Меркулова Г.А. Металловедение и термическая обработка цветных сплавов. Конспект лекций

Подождите немного. Документ загружается.

171

5. ТИТАН И ЕГО СПЛАВЫ

5.1. Принципы выбора режимов отжига

Гомогенизационный

отжиг для титановых сплавов не применяют, так

как гомогенизация слитков не вносит существенного изменения в характер

микроструктуры и уровень механических свойств исследованных полуфаб-

рикатов.

Дорекристаллизационный, рекристаллизационный отжиг, а также

отжиг для уменьшения остаточных напряжений

применяют лишь для α -

сплавов и β - сплавов с термодинамически устойчивой β - фазой. Фактиче-

ские температуры начала и конца рекристаллизации в сопоставлении с тем-

пературами полиморфного превращения, а также режимы отжига полуфаб-

рикатов из сплава ВТ6 даны в таблице 1.

Таблица 6.1.

Температуры полного полиморфного превращения

n.n

), начала (t

) и конца (t

) рекристаллизации,

режимы простого отжига сплава ВТ6

Ас

n.n,

/ T

n.n.

С T

/ T

n.n.

Температура

отжига,

Листы и

листовые

полуфабрикаты

Прутки,

поковки,

штамповки

980- 99 85 0,85 950 0,95 750-800 750-800

Температура рекристаллизационного отжига должна быть выше темпе-

ратуры начала рекристаллизации. Но она не должна быть чрезмерно высо-

кой, если необходимо получить достаточно мелкозернистый материал. Кроме

того, при высоких температурах отжига образуется значительный альфиро-

ванный слой (слой, обогащенный кислородом).

Свойства α - сплавов после до - и рекристаллизационного отжига не за-

висят от

скорости охлаждения.

Отжиг α + β сплавов сочетает элементы отжига первого рода, основан-

ного на рекристаллизационных процессах, и отжига второго рода, основан-

ного на фазовой перекристаллизации.

Кроме указанных выше разделений видов отжига по процессам, проте-

кающим в металле при нагреве (до - и рекристаллизационный отжиг; отжиг

для уменьшения остаточных напряжений; отжиг, включающий фазовую

пе-

рекристаллизацию), отжиг α + β сплавов еще классифицируют по техноло-

гии. Различают простой, изотермический и двойной отжиг.

172

Самый простой режим отжига α + β сплавов заключается в их нагреве

при наинизших температурах, достаточных для довольно полного разупроч-

нения, с последующим охлаждением на воздухе или по заданному режиму.

Простой отжиг α + β сплавов является дорекристаллизационым, так как

проводится при температурах ниже начала рекристаллизации (см.табл.1).

Охлаждение на воздухе после простого отжига приемлемо не для всех спла-

вов. Механические свойства α + β сплавов с большим содержанием β - стаби-

лизаторов и β - сплавов существенно зависят от скорости охлаждения после

отжига.

Изотермический отжиг применяют для α + β сплавов. Он состоит из

нагрева сплава при сравнительно высоких температурах, достаточных для

полигонизации, или рекристаллизации, охлаждения до температур, обеспе-

чивающих высокую стабильность β - фазы, выдержки при этой температуре с

последующим охлаждением на воздухе. Для перехода от первой ступени ко

второй полуфабрикаты и изделия или охлаждают с

печью до температуры

второй ступени, или переносят в другую печь. Изотермический отжиг обес-

печивает более высокую пластичность, термическую стабильность и дли-

тельную прочность, чем простой отжиг. Применяют изотермический отжиг

для жаропрочных сплавов.

Двойной ступенчатый отжиг отличают от изотермического тем, что

после отжига на первой ступени сплав охлаждают до комнатной температуры

на воздухе, а затем снова нагревают до температуры второй ступени - она

ниже, чем на первой ступени.

В отличие от простого и изотермического отжига, приводящих к разу-

прочнению сплавов, двойной отжиг, наоборот, вызывает повышение прочно-

стных

характеристик при некотором снижении пластичности.

Продолжительность простого отжига и первой ступени изотер-

мического и двойного отжига определяется сечением детали или полуфабри-

ката и равна: максимальное сечение, мм — 1,5; 1,6-2,0; 2,1-6,0; 6,1-50. Время

выдержки, мин — 15, 20, 25, 60. При сечениях более 50 мм рекомендуют

увеличивать выдержку до 2 ч.

Для уменьшения остаточных напряжений применяет

неполный отжиг

при температурах ниже температуры начала рекристаллизации продолжи-

тельностью 0,5-2 ч с последующим охлаждением на воздухе. Чтобы снять

напряжения, возникшие при сварке, продолжительность неполного отжига

должна составлять 2-12 ч.

Крупнозернистую структуру титана и его сплавов исправляют двойной

фазовой перекристаллизацией. Зерно при такой термообработке измельчает-

ся вследствие внутрифазового наклепа при фазовых превращениях и после-

дующей рекристаллизации при повторном нагреве.

В однофазных α - сплавах при литье не возникает высоких остаточных

напряжений, поэтому отжиг не требуется. Отливки из литейных α + β спла-

вов отжигают для уменьшения остаточных напряжений и стабилизации

173

структуры. Отжиг литейных сплавов проводят по тем же режимам, что и для

деформируемых титановых сплавов.

5.2. Принципы выбора режимов закалки и старения

Закалка

Закалка титановых сплавов может быть двух видов: с полиморфным

превращением и без него. Закалку без полиморфного превращения можно

проводить как из β, так и из α + β области. Результатом ее является фиксация

метастабильной β-фазы. Закалку с полиморфным превращением также осу-

ществляют как из β, так и из α + β области

, но результатом ее будут метаста-

бильные мартенситные фазы α´ и α´´. Практика показала, что лучшее сочета-

ние прочностных, пластических и эксплуатационных свойств получается при

закалке без полиморфного превращения, то есть в случае, когда мартенсит-

ные фазы не образуются.

Возможность фиксировать различные фазы при закалке определяют

концентрацией β - стабилизаторов в сплаве (

рис.5.1.). При закалке с темпера-

тур, соответствующих β - области, сплавы, лежащие левее т. С

, закаливают

на α´ фазу (мартенсит). Сплавы, находящиеся между т. С

и т. С

, закалива-

ют на α´´ фазу. В сплавах, расположенных между т. С

- С´

KP,

фиксируют

фазы α´´+ β +ω. В сплавах лежащих между т. С

´´

– С

´´´

, после закалки об-

разуются β + ω фазы. При концентрациях легирующего элемента больше т.

´´´

при закалке фиксируют однофазную β - структуру. Некоторые леги-

рующие элементы (алюминий, цирконий, олово) подавляют образование. ω -

фазы в сплавах титана с изоморфными β -стабилизаторами при закалке, по-

этому у этих сплавов нет третьей критической концентрации С

´´´

KP.

На рис.5.1. представлена низкотемпературная часть диаграммы состоя-

ния сплавов титана с изоморфными β - стабилизаторами . На эту диаграмму

нанесены линии начала М

и конца М

мартенситного превращения, а также

линии начала β → ω превращения (Т

). Линии М

и Т

смещаются к более

низким температурам с увеличением содержания β - стабилизатора и дости-

гают комнатной температуры при концентрациях С

и С

´´´

. Температуру

также снижают с увеличением содержания β - стабилизатора.

α´ - мартенсит, фаза игольчатого строения, представляет собой пере-

сыщенный твердый раствор замещения легирующих элементов в Ti – α.

Имеет ГПУ решетку.

α´´- мартенсит, образуется при большей степени легированности.

Имеет ромбическую решетку. Переход от α´ к α´´ структуре сопровождается

уменьшением прочности и твердости сплавов и повышением их пластично-

сти.

174

ω - метастабильная промежуточная фаза. Трудно обнаруживается

металлоггафически, так как когерентна решетке β - твердого раствора. Имеет

гексагональную решетку с периодами a = 0,46 нм,

с = 0,282нм. Появление этой фазы вызывает повышение твердости и хрупко-

сти титановых сплавов.

β - твердый раствор легирующих элементов в Ti

с ОЦК решеткой.

Если содержание легирующего элемента не превышает концентрацию

, (рис.6 ), то зафиксированная закалкой β -фаза распадается при приложе-

нии напряжений, потому ее называют механически нестабильной. При со-

держании легирующих элементов, превышающих т. С

, полученная закалкой

β - фаза не испытывает превращений под действием напряжений, и ее назы-

вают механически стабильной.

При закалке с температур, соответствующих α + β области, α - фаза не

испытывает фазовых превращений, а β-фазе развиваются те же превращения,

что и в сплавах равного с β -фазой состава при закалке из β -

области. Если

сплав I (рис.5.1.) нагреть под закалку до температуры t

, то его структура бу-

дет представлена α - фазой состава a

и β - фазой состава b

. Сплав состава т.

при закалке из β - области приобретает структуру α´´+ β +ω. Структура

сплава I после закалки с температуры t

будет α + α´´+ β +ω. Соответственно

структура сплава I после закалки с температуры t

будет α + α´´.

Рис.5.1. Фазовый состав титановых сплавов с изоморфными β - стаби-

лизаторами после закалки из β – области

Температуру, при которой в титановых сплавах α + β структура сменя-

ется β-структурой, называют температурой α + β/ β -перехода, или применя-

ют термин: температура конца β → ω превращения при нагреве. Температу-

ру, разделяющую фазовые области α + β и β, обозначают А

, добавляя букву

175

"С" (нагрев), или "r" (охлаждение). Температуру эвтектоидного превращения

обозначают А

Критическая концентрация (С´´

) соответствует наименьшему содер-

жании β - стабилизаторов, при котором закалкой фиксируется β - фаза с ω

фазой внутри нее, а мартенситное превращение подавляется (рис.6). В тита-

новых сплавах важна также критическая температура t

соответствующая

второй критической концентрации С

´´

. При закалке сплавов с температур

выше t

образуется мартенситная фаза; при закалке, с более низких темпера-

тур превращение β - фазы в мартенсит исключено.В таблице 6.2. приведен

режим упрочняющей термической обработки сплава ВТ6.

Таблица 6.2.

Режим упрочняющей термической обработки сплава ВТ6

Ас

С t

C % β - фазы

Температура, °C

Продолжительность

старения, ч

Нагрева под

закалку

Старения

98-1010 850 20-30 900-950 450-550 2-4

В титановых α + β сплавах после закалки с температур, близких к t

наблюдают провал предела текучести (

0,2

), связанный с распадом метаста-

бильной β-фазы и мартенсита α´´ под действием напряжений. В ряде случаев

наблюдают также провал временного сопротивления (

). После закалки

сплавы подвергают старению. Оптимальное сочетание механических свойств

состаренных (α + β) сплавов наблюдают после закалки с температур между

и Ас

Закалку титановых сплавов чаще проводят в воде (ВТ, ВТ14, ВТ16)

или в масле. Некоторые сплавы (ВТ15, ВТ22) закаливают при охлаждении на

воздухе.

Продолжительность нагрева под закалку выбирают такой же, как и при

простом отжиге.

Время переноса деталей после нагрева под закалку в закалочный бак

должно быть минимальным. Это требование менее

жестко для сплавов ВТ22,

ВТ15, ВТЗО. Перерыв между закалкой и старением для всех сплавов не рег-

ламентирован.

Титановые сплавы не нашли широкого практического применения в за-

каленном состоянии. Вместе с тем от температуры нагрева под закалку и от

других параметров этого процесса в значительной мере зависит состав и ко-

личество фиксируемых

метастабильных фаз, что в свою очередь оказывает

решающее влияние на уровень механических свойств титановых сплавав при

последующем старении.

176

Старение (отпуск)

Старение (или отпуск)

применимы только для материалов, находя-

щихся в закаленном состоянии, и главным процессом, протекающим при

этом, является распад метастабильного твердого раствора. В случае закалки

без полиморфного превращения распадается пересыщенный твердый рас-

твор. Этот процесс принято называть с т а р е н и е м, а в случае закалки с по-

лиморфным превращением распадается мартенситная фаза. Процесс распада

мартенсита называют о т п у с к о м. Основными параметрами процесса ста-

рения и отпуска являются температура нагрева и время выдержки. Скорость

нагрева и охлаждения - как правило, играют второстепенную роль.

На практике для титановых сплавов в основном применяют закалку без

полиморфного превращения

, поэтому наиболее распространенным является

процесс старения.

Старение применяют с целью повышения прочности титановых спла-

вов, которая может увеличиваться от 10 до 90-100 %. Уровень прочностных и

пластических свойств полностью зависит от фазовых и структурных превра-

щений, происходящих в сплаве, как при закалке, так и при последующем

старении.

Максимальное упрочнение можно получить в сплавах

так называемого

"критического состава", в которых сочетается высокая метастабильность β -

фаза с достаточно большой концентрацией β-стабилизирующих элементов. К

этому классу можно отнести сплавы, находящиеся между точками С

´´

и С

на рис.5.1. В сплавах, расположенных правее т. С

распад β-фазы проходит

вяло и упрочнение невелико.

Упрочнение при старении обусловлено процессами распада β и α´´ -

фаз. Повышение прочностных характеристик из-за распада α´ - фазы невели-

ко. Упрочнение, обусловленное ω - фазой, в настоящее время практически не

используют из-за хрупкости сплавов при этом способе упрочнения. Чтобы

избежать хрупкости, связанной

с ω - фазой, титановые сплавы подвергают

старению по режимам, не приводящим к ее образованию, чаще всего при

500-600 °С. При этих температурах из β-твердого раствора выделяется дис-

персная α - фаза, повышающая прочность и твердость. Если β -фаза распада-

ется без образования ω - фазы или объем ее невелик, то сплавы можно

повер-

гать старению и при более низких температурах. При низкотемпературном

старении выделения α - фазы более дисперсны и поэтому обеспечивают

большее упрочнение.

Старение в α + β сплавах протекает во времени тем более интенсивно,

чем меньше в них β - стабилизаторов. Например, в сплаве ВТ6 уже после

старения в течение 1-2 ч при 400-600

С достигается максимум прочности, а

затем следует разупрочнение. Продолжительность старения обычно выбира-

ют большей, чем время, необходимое для достижения максимальной проч-

ности. Это обусловлено тем, что при максимальной прочности слишком низ-

177

ки пластические свойства, чтобы обеспечить надежную, безаварийную экс-

плуатацию изделий и конструкций, то есть титановые сплавы, по существу,

применяют в состоянии небольшого перестаривания.

Титановые сплавы подвергают старению по одно и двухступенчатому

режимам. Чаще применяют одноступенчатое старение. При двухступенчатом

старении температуру старения на второй ступени выбирают более высокой,

чем на первой. Двухступенчатый

режим старения обеспечивает более высо-

кий комплекс механических свойств по сравнению с одноступенчатым ста-

рением. Отливки из титановых α + β сплавов не подвергают упрочняющей

термической обработке, так как при пластинчатой структуре, характерной

для литого состояния, пластичность термически упрочненных сплавов очень

низка. По этой же причине считают, что деформируемые α + β

и β-сплавы

можно подвергать упрочняющей термической обработке, если исходная

структура равноосная, мелкозернистая, а не пластинчатая.

5.3 Водородная хрупкость титана и его сплавов

Водородная хрупкость титана и его сплавов заключается в резком сни-

жении механических свойств при содержаниях водорода, больших критиче-

ского значения. Водород сравнительно мало влияет на механические свойст-

ва металлов при испытаниях на разрыв со стандартными скоростями дефор-

мации. О склонности титана и его сплавов к водородной хрупкости обычно

судят по результатам

испытаний на ударную вязкость и замедленное разру-

шение.

Титановые сплавы с небольшим количеством β-фазы наиболее склонны

к водородной хрупкости Высокая склонность к водородной хрупкости тита-

новых сплавов с небольшим количеством β-фазы (2...5%) связана с тем. что

водород в (α+β)-сплавах концентрируется в β–фазе.

Алюминий увеличивает растворимость водорода

в α-фазе и затрудняет

образование гидридной фазы, поэтому увеличение содержания алюминия в а-

титановых сплавах - эффективный способ уменьшения их склонности к во-

дородной хрупкости. Так, гидридная хрупкость в чистом титане развивается

при содержании водорода более 0,01%, а в сплаве ВТ5 (Тi + + 5% А1) - более

0,035% (по массе).

Растворимость водорода в β-фазе

значительно больше, чем в α -фазе и

поэтому титановые сплавы с - β или с (α +β)-структурой с достаточно боль-

шим количеством β-фазы мало склонны к водородной хрупкости. Водород-

ная хрупкость сплавов этого типа начинает развиваться еще до появления

видимых выделений гидридов, что обусловлено охрупчиванием β-фазы рас-

творенным в

ней водородом. Эта хрупкость аналогична хладноломкости,

обусловленной такими примесями внедрения, как кислород, азот, и связана с

тем, что атомы водорода блокируют источники дислокаций во вторичных

178

плоскостях скольжения и уменьшают скорость движения генерированных

ими дислокаций. Последующее выделение гидридов вызывает гидридную

хрупкость, что переводит металл в полностью хрупкое состояние.

Водородная хрупкость в титановых сплавах в наиболее опасной форме

проявляется при замедленном разрушении, под которым понимают зарожде-

ние и развитие в металле, находящемся под постоянным или мало изменяю-

щимся

по величине напряжением, трещин, ведущих в конечном итоге к раз-

рушению образца или изделия. Замедленное разрушение сводится по суще-

ству к тому, что в результате направленной диффузии атомов водорода в по-

ле напряжений или транспортировки атомов водорода дислокациями в ло-

кальных областях перед вершиной трещины создается такая концентрация

водорода, при

которой или выделяются гидриды или β-фаза становится хруп-

кой. При испытаниях на замедленное разрушение фиксируют время до раз-

рушения надрезанного образна, находящегося пол действием постоянного

напряжения. Результаты испытаний представляют в координатах приложен-

ное напряжение - время до разрушения Затем для заданной базы испытаний

(например, 1000 сут) строят зависимость разрушающих напряжений от

со-

держания водорода Замедленное разрушение ряда титановых сплавов про-

исходит при напряжениях значительно меньших, чем временное сопротивле-

ние разрыву. Так. временное сопротивление разрыву надрезанных круглых

образцов сплава ОТ4 с 0.03% водорода составляет примерно 1000 МПа. но тс

же образцы под напряжением всего 200 МПа разрушаются после 400 сут.

ВТ-00 ВТ1-0 ОТ4-В ОТ4-1В

ОТ4 ОТ4-В

0,008 0,010 0,005 0,010 0,010 0,010

В остальных сплавах допускается не более 0,012...0,15% водорода.

Металлургическая промышленность в настоящее время выпускает, полуфаб-

рикаты с содержанием водорода меньше максимально допустимых значений.

Однако при последующих технологических операциях, особенно связанных с

травлением полуфабрикатов, содержание водорода в титане и его сплавах

может существенно возрастать. Помимо этого, возможно наводороживание

титановых

изделий в процессе их эксплуатации. Поэтому при выборе титано-

вых сплавов для тех или иных применений следует учитывать возможность

развития в них водородной хрупкости и при необходимости заменять один

сплав другим, в котором водородная хрупкость не развивается при практиче-

ски возможных концентрациях водорода.

5.4.Способы защиты титана и его сплавов от газонасыщения

Для защиты титана и его сплавов от газонасыщения при нагреве под

обработку давлением и термическую обработку разработали различные за-

179

щитные покрытия. Они необходимы для предотвращения окисления, а также

защищают титан от наводороживания. Наиболее широко применяют эмали

ЭВГ-8, ЭВГ-8А, ЭВГ-23. Эмаль ЭВГ-23 обеспечивает надежную защиту ти-

тановых сплавов до высоких температур: 750-830 °С. При нагреве титано-

вых сплавов, покрытых эмалью Э8Г-23, выше 830-850 °С начинается их га-

зонасыщение, хотя и значительно

менее интенсивное, чем при нагреве на

воздухе.

Устойчивую и прочную защитную пленку образуют боросиликатные и

алюмосиликатные стекла. Используют также металлические покрытия.

Эффективным способом защиты титановых сплавов от окисления явля-

ется термическая обработка их в среде инертных газов, например, в аргоне

или в гелии.

Рациональным способом борьбы с наводороживанием металла при

тех-

нологических операциях является удаление водорода из готовых деталей и

элементов конструкций вакуумным отжигом, который приводит также к сня-

тию нежелательных остаточных напряжений.

5.5 Термомеханическая обработка

На рис.5.2. приведены основные схемы ТМО титановых сплавов.

Высокотемпературная термомеханическая обработка титановых спла-

вов заключается в горячей деформации сплава в α + β- или β- области,

закал-

ке и старении.

В результате закалки , осуществляемой сразу после окончания горячей

деформации , в металле подавляются рекристаллизационные процессы и со-

храняются, хотя бы частично, особенности структуры и тонкого строения го-

рячедеформированного металла. Старение сплава с такой структурой обеспе-

чивает повышенные механические свойства по сравнению с упрочняющей

термической обработкой,включающей стандартную закалку

и старение.

180

Рис. 5.2 Основные схемы ТМО:а – ВТМО; б – НТМО; г – комбинированная

(ВТМО+ НТМО); 1- нагрев под закалку и деформация; 2- охлаждение в воде; 3-

старение; 4- деформация; Tp- температура рекристаллизации; Ac3- температура

α+β/β перехода

5.6 Химико - термическая обработка (ХТО)

Легированием и термической обработкой не удается существенно по-

высить антифрикционные свойства титановых сплавов. Были предприняты

попытки устранить этот недостаток титановых сплавов химико- термической

обработкой.Наибольшие успехи были достигнуты при азотировании и окси-

дировании.

Азотирование в десятки раз повышает износостойкость и жаростой-

кость титановых изделий. Вместе с тем существенно снижаются такие такие

характеристики пластичности, как относительное удлинение и особенно по-

перечное сужение; предел выносливости на базе 10

циклов уменьшается на