Фазовые превращения в титановых сплавах при закалке и старении

Закалкой и старением упрочняются двухфазные ()-ти­тановые сплавы. Схема образования структур при закалке и старе­нии показана на рис. 9.2.

Рис. 9.2. Обобщенная диаграмма состояния «Тi - -стабилизирующий легирующий элемент» и схема образования структур

при закалке и старении титановых сплавов

Обобщенная диаграмма состояния «Тi-стабилизирующий легирующий элемент» состоит из двух кривых линий, исходящих из точки аллотропического превращения в титане (Т = 882°С).

Первая кривая (нижняя, 882°С  С_) ограничивает область существова­ния твердого раствора , а точка С_ соответствует предель­ной концентрации твердого раствора при комнатной температуре. Вторая кривая (верхняя, 882°С  С_) определяет границу между областями () и , а точка пересечения ее с осью абс­цисс С_ соответствует минимально необходимой концентрации вто­рого компонента для образования твердого раствора , устойчи­вого во всем интервале температур вплоть до температуры плавле­ния. В условиях равновесия приведенная выше диаграмма состоит из трех областей твердых растворов: ,  и .

Превращения в сплавах при закалке

При закалке из -области ряд сплавов будет претерпевать мартенситное превращение. На диаграмме нанесены линии начала ( М_н ) и конца (М_к ) мартенситного превращения.

В сплавах с относительно небольшой концентрацией легиру­ющих элементов при закалке происходит мартенситное превращение  сдвигового типа.

Титановый мартенсит  представляет собой пересыщенный твердый раствор -стабилизирующих легирующих элементов в -титане. Кристаллическая решетка у него гексагональная плотноупакованная, напряженная. Мартенситная -фаза не обладает высокой твердостью и прочностью, однако ее твердость и прочность тем больше, чем выше степень пересыщения -твердого раство­ра легирующим элементом. Под микроскопом эта структура типично игольчатая (рис. 9.3).

Рис. 9.3. Титановый мартенсит (), х400

С увеличением содержания -стабилизирующего элемента при закалке возможно образование -фазы, представляющей собой то­же пересыщенный твердый раствор на основе титана. Но искажен­ная кристаллическая решетка этой фазы скорее ромбическая, чем гексагональная.

Ромбическую -фазу можно рассматривать как промежуточную между структурами с объемно центрирован­ной и гексагональной решетками. Сплавы титана, содержащие только такую структуру, обладают умеренной прочнос­тью и повышенной пластичностью, близкой к -фазе.

Так как обе эти фазы неразделимы, то в общем случае тита­новый мартенсит обозначают (). Он образуется при закал­ке сплавов с концентрацией легирующих элементов до точки С₁, так как в этих сплавах при закалке мартенситное превращение протекает полностью.

В сплавах с концентрацией легирующих элементов от С₁ до С_кр при закалке мартенситное превращение начинается на линии М_н, но не протекает полностью. В результате образуется титановый мартенсит () и фиксируется нестабильная -фаза - _н. Соотношение между () и _н зависит от легирующих элементов и степени легирования сплавов. Так, в сплаве ВТ3-1 (5,5% Al, 2% Мо, 2% Сr, 1% Fe) после закалки образуется около 60% ()- и около 40% _н-фазы. В сплаве ВТ22 (5% Аl, 5% Мо, 5% V, 1% Fе , 1% Сr) после закалки образуется всего до 10% ()-фазы, остальная часть структуры представ­ляет собой фазу _н.

В сплавах с концентрацией легирующих элементов от С_кр до С_ в результате закалки фиксируется нестабильная -фаза - _н. Однородный

-твердый раствор характеризуется обычно хорошей пластичностью и невысокой твердостью. Сплавы с концентрацией легирующих элементов несколько больше С_кр после закалки имеют высокие твердость и хрупкость. Это связано с появлением в структуре закаленного сплава -фазы с гексагональной кристаллической решеткой. Процесс этот нежелателен, -фаза устраня­ется в процессе последующего старения путем перегрева сплава в конце старения на 100...150°С в течение 30...60 мин.