если только не вводится специально эле­ мент, хорошо растворимый в a -фазе и упрочняющий ее.

Единственным а-стабилизатором, который в настоя­ щее время вводится в а+р-сплавы, является алюминий. Алюминий не только существенно упрочняет a-фазу как при комнатной, так и при повышенных температурах, но также повышает термическую стабильность p-фазы. По­ мимо этого, алюминий уменьшает удельный вес сплавов и тем самым компенсирует действие тяжелых переход­ ных элементов. При введении алюминия концентрацию переходных элементов уменьшают, чтобы суммарное уп­ рочнение, обусловленное переходными элементами и алю­ минием, не превышало приемлемого предела, при кото­ ром сохраняется удовлетворительная технологичность сплавов.

При эквивалентных количествах p-стабилизаторов в структуре типичных а+р-сплавов (но не псевдо-а и не псевдо-р) содержится примерно одно и то же количество p-фазы. Однако свойства сплавов, особенно технологиче­ ские, могут быть различными. Так, в частности, сплавы системы Ti—А1—Мо более прочны [147], чем эквивалент­ ные сплавы системы Ti—А1—V, но последние более тех­ нологичны.

На свойства а+р-сплавов существенное влияние ока­ зывает технология получения полуфабрикатов. Обработ­ ка давлением в а+р-области обеспечивает высокое по­ перечное сужение и удлинение, а в p-области повышен­ ную ударную вязкость и более высокое сопротивление ползучести при пониженных значениях поперечного су­ жения и удлинения. Меняя относительное количество а- и p-фаз, можно получить сплавы с большим диапазо­ ном свойств.

Термическая стабильность ряда титановых сплавов с высокой кратковременной и длительной жаропрочно­ стью оказалась все же недостаточной для применения

126

в современной авиационной и ракетной технике [84]. Особенно это относится к а+р-сплавам с большим ко­ личеством [3-стабнлизаторов и с активными эвтектоидными p-стабилизаторами^- а также к сплавам с вы­ соким содержанием алюмини^ГТ1едостаточная термиче­ ская стабильность а+Р-сплавов первой и второй групп связана с процессами распада p-фазы, в частности с эвтектоидным превращением. Поэтому сейчас осторожно относятся к легированию титановых сплавов хромом и марганцем. Характерно, что в номенклатуре зарубежных титановых сплавов, опубликованной в 1969 г. [85], лишь

сплавов с высоким содержанием алюминия обусловлена процессами упорядочения, протекающими в a -фазе, с об­ разованием сверхструктуры а 2. Помимо фазовых превра­ щений, на свойства а+р-сплавов при повышенных тем­ пературах вредное влияние оказывает поверхностное окисление, приводящее иногда к полной их хрупкости.

Механические свойства основных серийных а+р-спла- вов приведены в табл. 13. В первые годы применения ти­ тана нашли значительное распространение сплавы, ле­ гированные р-эвтектоидными стабилизаторами, иногда даже без дополнительного легирования алюминием. Прав­ да, а+р-титановые сплавы без алюминия в СССР не применяли, но за рубежом было несколько таких спла­ вов, из которых наиболее известны Ti—8Mn, Ti—140А (2Cr, 2Fe, 2Мо). Впоследствии оказалось, что сплавы это­ го типа термически нестабильны и плохо свариваются..

Один из первых отечественных сплавов ВТЗ (5% А1; 2,5% Сг) был легирован алюминием и р-эвтектоидным стабилизатором — хромом. Однако позднее было обна­ ружено, что при длительном нагреве этого сплава при температурах выше 350° С, особенно при одновременном действии напряжений, хотя и медленно, но происходит эвтектоидный распад p-фазы, что приводит к резкому па­ дению прочностных и особенно пластических свойств. По этой причине сплав ВТЗ сейчас не применяют.

Введение p-изоморфных стабилизаторов позволяет повысить термическую стабильность p-фазы, а следова­ тельно, и жаропрочность. В свое время для повышения термической стабильности в сплав ВТЗ было предложе­ но ввести молибден и этот модифицированный вариант

127

П р и м е ч а н и е . Звездочкой отмечены свойства, гарантированные по ТУ для катаных прутков диаметром 20—60 мм.

сплава ВТЗ и получил марку ВТЗ-1 [140, с. 73]. Впо­ следствии он был дополнительно легирован небольшими количествами железа и кремния, так как они повыша­ ют прочность сплава при сохранении высокой термиче­ ской стабильности [96,с. 142].

По фазовому составу сплав ВТЗ-1 отличается от спла­ ва ВТЗ большим количеством [1-фазы и отсутствием вы­ делений интерметаллида TiCr2. Сплав ВТЗ-1 имеет более мелкозернистую микроструктуру, чем сплав ВТЗ. Изде­ лия из сплава ВТЗ-1 обычно применяют после изотерми­ ческого отжига, который состоит из нагрева при 870— 920° С и изотермической выдержки при 600—650° С в течение 2 ч с последующим охлаждением на воздухе. После такого отжига сплав приобретает стабильную а+[Тструктуру, которая обеспечивает наиболее высокую термическую стабильность и максимальную пластичность. После одинарного отжига при 800—850° С сплав имеет большую прочность, чем после изотермического, но мень­ шую пластичность и термическую стабильность. Сплав ВТЗ-1 относится к числу наиболее освоенных в производ­ стве сплавов. Из него поставляют прутки, плиты, поков­ ки, штамповки. Сплав предназначен для работы при

400—450° С.

За рубежом наибольшее распространение получил сплав Ti—6А1—4V; в 1969 г. из него было изготовлено до 50% по объему всех полуфабрикатов, выпускаемых из титана и его сплавов [84]. В СССР применяют два род­ ственных сплава этой системы ВТ6 и ВТ6С. Сплав ВТ6С, который отличается от основного меньшим содержанием алюминия и ванадия, применяют для изготовления свар­ ных конструкций.

Для сплавов системы Ti—А1—V характерно удачное сочетание высоких механических и технологических свойств. Алюминий в этих сплавах повышает прочност­ ные и жаропрочные свойства, а ванадий относится к чи­ слу тех немногих легирующих элементов в титане, кото­ рые повышают не только прочностные свойства, но и пла­ стичность (Глазунов С. Г., Борисова Е. А. [140, с. 94]). Благоприятное влияние ванадия на пластические свой­ ства титановых сплавов связано с его специфическим влиянием на Параметры решетки а-титана. Большинство легирующих элементов (алюминий, хром, марганец, же­ лезо и др.) в титане увеличивает соотношение осей eja и приближают его к теоретическому значению 1,633, что