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

затрудняет скольжение по призматическим плоскостям и снижает пластичность. Ванадий, наоборот, уменьшает соотношение осей с/а и гем самым повышает' способность u-фазы к пластической деформации [148].

Помимо этого, ванадий затрудняет образование сверх­ структуры <22 и поэтому в сплавах системы Ti—А1—V можно допускать большие количества алюминия без опа­ сения охрупчивания материала при длительной эксплу­ атации, чем в двойных сплавах Ti—А1.

Сплавы типа ВТб обладают хорошим комплексом прочностных, пластических и технологических свойств [96, с. 170; 149, 150]. Из них изготавливают листы, прут­ ки, трубы, поковки и штамповки. Важным их преимуще­ ством перед другими а+р-сплавами является хорошая свариваемость. Сплавы типа ВТ6 могут свариваться точечной, стыковой и аргоно-дуговой сваркой с примене­ нием защитной атмосферы. Прочность сварного соедине­ ния составляет 90% от прочности основного металла. После сварки для восстановления пластичности матери­ ала необходимо применять термическую обработку, ко­ торая обычно состоит в отжиге при 700—800° С.

Сплав ВТ6 удовлетворительно обрабатывается резани­ ем, обладает высокой коррозионной стойкостью, в част­ ности в морской воде. Поэтому он нашел широкое при­ менение не только в авиационной и ракетной технике, но и в судостроении [150]. Его применяют для работы до температур 400—500° С.

Сплав ВТ8, легированный молибденом, алюминием и небольшим количеством кремния, относится в основном к системе Ti—А1—Мо. В сплавах системы Ti—А1—Мо молибден также затрудняет образование сверхструктуры аг, причем его действие в этом отношении сильнее, чем действие ванадия. Ли [150] отмечает, что сплавы, содер­ жащие 6—7% А1 и 2—3% Мо, обладают лучшим соче­ танием прочности и вязкости, чем сплав Ti—6А1—4V, но последний сплав применяется более широко в связи с на­ копленным успешным опытом его эксплуатации в ответ­ ственных конструкциях.

Сплав ВТ8 обладает высокой термической стабиль­ ностью; удовлетворительная пластичность (не ниже ис­ ходной) сохраняется при выдержках до 600 ч при тем­ пературах до 500° С [96, с. 176]. Он обладает высоким сопротивлением ползучести и по длительной прочности превосходит сплав ВТ6, что обусловлено более высоким

130

содержанием в нем алюминия и дополнительным леги­ рованием кремнием. По удельной теплопрочности при температурах до 450° С этот сплав превосходит нержа­ веющие стали типа Я1Т. К сожалению, сплав ВТ8 пло­ хо сваривается, недостаточно технологичен и рекоменду­ ется в основном в качестве ковочного материала. Сплав применяют в отожженном и термически упрочненном со­ стоянии при температурах до 500° С.

Титановые сплавы, как и другие металлические ма­ териалы, обладают лучшим комплексом свойств, если

вних введен не один элемент, а несколько родственных

втом же количестве. Первыми в мировой практике ком­ плексно легированными титановыми сплавами были

сплавы серии АТ, легированные одновременно алюмини­ ем, железом, хромом, кремнием и бором. Постепенные изменения претерпел и сплав ВТЗ-1: содержание приме­ сей железа и кремния в нем было увеличено и они стали легирующими элементами. По существу сейчас сплав ВТЗ-1 — это комплексно легированный сплав, содержа­ щий алюминий, хром, молибден, железо и кремний. Пер­ воначальный состав сплава ВТ16 был 2,5% А1 и 7,5% Мо, остальное титан. Исследования показали, что целесооб­ разно в нем молибден частично заменить ванадием [151], и в настоящее время принят следующий состав сплава: 2,5% А1; 4,5% Мо; 4,5% V. Комплексно легиро­ ванными являются а-сплавы ВТ 18, ВТ20, СТ1, СТ4, а+р-сплавы ВТ9, ВТ14, ВТ16, а также наиболее проч­ ный из промышленных сплавов а+р-сплав ВТ22.

Сплав ВТ9 отличается от сплава ВТ8 дополнитель­ ным легированием цирконием. Введение циркония в сплавы системы Ti—А1—Мо приводит к повышению прочности почти без снижения пластичности при сохра­ нении достаточно высокой термической стабильности [196, с. 185]. Ввиду благоприятного влияния циркония и высокого содержания алюминия сплав ВТ9 более жа­ ропрочен, чем другие а+р-титановые сплавы (рис. 72). Так, например, при 500° С длительная прочность за 100 ч сплава ВТ9 составляет 60 кге/мм2, а сплавов ВТЗ-1 и ВТ8 40 и 50 кге/мм2 соответственно. Сплав ВТ9 удовлет­ ворительно . деформируется при высоких температурах (1100—850° С) и из него изготавливают поковки, штам­ повки и прутки. Сплав может работать до 500—550°С.

Сплав ВТ 14 относится к системе Ti—А1—Мо—V [96, с. 154; 151]. Он содержит сравнительно мало р-стабили-

такие же прочностные свойства, как сплавы ВТ6, ВТЗ-1, ВТ 14 после закалки и старения. Это открывает новые возможности использования титановых сплавов в круп­ ногабаритных изделиях, ответственных конструкциях больших размеров, когда упрочняющая термическая об­ работка затруднена.

Оптимальное сочетание прочности и пластичности в сплаве ВТ22 обеспечивается деформацией в а+р-об- ласти. Однако точка Асг в сплаве ВТ22 довольно низка, и поэтому деформация в а+р-области требует очень больших усилий. После деформации при температурах, соответствующих p-области, характеристики пластично­ сти оказываются значительно ниже, чем в первом слу­ чае. Однако замедленное охлаждение сплава ВТ22 пос­ ле деформации в p-области (например, в асбесте или песке) по сравнению с охлаждением на воздухе позво­ ляет существенно повысить пластические свойства при некотором снижении прочности [153, с. 80]. Это связа­ но с тем, что при замедленном охлаждении полуфабри­ катов из сплава ВТ22 после деформации при темпера­ турах, соответствующих p-области, образуются более крупные выделения a -фазы внутри p-зерен и на их гра­ ницах.

Количество а- и p-фаз и их дисперсность определя­ ются в значительной степени температурой отжига и скоростью охлаждения после отжига. В связи с тем, что структура сплава ВТ22 сильнее зависит от режимов де­ формации и отжига, чем структура других сс+р-спла- вов, его механические свойства колеблются в необычно широких пределах. И. Н. Каганович и М. В. Ефимова [153, с. 84] отмечают, что нестабильность и неоднород­ ность механических свойств штамповок обусловлена раз­ ными степенями деформации в различных зонах, разным характером структур (рекристаллизованная, частично рекристаллизованная, равноосная, текстурованная) и разной скоростью охлаждения. В итоге в разных объе­ мах металла рекристаллизация протекает с различной полнотой, что и вызывает неоднородность свойств. За­ медленное охлаждение после отжига или выравниваю­ щий отжиг непосредственно после деформации способ­ ствует более однородному протеканию рекристаллиза­ ции и стабилизации свойств.

Проведенные в последнее время исследования по уточнению состава сплава ВТ22 [153], технологии вы­

133

плавки слитков, режимов его обработки давлением и термической обработки позволили существенно повы­ сить качество полуфабрикатов. В настоящее время ос­

ких температурах термическая стабильность снижается.

ВЛИЯНИЕ ТЕРМИЧЕСКОЙ о б р а б о т к и

НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА а+р-ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ

Описанные а+р-титановые сплавы часто применяют в отожженном или стабилизированном состоянии. От­ жиг а+р-сплавов сочетает элементы отжига первого ро­ да, основанного на рекристаллизационных процессах, и отжига второго рода, основанного на фазовой перекри­ сталлизации. Температура отжига а+р-титановых спла­ вов, во-первых, должна быть достаточно высокой, что­ бы снять нагартовку, и, во-вторых, она должна быть до­ статочно низка, чтобы обеспечить такое содержание

но и обеспечить достаточную термическую стабильность сплава при эксплуатации готового изделия. Как указы­ валось выше, термическая стабильность определяет спо­ собность сплавов сохранять высокие прочностные и пла­ стические свойства после длительного действия повы­ шенных температур.

Чем ниже температура отжига в а+р-области, тем больше концентрация (З-стабилизаторов в p-фазе и тем выше ее термическая стабильность. Однако количество р-фазы, определяемое известным правилом рычага, при этом уменьшается.

Самый простой режим отжига а+р-сплавов заклю­ чается в их нагреве при наинизших температурах, до­ статочных для снятия нагартовки. Температура просто­ го отжига обычно составляет 800° С. Для а+р-титановых сплавов, помимо простого отжига, применяют изо­ термический отжиг. Этот отжиг состоит из нагрева спла­ ва при сравнительно высоких температурах, достаточ-

134

пых для прохождения рскристаллизациоипых процессов, охлаждения до температур, обеспечивающих высокую стабильность p-фазы (эти температуры обычно ниже температуры рекристаллизации), и выдержки при этой температуре с последующим охлаждением на возду­ хе. Такой отжиг обеспечивает более высокую термиче­ скую стабильность и длительную прочность, чем простой отжиг.

Режимы отжига массивных полуфабрикатов (прутки, поковки, штамповки, профили), изготовленных из про­ мышленных а+р-титановых сплавов, указаны в табл. 14. Выдержку при отжиге увеличивают с 15 мин для толщи­ ны листа 1,5 мм до 20—25 и 60 мин для толщины листа 1,6—6 и 6—50 мм соответственно. Листы и листовые из­ делия из а + р - и а-сплавов обычно отжигают при более низких температурах, чем массивные полуфабрикаты и изделия из этих же сплавов (см. с. 124). Для снятия внут­ ренних напряжений, образующихся в результате механи­ ческой обработки деталей, применяют неполный отжиг при температурах ниже температуры начала рекристал­ лизации длительностью 0,5—2 ч с последующим охлаж­ дением на воздухе.

В последнее время для а+р-титановых сплавов все шире начинают применять упрочняющую термическую обработку, состоящую из закалки и старения. Режимы закалки и старения полуфабрикатов и изделий из а+ р - сплавов указаны в табл. 14. Длительность нагрева под закалку выбирают такой же, как и при одинарном отжи­ ге. Как было показано выше, эффект упрочнения а+ р-ти ­ тановых сплавов при старении определяется фазовым со­ ставом сплавов после закалки и прежде всего количест­ вом р- и а"-фаз.

Структура сплавов ВТ6 и ВТ6С после закалки с тем­ ператур ниже 750° С представлена а- и Р-фазами [96, с. 170]. При более высоких температурах содержание ле­ гирующих элементов в p-фазе меньше второй критичес­ кой концентрации и при закалке p-фаза частично перехо­ дит в мартенситную фазу. В итоге сплав приобретает структуру, представленную а-, а'- и p-фазами. После за­ калки с еще более высоких температур в сплаве фикси­ руются а- и а'-фазы. При нагреве сплава до температур, соответствующих р-области, p-фаза при закалке перехо­ дит в мартенсит.

Рис. 74 иллюстрирует изменение количества мета-

135

стабильных фаз в сплавах ВТ14 и ВТ16 в зависимости от температуры нагрева под закалку [134]. В отожжен­ ном состоянии сплавы ВТ14 и ВТ16 имеют двухфазную a + p -структуру, причем содержание p-фазы составляет примерно 10 и 25% соответственно. После закалки с тем-

Температура, °С

Рис. 75. Влияние температуры нагрева под закалку на механические свойства сплавов ВТ14 (а), ВТ(16) (б) и ВТ6 (в) [4, 134]

137

вышении температуры нагрева под закалку в структуре сплавов появляется мартенситная фаза а", а количество (3-фазы уменьшается.

На рис. 75 приведено влияние температуры нагрева под закалку на механические свойства сплавов ВТ6, ВТ14 и ВТ16. После закалки с определенного интервала тем­ ператур а+(3-сплавы обнаруживают резкий провал пре­ дела текучести. После закалки с этого интервала темпе­ ратур разница между пределами и прочности и текучес­ ти составляет 23 и 50 кгс/мм2 для сплавов ВТ6, ВТ14 и ВТ 16 соответственно. Провал предела текучести наблю­ дается также и в сплаве ВТЗ-1 [149].

Эффект термического упрочнения ос + р-снлавов уси­ ливается с увеличением содержания (3-стабилизаторов из-за возрастания после закалки количества метастабильных фаз, способных к распаду при отпуске и старе­ нии, и достигает максимума для сплавов, близких по со­ ставу ко второй критической концентрации. Действитель­ но, в ряду сплавов ВТ6—ВТЗ-1—ВТ14—ВТ16—ВТ22 эффект термического упрочнения увеличивается слева на­ право, так как именно в такой последовательности воз­ растает количество (3-фазы в сплавах.

Сплавы ВТ6С и ВТ6 закаливают с температуры 880—930 и 900— 950° С соответственно. Важным преимуществом'сплавов типа ВТ6 является отсутствие co-фазы при фазовых превращениях и поэтому при термической обработке он не охрупчивается. Отсутствие со-фазы позволяет старить сплав при сравнительно низких температурах

а после старения при 450'—550° С в течение 2—8 ч прочность достигает 115—125 кгс/мм2. В сплаве нет (З-эвтектоидпых элементов, вследствие чего сплав имеет высокую термическую стабильность и может при­ меняться для работы до температур 450—500° С.

Сплав ВТЗ-1 обычно применяют после одинарного, а чаще изотер­ мического отжига, который обеспечивает большую термическую ста­ бильность. Его прочностные характеристики можно дополнительно повысить путем закалки и старения [149]. Сплав ВТ8 подвергают изотермическому отжигу, который включает в себя нагрев при 920—■ 950° С с последующим охлаждением на воздухе до 590±10°С, вы­ держку при этой температуре в течение 1 ч и охлаждение на воз­ духе. Такая термическая обработка обеспечивает наибольшую тер­ мическую стабильность. Сплав ВТ8 можно дополнительно упрочнить

480—500° С в течение 12-^16 ч. После закалки структура сплава пред-

138

сплав имеет предел прочности порядка 95 кгс/мм2, предел текуче­ сти— около 65 кгс/мм2 и поперечное сужение 55%. В результате старения за счет распада [3- и «"-фаз прочностные свойства повыша­ ются и достигают 120—130 кгс/мм2 при сохранении приемлемых пла­ стических свойств. Закалка с температур 900—940° С обеспечивает еще большую прочность состаренного материала, но при этом увели­ чивается прочность закаленного материала и повышается чувстви­

ка обеспечивает высокий комплекс и прочностных, и пластических свойств. Закалку сплава осуществляют после нагрева до температур 820—840° С. старение проводят при 570—590° С в течение 8—10 ч.

Эффект закалки и старения наиболее велик у сплава ВТ22, так как это сплав критического состава [153]. Однако структура и свой­ ства сплава ВТ22 сильно зависят от колебания химического состава в пределах, установленных техническими условиями. В зависимости от содержания легирующих элементов его структура после закалки из [5-области может быть представлена или одной (3-фазой, или (3-фазой и мартенситом.

Упрочняющая термическая обработка дает наилуч­ шие результаты для малогабаритных изделий. Это связа­ но с двумя обстоятельствами. Во-первых, глубина прокаливаемости большинства а+р-титановых сплавов неве­ лика, обычно не больше 25 мм. Во-вторых, в поковках и штамповках больших размеров из-за трудности получе­ ния однородной, хорошо проработанной структуры уп­ рочняющая термическая обработка приводит к резкому снижению пластичности, предела выносливости, повыше­ нию чувствительности к трещине. Применение упрочня­ ющей термообработки для а+р-сплавов возможно лишь в том случае, если исходная структура представлена равновесными зернами а- и p-фаз или имеет «корзиноч­ ное плетение». Крупнозернистая и грубая пластинчатая макро-и микроструктура ведет к резкому падению плас­ тичности, особенно в термоупрочненных сплавах.

Термомеханическая обработка однофазных титановых сплавов не дает существенного повышения прочности, как это наблюдается в сталях, но повышает воспроизво­ димость свойств изделий из разных плавок одного и то­ го же сплава. Термомеханическая обработка а+ р-спла­ вов приводит к повышению их прочности на 5—20% по сравнению с прочностью сплава после закалки и старения при одновременном увеличении поперечного сужения.

139