книги из ГПНТБ / Пульцин Н.М. Титан и его применение в авиации

азот и углерод, образующие с титаном твердые растворы внед­ рения, а также алюминий, дающий твердый раствор замещения. Легирование такими элементами не может стабилизировать р-фа- зу, так как добавка их уменьшает устойчивость этой фазы и способствует распаду и превращению ее в a-фазу. Поэтому спла­ вы, содержащие указанные элементы, имеют структуру а-раст- вора, и изменить эту структуру какими-либо приемами термиче­ ской обработки, как правило, не удается.

Схема диаграммы состояний сплавов титана с элементами, растворимость которых в p-фазе значительно больше, чем в а-фа- зе, приведена на фиг. 25,6. Такими элементами являются молиб­ ден, ванадий, ниобий и тантал. Добавка их в титан понижает температуру и расширяет интервал аллотропического превраще-

Фиг. 25. Схемы основных диаграмм состояний двойных титановых сплавов, представляющие интерес при рассмотрении термической обра­ ботки

ровать p-фазу или, в крайнем случае, за счет бездиффузионного превращения ее получить некоторую метастабильную переход­ ную структуру. Такой структурой является, в частности, мартен­ ситная фаза титановых сплавов, представляющая собой пересы­ щенный твердый раствор а и обозначаемая а'. Последующий нагрев метастабильных фаз р и а', называемый старением или

отпуском, может вызвать дополнительные структурные превра­ щения и, следовательно, изменение свойств сплава. При этом нагрев закаленного p-раствора вызывает выделение субмикро­ скопических частиц второй фазы, например интерметаллидов,со-

30

провождающеёся упрочнением сплава. Такой процесс как по су­ ществу протекающих структурных превращений, так и по изме­ нению свойств вполне может быть назван старением. Нагрев сплава, имеющего структуру а', вызывающий, как правило,

применения термической обработки, состоящей из закалки и по­ следующего старения или отпуска.

Сплавы третьей группы содержат в равновесной структуре эвтектоид и характеризуются диаграммой состояний, схема ко­ торой изображена на фиг. 25,8. Эти сплавы получаются при до­ бавке к титану хрома, железа, марганца, меди, кремния, никеля, серебра, вольфрама, водорода и других элементов, являющихся, как и предыдущие, стабилизаторами p-фазы. По влиянию на прев­ ращения при термической обработке и получаемые при этом структуры указанные элементы аналогичны предыдущим. Введе­ ние их в титан позволяет получить при закалке метастабильные структуры (3 и а', которые могут быть изменены в результате

последующего старения или отпуска. Однако сплавы титана с медью, серебром и некоторыми другими элементами обладают известной особенностью — фаза р в них не может быть зафик­ сирована закалкой при любой, сколь угодно высокой концентра­ ции указанных добавок. Сплавы с водородом, являющимся эле­ ментом внедрения и, несмотря на это, образующим с титаном эвтектоид, в отличие от сплавов титана с переходными элемен­ тами характеризуются очень быстрым протеканием эвтектоидного превращения.

При закалке титановых сплавов получается та или иная метастабильная структура. Такими структурами, известными в на­ стоящее время, являются р, а', а" и ш. Получение при закалке

структуры р не связано со значительным упрочнением сплава, а, наоборот, может быть использовано для придания материалу необходимой пластичности в случае обработки давлением. Зато 'структура р способна к старению, в результате которого проис­ ходит значительное повышение твердости. Правда, пока что это рассматривается преимущественно как недостаток, поскольку связывается со старением остаточной p-фазы в готовых изделиях при'эксплуатации, приводящим к охрупчиванию материала. Од­ нако совершенно несомненно, и эго отмечается в литературе [16|, что в ближайшем будущем в авиации будут применяться тита­ новые сплавы, имеющие высокие эксплуатационные свойства в результате закалки их на p-раствор и последующего старения.

Структура р нелегированного титана не была получена даже при очень большой скорости закалки, равной 15000 градусов в секунду. Однако введение в титан молибдена, ванадия, марган­ ца, хрома и других p-стабилизаторов, усложняющих кристалли-

31

закалке с 1000° и оказывается стабильной при температурах от

ния [3-раствора, обладает значительной твердостью и прочно­ стью и сообщает изделиям из титановых сплавов необходи­ мые эксплуатационные качества. Мартенситное превращение ти­ тановых сплавов в известной мере подобно превращению аусте­ нита в сталях. Процесс [3—*-а' начинается при некоторой темпе­ ратуре Мн— мартенситной начальной точке и состоит в бездиф-

фузионной перестройке кубической решетки переохлажденной [3-фазы и в превращении ее в гексагональную структуру а-рас- твора. При этом вследствие низкой температуры и быстротеч­ ности процесса явлений диффузии не наблюдается и, следова­ тельно, выделение легирующих элементов, растворенных в [3-фа­ зе, не происходит. Поэтому получаемый твердый раствор на ос­ нове гексагонального титана оказывается перенасыщенным [3-ста­ билизаторами.

Температура мартенситного превращения зависит от степени легирования сплава и понижается с увеличением концентрации легирующих элементов. На фиг. 26 представлены графики зави­ симости Мн от концентрации легирующего элемента в двухком-

32

Понентном титановом сплаве. Эти графики построены по дан­ ным Дювеза, приведенным в монографии [3|, и показывают, что чем выше содержание легирующих компонентов, тем ниже тем­ пература мартенситного превращения. Когда эта температура снижается до комнатной, тогда мартенситное превращение пол­ ностью подавляется и в результате закалки фиксируется метастабильная |3-фаза. Это происходит при высоком содержании в сплаве ^-стабилизаторов.

Железо, марганец, хром и молибден являются элементами, наиболее сильно снижающими точку Мни эффективно подавляю­

щими мартенситное превращение даже при малых концентра­ циях. Вольфрам, ниобий и тантал являются в этом отношении более умеренно действующими добавками.

По сравнению с мартенситом сталей фаза а' титановых спла­

вов является значительно более мягкой и пластичной. Тем не менее отмечается [17], что в сплаве с 6,5% хрома микротвер­ дость а'-фазы равна 446 кг!мм2, в то время как для p-фазы она

составляет 381. Данных по твердости фазы а не приводится. Кроме р и а', при закалке титановых сплавов могут образо­

ваться и другие метастабильные фазы, например а" и ш. Об этих

По виду микроструктуры она почти не отличается от а', но имеет более мелкоигольчатое строение. Эта фаза, как и а', яв­ ляется мартенситной, но обладает не гексагональной, а ромби­ ческой кристаллической решеткой. Она получается при закалке в результате меньшего, чем при образовании фазы а', смещения атомов в процессе бездиффузионной перестройки кубической

-считается [3], что она представляет собой низкотемпературную модификацию твердого раствора р и имеет кубическую или псевдокубическую структуру с искаженной формой объемноцентрированной решетки, когерентно связанной с решеткой ос­ таточной р-фазы.

Эта фаза образуется при закалке и при отпуске, а также при действии сжимающих напряжений во многих сплавах титана с металлами переходных групп. Предполагается, что она является промежуточной, образующейся в процессе мартенситного пре­ вращения переохлажденного твердого раствора р, и представляет собой мартенситную фазу особого типа, не выявляемую под микроскопом. Образование ее в титановых сплавах является не­ желательным, так как вызывает высокую твердость и хрупкость.

Ни форма, ни размеры включений о>-фазы достоверно еще не установлены. Это в известной мере объясняется невозможностью или, скажем осторожнее, большой трудностью обнаружения вы­ делений ее при помощи металлографического исследования. Сме­ щения атомов, имеющие место при перестройке в ш, не накап­ ливаются, а компенсируются в пределах одной элементарной ячейки. Поэтому фазовое превращение не сопровождается обра­

сплава с 2% хрома и 4% алюминия (кривая 1) наибольшая, твер­

дость наблюдалась у конца, закаленного в воде, т. е. при макси­ мальной скорости охлаждения, обеспечившей, очевидно, получение мартенситной структуры. Среднелегированный сплав с 4% хрома и 4% алюминия (кривая 2) имеет максимум твердости на некото­

ром удалении от закаленного в воде конца образца, т. е. при мень­ шей скорости охлаждения. В этом случае твердая метастабильная структура образуется при менее жестких условиях охлаждения. На­ конец, высоколегированный сплав с 6 % хрома и 4% алюминия (кривая 3) имеет в результате закалки с максимальной скоростью'

охлаждения сравнительно мягкую метастабильную фазу р , в то время как твердая метастабильная фаза образуется при еще более низких, чем у среднелегированного сплава, скоростях охлаждения.

Нелегированный титан, а также а-сплавы его с алюминием и оловом, независимо от скорости охлаждения имеют структуру твердого раствора а. Структура сплавов, легированных [3-стаби~ лизаторами, может быть изменена закалкой. В таблице 6, по

34

данным Джаффи [17], приведена классификация промышленных титановых сплавов по микроструктуре, получаемой при медлен­ ном охлаждении и в результате закалки.

При нагреве закаленного титанового сплава может происхо­ дить отпуск или старение его. Получаемая при этом структура зависит от степени легирования сплава, строения его, получен­ ного в результате закалки, а также режима отпуска или старе­ ния. Если после закалки сплав имеет структуру а' или м, то при

нагреве в результате отпуска эти структуры превращаются в a-фазу. При этом твердость сплава падает.

Метастабильная структура [3, полученная при закалке, в ре­ зультате отпуска претерпевает сложные превращения. Первона­ чальный нагрев вызывает образование ш-фазы, сопровождаю­ щееся значительным повышением твердости. Увеличение времени выдержки приводит к превращению этой фазы в а-раствор и не­ которому снижению твердости. Таким образом, конечной струк­ турой при этом отпуске будет p-основа с включением «-фазы.

Процессы старения титановых сплавов можно проиллюстри­ ровать графиками зависимости твердости от времени выдержки (фиг. 28), аналогичными кривым старения дюралюмина.

Можно предположить, что в некоторых титановых сплавах, закаленных на структуру р, в течение первого времени (около 1 часа) старения происходят превращения, аналогичные, по край­

ней мере по эффекту повышения твердости, процессам измене­ ния внутрикристаллической структуры дюралюмина при есте­ ственном старении. Это предположение основано на результатах

сплава приводит к значительному повышению прочности при

температуры a f p-области (в среднем 745°) и последующего старения. Скорость охлаждения при закалке мало влияет на пластичность сплава (таблица 7), однако последующее старение

В ряде случаев превращение твердого раствора р в процессе от­ пуска, особенно при наличии напряжений, может приводить к так

36

называемому эвтектоидному .охрупчиванию сплава, связанному с эвтектоидным распадом твердого .раствора. Это особенно относится к сплавам, содержащим хром, железо и некоторые другие элементы, образующие с титаном эвтектоиды. В таких сплавах .при длительной

эксплуатации в условиях повышенных температур и под действием рабочих напряжений происходит эвтектоидный распад остаточного р -раствора с образованием интерметаллидов титана с хромом и других и, как следствие, охрупчивание материала.

Охрупчивание может быть предупреждено двумя основными приемами легирования сплавов: а) введением элементов (напри­ мер, молибдена), усложняющих кристаллическую решетку оста­ точного твердого раствора, почти совсем не образующих ин­ терметаллидов и препятствующих эвтектоидному распаду при рабочих температурах; б) введением элементов, например меди, препятствующих образованию при закалке остаточной |3-фазы.

Титановые сплавы, как и стали, могут быть подвергнуты изо­

или менее продолжительного времени. В результате наблюда­ лись процессы, аналогичные тем, которые происходят при ста­ рении, а именно образование твердой и хрупкой структуры. Максимальная твердость получалась в результате выдержки при 400° в течение 1 часа. Причем она отмечается раньше, чем ста­ новится заметно под микроскопом выделение каких-либо фаз. Это объясняется образованием ш-фазы.

37

При высокой температуре изотермического превращения ви­ димая a-фаза образуется сначала по границам, а затем внутри p-зерна. При низких температурах a-фаза образуется в виде тон­ ких выделений внутри зерен, причем дисперсность их тем выше, чем ниже температура. Охруп­

Механические свойства титанового сплава при различных режимах изотермической выдержки

Изменение твердости того же сплава с 11 % молибдена в про­ цессе изотермического превращения при разных температурах иллю­ стрируется графиками, представленными на фиг. 29.

38

с в о й с т в а т и т а н о в ы х с п л а в о в

Титановые сплавы, как современные и перспективные материалы для конструкций летательных аппаратов и двигателей, оцениваются широкой гаммой различных механических и физических свойств. О них судят по прочности, твердости, пластичности и вязкости при низких, обычных и повышенных температурах, по физическим харак­ теристикам в различных условиях эксплуатации, по' коррозионной стойкости и по другим данным. Кроме того, важную роль в оценке титановых сплавов играют и технологические характеристики их.

Естественно, что весь комплекс эксплуатационных и техно­ логических свойств определяется структурой сплава. Поэтому остановимся на краткой общей оценке преимуществ и недостат­ ков сплавов, имеющих структуры а, а -f р или р [23].

Титановые, сплавы, имеющие a-структуру, сохраняют доста­ точную прочность до 650°. Они сопротивляются газовой корро­ зии в атмосфере воздуха до температуры 1090° и поэтому мо­ гут обрабатываться давлением при высоких температурах. Эти сплавы хорошо свариваются и не охрупчиваются при термичес­

шей пластичностью, в том числе и при изгибе. Ковка, прокатка и штамповка их выполняется легче, чем сплавов а или р. Мас­

совое производство этих сплавов сравнительно простое. Проч­ ность их может быть значительно повышена при помощи тер­ мической обработки. Вместе с тем <х+ р-сплавы склонны к ох­

рупчиванию при термической обработке, пластичность сварного шва их хуже, чем у а-сплавов. Они сохраняют достаточную прочность лишь до температур порядка 430°.

Титановые сплавы, имеющие стабильную p-структуру, обла­ дают отличной пластичностью при всех видах штамповки; лист такого сплава толщиной 0,7 мм может быть согнут вокруг ну­

левого радиуса до полного соприкосновения. Эти сплавы сохра­ няют высокую прочность до 540°, термической обработкой не упрочняются. Наряду с этим сплавы со стабильной структурой р весьма чувствительны к загрязнениям в процессе производства и насыщаются атмосферными газами при температурах выше 700°. Высокая прочность этих сплавов вызывает значительное пружинение их при штамповке. Существенным недостатком ти­ тановых сплавов со стабильной структурой р является высокое содержание в них дефицитных легирующих добавок.

Имея в виду достоинства и недостатки основных структур, а так­ же общие свойства титана и его сплавов, упомянутые во введении,

39