/
Автор: Капырин Г.И. Чечулин Б.Б. Ушков С.С. Разуваева И.Н.
Теги: металлургия машиностроение сплавы издательство машиностроение металлы и сплавы титан
Год: 1977
Текст
ТИТАНОВЫЕ СПЛАВЫ
В МАШИНОСТРОЕНИИ
Под редакцией
заслуженного деятеля науки и техники РСФСР
доктора технических наук
профессора Г. И. Капырина
ЛЕНИНГРАД
«МАШИНОСТРОЕНИЕ»
ЛЕНИНГРАДСКОЕ ОТДЕЛЕНИЕ
1977
Т45
УДК 669.77:621
Авторы Б. Б. Чечулин, С. С. Ушков, И. Н. Разуваева, В. Н. Гольдфайн
Рецензент С С. Ермаков
Титановые сплавы в машиностроении. Л., «Машинострое-
Т45 ние» (Ленингр. отд-ние), 1977.
248 с. с ил.
На обороте тит, л. авт.. Б. Б. Чечулин и др.
В книге показаны преимущества титановых сплавов перед другими материалами,
применяемыми в различных отраслях машиностроения Рассмотрены физико механичес-
кие и технологические свойства конструкционных сплавов титана при различных темпе-
ратурах Описаны специфические свойства титана и его сплавов ползучесть, длительная
и циклическая прочность, чувствительность к концентраторам напряжений, коррозионно-
механическая прочность и др Уделено внимание антифрикционным свойствам титана,
методам их повышения
Книга предназначена для инженерно технических работников машиностроительных
предприятий.
31203 — 040
038(01)—77
40—77
6П3.4
ИБ № 765
Чечулин Борис Борисович
Ушков Сталь Сергеевич
Разуваева Илиана Николаевна
Гольдфайн Виталий Наумович
Титановые сплавы
в машиностроении
Редактор издательства С Я Кудерская
Технический редактор В Ф. Костина
Переплет художника Г Л Попова
Корректор А И. Лавриненко
Сдано в набор 5/VIII 1976 г. Подписано к печати 28/ХП 1976 г М 22698
Формат бумаги 60X 90*/ie Бумага типографская № 3
Печ л. 15,5 Уч -изд л 16,9 Тираж 10 000 экз.
Зак № 1175 Цена 96 коп
Ленинградское отделение
издательства «Машиностроение»
191065, Ленинград, Д-65, ул Дзержинского, 10
Ленинградская типография № 6 Союзполиграфпрома
при Государственном комитете Совета Министров СССР
по делам издательств, полиграфии и книжной торговли
193144, Ленинград, С-144, ул Моисеенко, 10
21203-040^
038(01)—77 ®
Издательство «Машиностроение», 1977 г.
Предисловие
Современное машиностроение — обширная и многоплановая
отрасль промышленности, характерной особенностью которой
является огромное разнообразие машин и механизмов, различных
по конструкции, видам эксплуатационных нагрузок, рабочим
средам, температурным условиям работы и т. д. В соответствии
с этим круг металлических материалов, применяемых в машино-
строении, весьма широк: конструкционные нержавеющие, кислото-
стойкие, жаропрочные стали, стали для криогенных температур
и с особыми физическими свойствами, сплавы на медной, алюминие-
вой, никелевой и других основах. Однако расширение номенкла-
туры металлических материалов, узко специализированных при-
менительно к конкретным эксплуатационным условиям, имеет
и неблагоприятные последствия: снижение степени унификации
механизмов по материалам, необходимость разработки различных
технологических процессов их производства и соответствующих
видов промышленного оборудования, усложнение использования
отходов и т. п. В связи с этим, освоение промышленностью новых
металлов, сочетающих свойства разных металлических материа-
лов, представляет собой важную народнохозяйственную проблему.
Одним из таких материалов является титан и его сплавы.
Высокая коррозионная стойкость, коррозионно-механическая
прочность, эрозионно-кавитационная стойкость, удельная проч-
ность, нехладноломкость, немагнитность и ряд других физико-
механических характеристик позволяют рассматривать титановые
сплавы как материалы, сочетающие в себе свойства разнообразных
материалов. Это дает возможность из взаимосвариваемых титано-
вых сплавов одной-двух марок изготавливать такие агрегаты
и механизмы, где по условиям эксплуатации требуется применение
ряда различных материалов, зачастую несвариваемых между,
собой или несовместимых, например, из-за контактной коррозии.
Важным преимуществом титановых конструкций является их
высокая надежность, обусловленная отсутствием продуктов кор-
розии в системах, относительно малыми тепловыми деформа-
циями из-за низкого коэффициента теплового расширения, отсут-
ствием струевой коррозии и т. п. История промышленного про-
изводства титана кратковременна (20—25 лет), но уже в на-
стоящее время титановые сплавы перестали быть экзотическими
материалами и заняли достойное место в ряду широко извест-
ных конструкционных материалов.
Производство титановых сплавов не только непрерывно рас-
ширяется, но и соверЩенствуется. Качество титановых сплавов
повышается, снижается содержание в них вредных примесей,
3
отрабатываются новые методы изготовления лигатур и других
шихтовых материалов. Вместе с этим изменяются и свойства
сплавов — увеличивается пластичность и вязкость, уменьшается
чувствительность к надрезам и другим дефектам, упрощается тех-
нология их обработки Поэтому композиции сплавов непрерывно
корректируются, и информация об их свойствах, опубликованная
несколько лет назад, претерпевает существенные изменения.
Именно это обстоятельство, а также накопление опыта применения
титана в разнообразных областях отечественной и зарубежной
машиностроительной отрасли приводит к необходимости написа-
ния настоящей книги.
В качестве методической основы изложен'ия материалов
выбраны следующие положения. Основное внимание уделено
физико-механическим свойствам титана современного производ-
ства и влиянию на них различных легирующих элементов с тем,
чтобы конструкторы и технологи могли достаточно свободно
и рационально выбирать тот или иной серийный сплав. Специально
рассмотрено влияние вида и габаритов полуфабрикатов на свой-
ства сплавов, что связано с различным характером их структуры
(гл. I, II). Из механических свойств наиболее подробно рассмо-
трены те, которые определяют работоспособность деталей различ-
ных узлов и механизмов — ползучесть и длительная прочность,
усталость, коррозионно-механическая прочность и т. п.
(гл. Ill, IV). Гл. V посвящена антифрикционным свойствам
титана и методам их улучшения, так как эти характеристики
в значительной мере лимитируют применение титановых сплавов
в различных механизмах с узлами трения.
Общая направленность излагаемых материалов сводится
к тому, чтобы облегчить задачу технологов и конструкторов маши-
ностроительной промышленности по рациональному и эффектив-
ному использованию замечательных качеств титановых сплавов.
ГЛАВА I. ОБЩИЕ СВЕДЕНИЯ О ТИТАНЕ
И СПЛАВАХ НА ЕГО ОСНОВЕ
1. Структурная классификация сплавов титана
Титан — полиморфный металл и может существовать в двух
модификациях: аи₽. Полиморфное а д! 0-превращение титана
при нагреве и охлаждении происходит при 882,5° С. Низкотемпе-
ратурная a-модификация имеет гексагональную плотноупакован-
ную кристаллическую решетку с параметрами а = 2,9503 ±
± 0,0003 А; с = 4,683 ± 0,0005 А
Высокотемпературная 0-модификация титана имеет объемно-
центрированную кубическую кристаллическую решетку При
экстраполяции легирующих элементов на нулевое содержание
параметр а решетки |3-титана при 25° С составляет 3,282 А.
Значение температуры полиморфного превращения у титана
весьма стабильно: охлаждение со скоростью в несколько сотен
или тысяч градусов в секунду не изменяет ее величины, и только
при скорости охлаждения около 10 000° С/с обнаруживается сни-
жение температуры превращения примерно на 30°.
Существенное изменение температуры полиморфного превра-
щения может быть достигнуто за счет легирования. Все элементы,
присутствующие в титане (примеси и специально вводимые для
его легирования), могут быть сгруппированы по влиянию на поли-
морфизм. Элементы, повышающие температуру полиморфного
a Z2 0-превращения и расширяющие область существования «-мо-
дификации, относятся к группе «-стабилизаторов. В эту группу
входят Al, Ga, La, Се, О, С, N. Типичные равновесные диаграммы
состояния систем Ti—а-стабилизатор приведены на рис. 1, а, б.
Обычно а-стабилизаторы подразделяются на две подгруппы:
образующие с a-фазой титана твердые растворы замещения
(рис. 1, а) и растворы внедрения (рис. 1,6). По мере увеличения
содержания «-стабилизирующего элемента повышается темпера-
тура a ^-превращения, причем переохладить (3-фазу до темпе-
ратур, лежащих ниже границы (3 ф- а —♦ а перевода, невозможно
даже при значительных скоростях охлаждения. Все а-стабили-
заторы обладают ограниченной растворимостью как в а-, так и в
(3-модификациях титана. В сплавах, содержащих а-стабилизаторы
bi количестве, большем предела растворимости, в a-фазе наблю-
дается перитектоидное превращение (3-твердого раствора с обра-
зованием либо упорядоченных фаз (системы Ti—Al, Ti—Ga), либо
оксидных и карбонитридных соединений (системы Ti—О, Ti—С,
Ti—N). К группе |3-стабилизаторов относятся элементы, понижа-
ющие температуру полиморфного 0—»аф- ^-превращения титана
и сужающие область существования a-фазы. В эту группу входит
5
большая часть металлических элементов (Hf, Zr, Nb, V, Мо, Та,
Sn, Mn, Fe, Cr, Co, Ni и др.), а также водород. Все p-стабилизи-
рующие элементы в свою очередь можно разделить на три под-
группы.
1. Элементы, образующие непрерывный ряд твердых раство-
ров с а- и p-модификациями титана (рис. 1, в). К таким элементам
относятся аналоги титана — цирконий и гафний. В относительно
небольших количествах эти элементы мало снижают температуры
Р —> а + Р а-превращения, что послужило основанием счи-
тать их «нейтральными» упрочнителями. В сплавах с большим
Рнс. 1. Двойные системы титана различных типов: а — перитектика — пери-
тектоид; б — то же, с повышением линии ликвидуса — солидуса; в — непрерыв-
ный ряд твердых растворов са-и P-фазами; г — непрерывный ряд твердых раство-
ров с р-фазой при «выклинивании» a-твердых растворов; д — эвтектика — эвтек-
тоид
(40—50%) содержанием Zr и Hf температура полиморфного
превращения снижается весьма существенно (до 550°). Тем не
менее, зафиксировать p-фазу в сплавах системы Ti—Zr или Ti—Hf
при комнатной температуре не удается, так как превращение р —> а
происходит быстро даже при значительных скоростях охлаждения.
2. Элементы, изоморфные p-модификации титана, образующие
с ней непрерывный ряд твердых растворов и ограниченно раство-
ряющиеся в a-модификации: Та, Nb, V, Мо (рис. 1, г).
3. Элементы, ограниченно растворимые как в р-, так и в «-мо-
дификациях титана и при содержании сверх пределов раствори-
мости образующие с титаном интерметаллидные соединения:
Мп, Сг, Fe, Си, Ni, Si, Со (рис. 1, д). При охлаждении из р-области
распад p-твердого раствора на а плюс интерметаллид происходит
по эвтектоидной реакции, в связи с чем элементы такого типа полу-
чили название эвтектоидообразующих. У сплавов с наиболее
высокой эвтектоидной температурой и минимальной эвтектоидной
концентрацией, например сплавы с Ni, Со, Си, Si (табл. 1), ско-
рость эвтектоидного превращения настолько велика, что оно
не подавляется даже при закалке. У сплавов с Mn, Fe, Сг вслед-
6
ствие замедленной эвтектоидной реакции превращение [3 —> а
происходит таким же образом, как в сплавах титана с изоморф-
ными р-стабилизаторами.
Как изоморфные, так и эвтектоидообразующие р-стабилиза-
торы снижают температуру мартенситного превращения в титане
Таблица 1. Эвтектоидный состав
и эвтектоидная температура
для сплавов Ti—0-стабилизатор [28]
Элемент Эвтектоид- ная темпе- ратура, °C Массовая доля эвтек- тоидного состава, %
Марганец 550 20
Железо 600 15
Хром 675 15
Кобальт 685 9
Никель 770 7
Медь 790 7
Кремнии 860 0,9
Рис. 2. Зависимость темпера-
туры мартенситного превраще-
ния титановых сплавов от со-
держания 0-стабилизатора [ПО]
(рис. 2). При определенной концентрации легирующих элементов,
соответствующей примерно одинаковой электронной концентра-
ции, независимо от вида легирования (табл. 2), температура мар-
Т аблица 2. Критическая концентрация 0- стабилизирующего элемента,
необходимая для стабилизации 0-фазы
при комнатной температуре [2]
Легирующий элемент Критическая стабилизирующая концентрация
массовая, % атомная, % электронная, эл /г-атом
Железо 4,0—5,7 4,5—4,9 4,2
Кобальт 5,7 4,9 4,2
Марганец 5,5 5,0, 4,2
Никель 6,9—8,2 5,8—6,8 4,2—4,3
Молибден 11,0 5,8 4,1
Рений 20 6,0 4,2
Хром 7,8 8,4 4,2
Вольфрам 20,5 8,7 4,2
Ванадий 17,0 18,4 4,2
Тантал 50 21,0 4,2
Ниобии 36 23,0 4,2
7
тенситного превращения снижается до комнатной. Указанная
концентрация называется критической (Скр11Т). В сплавах, содер-
жащих p-стабилизаторы в количестве менее критического, при
закалке из p-области происходит мартенситное превращение
с образованием разнообразных нестабильных и пересыщенных
фаз (а', а", со)1. В сплавах с содержанием p-стабилизаторов более
критического в результате закалки из p-области при комнатной
температуре фиксируется р-фаза — «титановый аустенит».
Таблица 3. Максимальная
растворимость fl- стабилизирующих
элементов в a-фазе титана
и сплава Ti—6А1 [1, 53]
Наимеиова Предельная растворимость массовая доля, %
ние в а-титане в сплаве Ti-б А1
Тантал 11,5 4-5
Ванадий 1,5—3,5 0,5—1,2
Молибден 0,6 0,2—0,4
Железо 0,4 0,2—0,5
Хром 0,5 0,3—0,6
Марганец 0,5 0,3—0,6
Медь — 0,8—0,9
Кремний 0,5 0,3—0,5
Ниобий 3,5 —
Несмотря на многообра-
зие стабильных и нестабиль-
ных фаз, могущих присут-
ствовать "в сплавах титана
в зависимости от вида и ко-
личества легирующих элемен-
тов и режима термообра-
ботки, структурную класси-
фикацию их принято прово-
дить, основываясь на соотно-
шении основных фаз — а и р.
В соответствии с изло-
женным титановые сплавы
можно подразделить на сле-
дующие группы: а-сплавы,
«бетированные» а-сплавы,
а + р-сплавы и р-сплавы.
Группа а-сплавов вклю-
чает нелегированный титан,
сплавы, содержащие только
а-стабилизаторы, либо р-ста-
билизаторы в количестве,
не превышающем предел их растворимости в a-фазе. Значение
концентраций p-стабилизаторов, соответствующих пределу их
растворимости в a-фазе титана и сплаве с основой Ti—6А1, при-
ведено в табл. 3. Структура таких сплавов после деформации
и отжига, как правило, представляет собой только а-фазу.
К а-сплавам относятся нелегированный титан марок ВТ 1-00,
ВТ1-0, сплавы ВТ5 (Ti—5А1), ВТ5-1 (Ti—5А1—2,5Sn), 4200
(Ti—0,2Pd), ПТ-7М (Ti—2,5A1—2Zr), ряд зарубежных сплавов
(Ti—5A1—5Sn—5Zr), Ti—6A1—4Zr—IV) и др. Ветированные
а-сплавы (или псевдо-а-сплавы) содержат кроме а-стабилизаторов
Р-стабилизаторы в количестве, ненамного превышающем предел
их растворимости в a-фазе. В структуре сплавов этой группы
кроме a-фазы содержится, как правило, до ~2—4% р-фазы.
К этой группе относятся отечественные сплавы марок ОТ4-0
1 а'-фаза — мартенситная фаза с ГПУ-решеткой; а"-фаза — мартенситная
фаза с ромбической решеткой; w-фаза — фаза с ОЦК-решеткой в тетрагональных
координатах.
8
(0,2—1,4А1; 0,2—I,3Mn); ВТ4-1 (1,0—2,5А1; 0,4—2,0Mn);
ОТ4 (3,5— 5,0А1; 0,8—2,0Мп); ПТ-ЗВ (3,5—5.0А1; 1,2—2,5V);
ВТ20 (5,5— 7,5А1; 1,5—2,5Zr; 0,5—2,0V; 0,8—l,8Mo), а также
зарубежные сплавы Ti—7А1—2Nb—ITa; Ti—6A1—2Nb—ITa—
0,8Mo и др. У а- и ветированных a-сплавов при закалке" из
р- или верхней части (а + Р)-области превращение р —> а проис-
ходит по мартенситному механизму, но возникающая при этом
мартенситоподобная структура не является пересыщенным твер-
дым раствором.
Двухфазные a + ^-сплавы мартенситного типа содержат зна-
. чительное количество p-стабилизирующих элементов, но не выше
критической концентрации. К этой группе относятся отечествен-
ные сплавы марок ВТ6С (5,3—6,8А1; 3,5—5,0V); ВТЗ-1
(5,5—7.0А1; 2,0—3,8Мо; 0,8—2,3Cr); ВТ14 (3,5—6,ЗА1;
2,5—3,8Мо; 0,8—1,9V); ВТ16 (1,8—3.8А1; 4,5—5,5Мо; 4,0—5,5V);
ВТ22 (4,4—5,9А1; 4,0—5,5Мо; 4,0—5,5V; 0,5—2,0Сг); зарубежные
сплавы Ti—6А1—4V; Ti—4А1—ЗМо—IV; 4А1—4Мп и др.
В сплавах этой группы могут быть два основных структурных
состояния:
1) после отжига при температуре меньшей, чем Ti—/р>«|р
с последующим медленным охлаждением формируется равновес-
ная смесь а- и р-фаз; 2) при закалке из р- или верхней части
a + p-области образуются мартенситные структуры. При увели-
чении содержания p-стабилизаторов в сплаве увеличивается сте-
пень пересыщения мартенсита и становится возможной частичная
фиксация р-фазы.
В зависимости от температуры закалки и содержания р-ста-
билизаторов фиксируется либо только мартенсит, либо а-фаза
плюс мартенсит, мартенсит плюс p-фаза и т. п. Таким образом,
если a-сплавы обеих групп независимо от температуры нагрева
и скорости охлаждения находятся практически в равновесном
состоянии, то a + р-сплавы могут быть в самых различных состоя-
ниях: от равновесных твердых растворов до максимально пере-
сыщенных и -неравновесных.
В ^-сплавах титана, содержащих p-стабилизаторы в количе-
стве, равном или большем критической концентрации (см. табл. 2),
мартенситное превращение отсутствует, а роль скорости охла-
ждения сводится к подавлению процессов диффузионного рас-
пада P-фазы. Сплавы околокритического состава механически
нестабильны (т. е. p-фаза распадается при пластической де-
формации), а’ распад p-твердого раствора при нагреве происхо-
дит достаточно быстро. К таким быстро твердеющим при старении
метастабильным р-сплавам относится, в частности, сплав
Ti—2,5А1—16V. Более стабильными, но также дисперсионно-
упрочняемыми являются сплавы ВТ15 (ЗА1—8Мо—ПСг);
В120—VCA (ЗА1—10V—ПСг); ТС6 (ЗА1—5,0Mo-6,0V—Ц.ОСг).
Эти сплавы иногда именуются псевдо-р-сплавами, так как они
закаливаются на p-фазу, но после старения имеют a + р-состав.
9
к стабильным р-сплавам, старящимся вяло и с точки зрения
упрочнения не эффективно, относится сплав 4200 (Ti—ЗЗМо).
Группа сплавов с интерметаллидным упрочнением включает
в себя сплавы первых трех групп, дополнительно легированных
элементами, вступающими с титаном в быстротекущую эвтектоид-
ную реакцию (р-сплавы обычно не легируют элементами этого
типа). Наряду с а- или а + p-фазами в структуре таких сплавов
присутствуют интерметаллические соединения. В эту группу
входят английские сплавы типа «хайлайт» Ti—4А1—4Мо—2Sn—
0,5Si; Ti—ЗА1—6Sn—5Zr—2Mo—0,5Si; американский сплав Ti—
6A1—-4V—2Co и др.
В последнее время активно проводятся работы по созданию
сплавов со специфическими свойствами на основе интерметалли-
ческих соединений: высокожаропрочный сплав на оснсве соеди-
нения Ti3Al, сплав с демпфирующими свойствами на основе
соединения TiNi. Следует отметить, что существующая классифи-
кация титановых сплавов в определенной мере условна. Так,
например, отсутствует четкая граница между вотированными
а-сплавами и двухфазными а + р-сплавами; сплавы, входящие
в группу р-сплавов, по равновесной диаграмме практически яв-
ляются сплавами с двухфазной структурой, и т. д.
2. Особенности структурных превращений
титановых сплавов
Микро- и макроструктура полуфабрикатов из титана и его
сплавов формируется в результате двух основных процессов:
перекристаллизации при р —> a-превращении и рекристаллизации.
Особенности формирования структуры титана и его сплавов
при р —> a-превращении. Характер полиморфного превращения
титана имеет ряд особенностей по сравнению с az± у-превраще-
нием у железа.
Теплота а д2 p-превращения у титана составляет 850 кал/г-атом,
что более чем в 4 раза превосходит теплоту превращения а у
у железа [88]. В связи с этим, энергетически начало a р-пере-
хода у титана более затруднено, чем у железа, но после начала
реакции скорость ег^ протекания значительно выше.
Разность удельных объемов кристаллических решеток а и
P-модификаций титана относительно невелика— около0,17% [96],
т. е. в —20 раз меньше, чем у железа (4,3%). Модуль упругости
у титана при всех температурах примерно в 2 раза меньше, чем
у железа. В результате этого упругая энергия при росте зародыша
новой фазы при полиморфном превращении титана существенно
ниже, чем при полиморфном превращении железа, что значительно
облегчает рост зародышей. Наконец, диффузионная подвижность
атомов у титана как а-, так и p-модификаций, более высока, чем
10
у железа. Коэффициенты самодиффузии атомов титана и железа,
по данным работы [25], следующие:
Температура, °C Титан Железо
500 10"14 IO'78
700 ю-11 10-15
900 10-ю 10-13
1100 IO'8 10-и
1300 10’7 10-9
Совокупность отмеченных факторов предопределяет высокую
скорость роста зародышей новой фазы у титана в процессе поли-
морфного превращения. Кроме того, рост зародышей новой фазы
у титана происходит с соблюдением кристаллогеометрического
соответствия с матрицей подобно мартенситному превращению
в сталях: в монокристаллических образцах при а —> [3-превраще-
нии из одной ориентации a-структуры может быть получено
шесть ориентаций p-фазы, а при р —>• a-превращении из одной
ориентации р-фазы — 12 ориентаций a-фазы. В действительно-
сти при р a-превращении реализуется лишь одна ориентация
a-фазы. Изложенные особенности полиморфного превращения
предопределяют и особенности формирования микро- и макро-
структуры титана и его сплавов при нагреве выше температуры
а —> p-перехода и последующем охлаждении.
В литом состоянии структура титана представлена крупными
зернами, возникшими при первичной кристаллизации. В преде-
лах таких зерен, как правило, имеется несколько более мелких
зерен, отличающихся друг от друга по кристаллографической
ориентации и образующихся при охлаждении металла из р-обла
сти. Последующий нагрев такого металла в p-область практически
не изменяет его структуру, так как рост зародышей p-фазы проис-
ходит по исходным кристаллографическим направлениям и пло-
скостям, а малый фазовый наклеп не препятствует их росту до
размеров исходного зерна и не вызывает рекристаллизации при
дальнейшем повышении температуры. Размельчение структуры
литого титана за счет фазовой перекристаллизации при нагреве,
таким образом, практически невозможно. В этом состоит одно
из существенных отличий титана от сталей, в которых перекри-
сталлизация при а дц у-превращении может с успехом исполь-
зоваться для улучшения структуры.
Размельчение литого зерна у титана при а ^2 p-превращении
возможно только в том случае, если металл перед нагревом подвер-
гался пластической деформации. Наличие искажений кристалличе-
ской структуры, возникающих при пластической обработке, ограни-
чивает рост p-кристаллов. Поэтому, чем больше степень деформации
и ниже температура пластической обработки, тем меньше размеры
P-зерен, образующихся в процессе полиморфного превращения.
Однако даже самые мелкие p-зерна измеряются десятыми долями
миллиметра и более.
11
Нагрев в 0-области мелкозернистого металла, подвергнутого
деформации и рекристаллизационному отжигу в a-области, со-
провождается ростом зерен.
Таким образом, нагрев титановых полуфабрикатов выше тем-
пературы а —> 0-превращения может приводить к следующим
результатам: если структура сформировалась в p-области (слитки,
отливки, сварные швы), то последующий нагрев в p-области не
изменяет ее; если структура сформировалась в p-области, но затем
подвергалась пластической обработке, то при последующем пере-
греве образуется более мелкозернистая структура; нагрев мелко-
зернистых полуфабрикатов в p-области, структура которых сфор-
мировалась при обработке в a-области, сопровождается ростом
зерен.
При перестройке высокотемпературной модификации в низко-
температурную в процессе охлаждения возможно размельчение
структуры полиморфных металлов за счет того, что в пределах
крупных зерен возникает большое число зародышей новой (низко-
температурной) фазы. В частности, у железа при у —»«-превра-
щении внутри аустенитного зерна образуется много ферритных
зерен, при этом увеличение скорости охлаждения, подавляя диф-
фузионный рост зародышей, способствует получению мелкозерни-
стой структуры. У титана в силу рассмотренных особенностей
полиморфного превращения рост зародышей a-фазы происходит
с большой скоростью, и даже в случае закалки величина а-зерен
во много раз превосходит величину ферритных зерен. При этом
из-за достаточно строгого соблюдения кристаллогеометрического
соответствия решеток а и 0-фаз зерна, различающиеся как само-
стоятельные при металлографическом анализе, могут иметь близ-
кую или одинаковую кристаллографическую ориентировку. По
этому признаку в пределах макроскопического 0-зерна обычно
могут быть лишь несколько (2—3) различных микрозерен.
Таким образом, нагрев титановых полуфабрикатов выше тем-
пературы полиморфного превращения независимо от условий
нагрева — охлаждения (скорость, температура и т. п.) всегда
приводит к укрупнению структуры. В этом состоит одно из суще-
ственных отличий титана от железа и сталей, в которых за счет
фазовой перекристаллизации возможно существенное улучшение
структуры.
Особенности формирования структуры титана при 0 «-пре-
вращении в основном присущи а- и а + 0-сплавам. Однако при-
сутствие легирующих элементов привносит и определенные изме-
нения в характер микроструктуры сплавов как при медленном,
так и быстром охлаждении из 0-области. При медленном охлажде-
нии рост пластинчатых кристаллов a-фазы в 0-матрице сопро-
вождается (в известной мере и контролируется) диффузионным
перераспределением легирующих элементов: 0-стабилизаторы из
растущих a-кристаллов диффундируют в 0-матрицу. В итоге
медленного охлаждения в пределах исходного 0-зерна возникают
12
комплексы одинаково ориентированных пластинчатых a-кристал-
лов, между которыми находятся области, обогащенные 0-стабили-
зирующими элементами и примесями. По данным [61], в сплаве
Ti—Al—Fe локальное содержание железа между а-пластинками
может достигать ~5%, при среднем его содержании в сплаве 0,7%.
В сплавах с большим содержанием ^-стабилизирующих примесей
и легирующих элементов на межпластинчатых границах может
фиксироваться 0-фаза и обогащенная 0-стабилизаторами а-фаза.
Поэтому даже в сплавах, содержащих 0-стабилизатор в пределах
растворимости в a-фазе в равновесных условиях, практически
всегда содержится некоторое количество 0-фазы. Возникновение
обогащенных 0-стабилизаторами областей или частиц 0-фазы
ограничивает рост a-кристаллов, а при травлении шлифа позво-
ляет четко выявить их границы. Кроме того, у сплавов титана
увеличение скорости охлаждения более существенно влияет на
вид структуры, чем у титана: при медленном охлаждении пластины
a-фазы достигают значительных размеров, при увеличении скоро-
сти охлаждения они уменьшаются, а при резкой закалке в пре-
делах исходного 0-зерна возникают мелкие мартенситные кри-
сталлы.
Таким образом, структура титана, а- и а + 0-сплавов имеет
после медленного охлаждения из 0-области два характерных
морфологических признака: крупные полиэдрические зерна «пре-
вращенной» 0-фазы, величина которых зависит от степени пред-
шествующей деформации, температуры и длительности перегрева
в 0-области, и пластинчатый характер внутризеренной структуры,
причем размеры пластин и фрагментов из параллельных пластин
зависят только от скорости охлаждения (рис. 3). В практике
изготовления машиностроительных конструкций структуры такого
типа могут возникать в зоне термического влияния при сварке
и газовой резке, местных прижогах, случайных перегревах и т. п.
В связи с этим металлографический анализ позволяет выявлять
технологические нарушения, полноту удаления газорезных кро-
мок и т. д. Кроме того, последовательно повышая температуру
закалки проб, можно достаточно точно определить температуру
а + 0 —> 0-перехода. Наконец, при входном контроле металлогра-
фический анализ позволяет установить соответствие качества
полуфабриката требованиям технических условий.
Рекристаллизация титана и его сплавов. Температура и сте-
пень пластической обработки, режим охлаждения после нее и по-
следующий рекристаллизационный отжиг являются важнейшими
факторами формирования структуры и свойств титановых сплавов.
Характер макро- и микроструктуры при пластической обра-
ботке в* 0-области формируется в результате двух процессов:
деформации и последующего полиморфного превращения. Дефор-
мация приводит, главным образом, к изменению геометрии исход-
ных зерен в направлении течения металла. При последующем
полиморфном 0 —» «-превращении в пределах деформированных
13
макрозерен вырастают a-кристаллы. При малых степенях дефор-
мации и медленном охлаждении вырастают крупные а-кристаллы.
В результате этого в толстых листах, катаных прутках возникает
характерная слоистая структура. При всесторонней деформации
и быстром охлаждении рост a-кристаллов происходит в искажен-
Рис. 3. Характерные типы структур а-сплава и а + (5-сплава после мед-
ленного охлаждения (а и б) и после закалки (в и г) из f-области, Х300
ной матрице, вследствие чего формируется мелкопластинчатая
микроструктура, подобная видманштедтовой структуре (струк-
тура «корзинчатого плетения»). Характерные типы таких структур
показаны на рис. 4. В результате полиморфного превращения
механический наклеп полностью снимается, фазовый наклеп,
как отмечалось, у титана весьма мал, поэтому последующий
отжиг не приводит к рекристаллизации. Длительный отжиг при
температурах, близких к температуре а —» ^-превращения, при-
водит лишь к некоторому росту a-кристаллов и их( слиянию.
14
Создание в полуфабрикатах мелкозернистой структуры с рав-
ноосной формой зерен возможно лишь после деформации в а- или
а + p-области. Минимальная температура отжига, при которой
происходит рекристаллизация деформированного титана, состав-
ляет 500° С, что, так же как и у других металлов, соответствует
~0,4Тпл. Температура начала рекристаллизации холоднодефор-
мированного титана изменяется от 600—680° С при относительно
малых степенях деформации и до 480—500° С при значительных
(до 90%) обжатиях. Температура конца рекристаллизации на
Рис. 4. Характерные типы полосчатых (а) X 150 и корзинчатых (б) Х600 структур
ветированных а-сплавов
50—100° С превышает температуру ее начала. Максимальная тем-
пература отжига с продолжительностью 5—60 мин, при которой
рекристаллизация завершается даже в малодеформированных
образцах, находится в пределах 700—750° С. При более высоких
температурах происходит собирательная рекристаллизация. При
всех температурах отжига в пределах a-области величина зерна
с увеличением степени деформации уменьшается, исключение
составляет «критическая» степень деформации (2,5—5%), при
которой величина зерен значительно возрастает.
Повышение температуры деформации (но в пределах а-области)
принципиально не изменяет характера протекания рекристалли-
зации при последующем отжиге по сравнению с холоднонаклепан-
ным металлом. Различие заключается лишь в том, что в результате
горячей деформации и отжига создается более крупнозернистая
структура, чем при отжиге после холодного наклепа. Во всех
случаях отжиг при 750° в течение 1 ч достаточен для полного про-
текания процессов рекристаллизации. Характерный вид рекри-
сталлизованной структуры а-сплава титана приведен на рис. 5, а.
Процессы рекристаллизации а-сплавов, бетированных а-спла-
вов и (а + р)-сплавов так же, как и у технического титана, под-
15
чиняются общим закономерностям рекристаллизации металлов
и сплавов. Наиболее значительное повышение температуры рекри-
сталлизации наблюдается при увеличении содержания алюми-
ния в сплаве [4]. Так, изменение содержания алюминия от О
до 5% повышает температуру начала рекристаллизации на 100° С,
увеличивает температурный интервал рекристаллизации и сме-
Рис. 5. Микроструктура а-сплава (а),
ветированного а-сплава (б) и а + (3-
сплава (в) после низкотемпературной
деформации и рекристаллизационного
отжига, Х300
щает критическую степень деформации в область больших величин
относительного обжатия. Олово и цирконий, а также небольшие
добавки p-стабилизаторов не оказывают существенного влияния
на указанные характеристики рекристаллизации [78]. Однако
при значительном содержании p-стабилизаторов (в а -ф р-сплавах)
частички p-фазы тормозят рост a-зерен. Поэтому при одинаковых
режимах ковки и отжига микроструктура после рекристаллиза-
ционного отжига у а -ф р-сплавов всегда дисперснее, чем у «-спла-
вов (рис. 5, б, в). У а-сплавов процесс рекристаллизации наиболее
16
полно и быстро проходит при температурах, близких температуре
а —» а + ^-превращения, у двухфазных сплавов — при темпера-
туре на 30—50° С ниже превращения а + [3 —» [3. Исходя из этого,
по известным критическим точкам можно ориентировочно опре-
делить температуру рекристаллизационного отжига а- и ос -ф 13-
сплавов. [3-сплавы, в отличие от а- и а 4- [3-сплавов, не имеют
полиморфного превращения, поэтому при отжиге в них не могут
возникать пластинчатые, корзинчатые и тому подобные типы мик-
роструктуры. В чистом виде рекристаллизация у |3-сплавов проис-
ходит при температурах выше температурной области старения
(распада [3-раствора) — 750—800° С. Отжиг при 850—900° при-
водит к образованию полиэдрических равноосных зерен, вели-
чина которых резко увеличивается при повышении температуры
выше 950е С.
Изложенное, конечно, не исчерпывает всего богатства и разно-
образия типов структур, которые могут быть получены в титано-
вых сплавах. Однако рассмотренные выше структуры с точки
зрения сочетания механических свойств представляют две край-
ности: оптимальный уровень свойств обеспечивается при наличии
мелкозернистой, рекристаллизованной структуры; более небла-
гоприятные свойства наблюдаются на материале с [3-превращен-
ной структурой. К достижению структуры первого типа стре-
мятся все технологи — изготовители полуфабрикатов, однако
получить ее возможно лишь на относительно мелких изделиях
(прутки, поковки, штамповки, холоднокатаные трубы, тонкие
листы и т. п.). Второй тип структуры характерен для отливок,
многотонных поковок, толстых плит, а также металла перегре-
того до [3-области и подвергнутого затем медленному охлаждению.
Возможный диапазон механических свойств того или иного сплава
наиболее полно описывается его свойствами в указанных струк-
турных состояниях. Поэтому в дальнейшем рассмотрение механи-
ческих характеристик сплавов будет производиться примени-
тельно к двум типам структуры — мелкозернистой (рекристалли-
зованной) и крупнозернистой перекристаллизованной, с грубо-
пластинчатым внутренним строением ([3-превращенной).
3. Физические свойства титановых сплавов
Характеристики упругости. Величина характеристик упру-
гости находится в прямой связи с величиной периода кристалли-
'ческой решетки и силой межатомной связи. У титана параметры
кристаллической решетки больше, чем у железа, а энергия,
приходящаяся на одну межатомную связь, — меньше, что и пред-
определяет пониженные, по сравнению с железом, значения харак-
теристик упругости: модуль нормальной упругости титана состав-
ляет ~11 200 кге/мм2. У титана наблюдается заметная анизо-
тропия модуля нормальной упругости, так как период кристал-
лической решетки вдоль оси с существенно больше, чем в попереч-
ном направлении. По данным Флауэрса и О’Брайена, значения
17
констант упругости в разных кристаллографических направле-
ниях могут различаться более чем в три раза (4,67-1011 дин/см2
и 15,4-1011 дин/см2) [142J. В поликристаллических агрегатах
значения упругих характеристик усредняются. В отдельных
случаях анизотропия проявляется и в реальных полуфабрикатах.
В тонколистовых сильно текстурованных изделиях было обна-
ружено, что значения модуля нормальной упругости в направ-
лении, параллельном оси с, примерно в 1,5 раза меньше, чем в пер-
пендикулярном ей направлении (10,0-1011 и 14,5-1011 дин/см2
соответственно).
На модуль нормальной упругости могут оказывать заметное
влияние и примесные элементы из числа тех, которые уменьшают
параметры кристаллической решетки а-титана: кислород, азот,
углерод. Для инженерных расчетов можно принимать указанное
выше значение модуля нормальной упругости титана Е =
= 11 200 кгс/мм3. Однако в тех случаях, когда величина упругих
характеристик имеет особо важное значение для конструкции,
а применяются изделия неизбежно текстурованные (тонкие мем-
браны и другие элементы приборной техники), целесообразна
индивидуальная оценка анизотропии модуля нормальной упруго-
сти в каждом конкретном случае.
Модуль сдвига G зависит от текстуры и содержания примесей
так же, как и модуль нормальной упругости. При определении
упругих свойств радиотехническим методом модулю нормальной
упругости 11 200 кгс/мм3 соответствует модуль сдвига, равный
4100 кгс/мм2; отсюда коэффициент Пуассона равен 0,32.
Легирующие элементы так же, как и примеси, изменяют вели-
чину характеристик упругости титана: а-стабилизаторы, как пра-
вило, повышают модуль нормальной упругости, влияние [5-стаби-
лизирующих элементов сложнее и зависит от термической обра-
ботки. Из данных [18, 105] следует, что алюминий, подобно кис-
лороду, азоту и углероду, повышает модуль нормальной упруго-
сти: введение 6% (по массе) алюминия повышает модуль нормаль-
ной упругости титана на 8—10%. Легирование цирконием и оло-
вом мало, но закономерно снижает модуль нормальной упругости.
Ванадий, ниобий, молибден уменьшают модуль нормальной упру-
гости отожженных титановых сплавов. Модуль нормальной упру-
гости Р-сплавов с ванадием, ниобием и молибденом находится
в пределах примерно от 8 000 до 10 000 кгс/мм2.
При совместном легировании а- и ^-стабилизаторами характер
влияния легирующих элементов на характеристики упругости
титановых сплавов может отличаться от их влияния в бинарных
системах. Однако в общем случае у сплавов с суммарным содер-
жанием легирующих элементов не более 10—15% имеет место
аддитивность влияния легирования. Повышение модуля упруго-
сти при введении алюминия обычно компенсируется снижением
его из-за присутствия [3-стабилизаторов, поэтому разница харак-
теристик упругости у различных сплавов невелика, В частности,
18
у серийных сплавов величина Е находится в пределах от
II 000 кгс/мм2 у ВТ1-0 до 12 500 кгс/мм3 у сплавов марок АТ4,
ВТ6 и др.
При нагреве и охлаждении в пределах a-состояния титан не
испытывает каких-либо превращений. Поэтому при повышении
температуры модуль нормальной упругости снижается практи-
чески прямолинейно. Тем не менее, измерения в широком интер-
вале температур позволили авторам работы [105] обнаружить
перегиб на температурной зависимости модуля нормальной упру-
гости (рис. 6) при температуре около 0,3 Тпл — (300°С). Подобный
перегиб наблюдается и на температурной зависимости модуля
нормальной упругости циркония. Контрольные измерения, про-
веденные авторами, подтвердили наличие перегиба и при исполь-
зовании титана высокой степени чистоты (кривая /). Температур-
ный коэффициент Е/Т в интервале 20—300° С составляет 7,78
и 6,44 — в интервале от 300 до 800° С. У сплавов титана, находя-
щихся в отожженном состоянии, модуль нормальной упругости
при повышении температуры также уменьшается. При этом перегиб
при 300° С наблюдается у малолегированных сплавов, в частности
у сплавов с 2.8А1 и 1,67V, но отсутствует у более легированного
сплава — с 5,5А1 и 1,95V. Уменьшается также и температурный
коэффициент зависимости Е = f (Т), В частности, у сплава ПТ-ЗВ
величина Е/Т составляет 5,3. Таким образом, при легировании
изменяется как значение модуля нормальной упругости при ком-
натной температуре, так и температурный коэффициент измене-
ния модуля.
Теплопроводность. Температурная зависимость коэффициента
теплопроводности нелегированного титана по данным работ [42,55,
111, 123, 126] приведена на рис. 7. У высокочистого поликристал-
лического титана изменение коэффициента теплопроводности
в широком интервале температур (кривая 1) имеет вид, характер-
ный для других металлов с электронной проводимостью. Данные,
полученные в работе [126] для низких и средних температур
(кривая /), хорошо стыкуются с данными работы [123] (кривая 2)
для высоких температур. Совокупность кривых 1 и 2 образует,
таким образом, общий вид температурной зависимости коэффи-
циента теплопроводности в широком интервале температур —
от криогенных до 4-1150° С.
В области рабочих температур большинства теплообменных
агрегатов (20—400° С) коэффициент теплопроводности титана
составляет 0,057—0,055 кал/(см-с-°С), что примерно в 3 раза
меньше теплопроводности железа, в 16 раз меньше теплопровод-
ности меди и близко к теплопроводности нержавеющих сталей
аустенитного класса. Темп снижения теплопроводности у титанй
при повышении температуры в данном интервале меньше, чем,
например, у железа, у которого при переходе от 20 к 400°С
коэффициент теплопроводности уменьшается от 0,157 до
0,107 кал/(см-с-°С), т. е. в 1,5 раза.
19
Рис. 6. Температурная
зависимость модуля нор-
мальной упругости йодид-
ного (/) и технического (2)
титана, циркония (3) по
данным [105] и сплавов
Ti —2.8А1 — 1,67V (4)\
Ti — 5.5А1 — 1,95V (5)
Рис. 7. Температурная
зависимость коэффициен-
та теплопроводности ти-
тана по данным различных
авторов:
1 — [126], 2 — [123] 3 -
[55] 4 - [111 ], 5 - [126],
6 — [123], 7 — [42]
20
Примеси существенно снижают теплопроводность титана (кри-
вые 3, 4 по данным [111, 55]). Коэффициент теплопроводности
производимого в настоящее время титана марки ВТ1-00 состав-
ляет 0,045—0,046 кал/(см-с-°С), при повышении температуры
несколько увеличивается. При инженерных расчетах конструк-
ций, работающих в интервале 20—400° С, коэффициент теплопро-
водности титана целесообразно принимать равным 0,041 —
0,043 кал/(см-с-°С).
При легировании так же, как и при увеличении содержания
примесей, теплопроводность титана, как правило, уменьшается.
На рис. 8 показано влияние алюминия на теплопроводность
титана при различных температурах по данным [42]. В области
средних температур (100—500° С) уже первые «порции» алюми-
ния (1,5—2,5% по массе) вызывают значительное уменьшение
коэффициента теплопроводности (примерно на 30% при 150° С).
Дальнейшее увеличение содержания алюминия сопровождается
еще большим снижением коэффициента теплопроводности. Однако
у сплава с содержанием алюминия тэколо 5% теплопроводность
оказывается выше, чем у менее легированных сплавов.
При нагреве теплопроводность сплавов, как и чистого титана,
увеличивается. Уже при 500—600°С теплопроводность сплавов
становится близкой к теплопроводности нелегированного титана,
а при более высоких температурах в ряде случаев даже превы-
шает ее. По данным [42], цирконий незначительно влияет на теп-
лопроводность сплавов. Добавки 3—3,5% циркония к сплавам
с 2,0 и 4,1 % алюминия снижают их теплопроводность при средних
температурах не более чем на 2—3%. При высоких температурах
уменьшение теплопроводности несколько больше, но даже и
в этом случае ее снижение не более чем на 10—12%. Отрицатель-
ное влияние олова более значительно, чем влияние алюминия:
добавка 2% олова снижает теплопроводность титана при 200° С
больше чем на 40%. В присутствии алюминия олово уменьшает
теплопроводность сплавов в меньшей степени: так, введение 5,5%
олова в сплав с 2,0% алюминия приводит к снижению его тепло-
проводности на 12—14%. Замена циркония на олово в более
сложных сплавах (например, в сплаве Ti—3,8А1—2,2Си—2,4Zr)
также снижает его теплопроводность.
Добавки относительно малых количеств [[-стабилизирующих
элементов (1,5Мо или 0,9V+0,6Mo) к сплаву с 4% алюми-
ния приводит к некоторому повышению его теплопроводности при
средних температурах. Однако дальнейшее увеличение содержа-
ния ^-стабилизаторов (в частности, до l,9V+l,lMo или 2,6V +
Д- 1,5Мо) сопровождается снижением теплопроводности сплава
тигана с алюминием. При высоких температурах добавки [5-ста-
билизаторов только снижают теплопроводность титан-алюминие-
вых сплавов. Таким образом, можно заключить, что появление
в заметных количествах [5-фазы из-за повышенного количества
[5-стабилизаторов приводит к уменьшению теплопроводности
21
титановых сплавов. Однако малые количества 0-стабилизато-
ров повышают теплопроводность при средних температурах.
Из изложенных данных вытекает ряд соображений, полезных
при выборе и применении титановых сплавов в машиностроитель-
ных конструкциях. В частности, максимальной теплопроводностью
обладают титан и сплавы системы Ti—Zr—Al—0-стабилизатор
при минимальном содержании алюминия и содержании 0-стаби-
лизаторов в пределах их растворимости в a-фазе титана. При
этом содержание кислорода и азота по аналогии с алюминием
должно быть минимально. Целесообразно учитывать, что коэффи-
циент теплопроводности сплавов титана увеличивается с повы-
шением температуры. В тех случаях, когда требуется высокое
тепловое сопротивление, предпочтительными являются сплавы
с повышенным содержанием алюминия, олова и 0-стабилиза-
торов.
Коэффициенты теплопроводности промышленных сплавов ти-
тана в основном определяются содержанием алюминия. При его
содержании около 4% значения коэффициента теплопроводности
для большинства сплавов находятся в пределах • 0,02—
0,023 кал/(см-с-°С).
Электрическое сопротивление. Электрическое сопротивление
титана по сравнению с другими конструкционными металличе-
скими материалами, применяемыми в машиностроении, весьма
велико. У йодидного титана удельное электрическое сопротив-
ление (р) составляет 42,5 мкОм-см, что более чем в 4 раза превос-
ходит электросопротивление железа и в 25 раз выше, чем у меди.
.Измерения на монокристаллах титана, очищенного зонной плав-
кой, показали небольшую анизотропию электрического сопротив-
ления: в направлении перпендикулярном оси с при 0° С величина
электросопротивления оказалась равной 45,35±5 мкОм • см, а вдоль
оси с — 48,0±0,7мкОм-см. Отсюда следует, что в сильно тексту-
рованных полуфабрикатах (тонкие листы, трубы и т. п.) возможна
анизотропия электрических характеристик.
Существенное влияние на электросопротивление титана оказы-
вают примеси и легирующие элементы. По данным Джаффи,
один атомный процент кислорода или азота повышает электросо-
противление титана р на 8—10 мкОм-см. Общая тенденция к сни-
жению содержания примесей приводит к тому, что р у титана со-
временного производства приближается к значениям р у йодидного
титана и у титана марки ВТ 1-00 составляет 45,0 мкОм-см, а у
ВТ1-0—47,0 мкОм-см. Значительный-рост электросопротивления
наблюдается при легировании алюминием (рис. 9, а). При введении
4% (по массе) алюминия р увеличивается от 42,5 до 140 мкОм-см.
При дальнейшем увеличении содержания алюминия прирост
электросопротивления уменьшается, и у сплава Ti—9А1 его вели-
чина составляет 160 мкОм-см. Олово в количестве 2% приводит
к росту электрического сопротивления до 92 мкОм-см, однако
последующее увеличение содержания олова приводит к незначи-
22
тельному увеличению электросопротивления. Очень слабое влия-
ние оказывает цирконий. При содержании циркония около 10%
величина р составляет 55 мкОм• см. Ванадий и хром повышают
электросопротивление при введении их в количествах, не превы-
шающих пределов растворимости в a-фазе титана. Переход от
а-сплавов к а ф- |3-сплавам сопровождается уменьшением элек-
тросопротивления. Последующее увеличение содержания леги-
рующих элементов приводит к некоторому увеличению электро-
сопротивления а ф- |3-сплавов.
При многокомпонентном легировании общий характер влия-
ния отдельных легирующих элементов на электрическое сопро-
Рис. 9. Влияние легирующих элементов на удельное электросопротивление
титана (а) и сплава с основой Ti — 6А1 (б)
Массобая Воля легирующих элементов, %
тивление сплавов сохраняется примерно таким же, как и в бинар-
ных сплавах, меняются лишь количественные показатели
(рис. 9, б).
Таким образом, в общем случае электрическое сопротивление
титановых сплавов значительно повышается при легировании
алюминием и оловом, а также p-стабилизаторами в пределах рас-
творимости в сс-фазе титана. При этом оказывается возможным
создание конструкционных сплавов с исключительно высоким
электрическим сопротивлением. В'частности, электрическое со-
противление сплава Ti—6,5А1—6Sn—(0,4—0,6) Сг составляет
184—189 мкОм-см.
Как и у других переходных металлов, температурная зависи-
мость электрического сопротивления титана прямолинейна только
в области низких температур. Наиболее существенные отклонения
от прямолинейности наступают при высоких температурах и с точ-
ностью, достаточной для инженерной практики, можно считать
зависимость р = f (Т) прямолинейной до 300° С, а в ряде случаев
и до 400° С.
В качестве примера на рис. 10 приведена температурная зави-
симость электрического сопротивления сплава марки ВТ1-00.
23
Как следует из рисунка, у титана электрическое сопротивление
при нагреве от 20 до 500° С повышается почти прямолинейно,
далее температурный коэффициент существенно уменьшается.
При 880° С (т. е. близко к температуре а —> P-перехода) электро-
сопротивление резко снижается и затем прямолинейно, но мало
повышается.
Легирование алюминием приводит к повышению электриче-
ского сопротивления при низких температурах. Однако темпера-
турный коэффициент зависимости Ар/АТ у сплавов меньше,
чем’у нелегированного титана. При этом с увеличением содержа-
ния алюминия температур-
ный коэффициент (Ар/АТ)
уменьшается. У всех сплавов
титана с алюминием переходу
в P-область соответствует
четкий перегиб на темпера-
турных кривых электросо-
противления, причем начало
прямолинейных участков,
соответствующих |3-области,
на рис. 10 совпадает с грани-
цей а + р/р на известных
Рис. 10. Температурная зависимость элек- Диаграммах состояния си-
тросопротивления титана и сплавов: стемы Ti—Al С ТОЧНОСТЬЮ
•—• - Ti, х—х—T1-6V, о—О— 5—10°.
Т1-45П, А А-Т1-2А1, □—□-Ti—8А1 При ЛеГИрОВЗНИИ Р-СТаби-
лизаторами в пределах их
растворимости ва-фазе титана (в частности, 1,02V; 0,6Сг) кривые
р = f (Т) идут параллельно кривой для титана или даже с большим,
чем у титана, температурным коэффициентом. Однако при пере-
ходе к двухфазным а + Р-сплавам (Ti—4Сг или Ti—8,06V) их
температурный коэффициент значительно уменьшается, а абсо-
лютная величина электросопротивления при температурах выше
400—500° С становится меньше, чем у нелегированного титана.
Перегиб, соответствующий а + р —> P-переходу, при этом раз-
мывается на широкую область температур. У сплавов с цирконием
электрическое сопротивление при нагреве до 300° С повышается
примерно параллельно с ростом р у титана, но при более высоких
температурах температурный коэффициент уменьшается в боль-
шей мере, чем у титана. Вблизи температуры полиморфного
превращения электрическое сопротивление сплавов с цирконием
становится меньше, чем у титана. Олово в количествах 4—6%
повышает электрическое сопротивление титана во всем интервале
температур. Так же как и при легировании алюминием, темпера-
турный коэффициент зависимости Ар/АТ по мере увеличения
концентрации твердого раствора уменьшается. Особенно зна-
чительно уменьшается температурный коэффициент у сплава
с 8% олова.
24
Из рассмотренных данных следует, что легирование любым
элементом уменьшает температурный коэффициент титановых
сплавов по сравнению с нелегированным титаном. При легировании
а-стаЪилизаторами это происходит вследствие интенсивного роста
электросопротивления при низких температурах и меньшего его
роста при высоких температурах; легирование 0-стабилиза-
торами оказывает обратное действие. Подобная закономерность
наблюдается и при многокомпонентном легировании. Важным
следствием этого является возможность создания сплавов с по-
стоянным электросопротивлением в широком интервале темпера-
тур за счет рационального сочетания элементов, повышающих его
при низких и понижающих — при высоких температурах. Таким
способом в Японии создан сплав Ti—8А1—4Мп с температурным
коэффициентом электрического сопротивления, близким к нулю.
Тепловое расширение. Линейное расширение титана при на-
греве от 20° С происходит практически прямолинейно с некоторым
перегибом в районе температуры полиморфного превращения.
Реакция а ^-превращения происходит с поглощением теплоты,
поэтому величина перегиба определяется не только уменьшением
удельного объема при переходе из а в 0-модификацию, но и неко-
торым снижением температуры образца из-за эндотермического
характера превращения. Коэффициент теплового расширения а,
сплава ВТ1-00 в интервале 20—100° С составляет 8,8-Ю"6 °C-1
и постоянно увеличивается с повышением температуры: 8,9-10-6
при 100—200° С; 9,3-10~6 при 200—300° С; 9.8Л0-6 при 300—
400° С и т. д.
Статистические исследования, приведенные в работе [66],
показали, что величина коэффициента теплового расширения даже
при использовании одного и того же вида полуфабриката может
значительно изменяться в зависимости от места вырезки образца —
край, середина, поверхность или центр прутка.
Рентгенографические исследования дилатометрических образ-
цов позволили авторам [66] установить связь между величиной at
и текстурой. При текстуре с осью [1010] значения at находились
в пределах (9,3-=-10,3) 10~6, при слабой текстуре с осью [0001 ] —
(8,5-=-9,2) 10-6, а при сильной текстуре с осью [0001] — (7,3-=-
-4-8,4) 10~6 °C-1. В соответствии с изменением оси и степени текстуры
при увеличении степени деформации изменяется и величина а{.
Так, с увеличением степени обжатия при волочении от 0 до 40% <xt
увеличилось от 8,4-Ю-6 до 9,9 • I0'6 °C-1. Дальнейшее повышение
степени обжатия до 80% не меняет величину at.
Отжиг в интервале от 400 до 900° С практически не меняет
текстуры и соответственно величину коэффициента теплового рас-
ширения. Разрушение текстуры происходит только в результате
полиморфного превращения, поэтому отжиг при 1000° С (0-об-
ласть) приводит к снижению а, до 8,9- Ю-6, а при 1100 и 1200° С —
до 8,7 -10'6 °C-1, т. е. до величины, близкой к величине at нетек-
стурованного титана. Отжиг в 0-области, очевидно, может рас-
25
сматриваться как один из способов стабилизации а(. Однако при
этом происходит значительный рост зерна, что может отрицательно
сказаться на других характеристиках металла. Поэтому более
предпочтительным является всесторонняя деформация в а-области
по схемам, уменьшающим возможность образования текстуры.
В этом случае величина at составляет 8,5 ± 0,5-10“® °C-1. Раз-
брос данных при этом оказывается близким к разбросу, наблю-
даемому у стали 35, а величина а, близка к средней из большого
количества данных (8,15 ± 0,15) 10“®, рекомендуемых авторами
для инженерных расчетов.
Коэффициент теплового расширения титана может заметным
образом изменяться в зависимости от содержания примесных и
легирующих элементов: а-стабилизаторы, в частности кислород,
уменьшают at; цирконий уменьшает его незначительно, несколько
увеличивается az при легировании оловом, а также р-стабилиза-
торами [18]. У промышленных сплавов коэффициент теплового
расширения находится в пределах от 7,3 до 11,2-10“® °C-1 (в ос-
новном от 8,0 до 9,2-10“® °C-1), что соизмеримо с пределами его
изменения, обусловленного текстурованностью прутков, нелеги-
рованного титана (от 6,7 до 10,4-10“® °С“Х. При этом у любого
из титановых сплавов коэффициент теплового расширения меньше,
чем у железа и углеродистых сталей и существенно меньше, чем
у нержавеющих сталей, меди и алюминия.
В заключение следует остановиться на особенностях теплового
расширения титановых a + Р-сплавов, находящихся в метаста-
бильном (а не отожженном, как рассматривалось до сих пор)
состоянии. Тепловое расширение образцов а ф- р-сплавов, в кото-
рых в результате закалки зафиксировано большое количество
метастабильных твердых растворов (Р, р + а'), отличается от
расширения образцов со стабильной a + p-структурой. При
нагреве до 200—250° С тепловое расширение отожженных и зака-
ленных образцов одинаково, но в интервале от 250 до 400—450° С
происходит сокращение объема из-за структурных изменений.
При более высоких температурах наблюдается обратное явление.
Указанные эффекты, фиксируемые при непрерывном нагреве,
отражают лишь те процессы, которые успевают проходить за
время нагрева. В полном объеме эти процессы протекают при
изотермических выдержках. При этом на завершение процесса
сокращения требуется, как правило, десятки минут или несколько
часов; в частности у сплава ВТЗ-1, закаленного от 800—1000° С,
поданным [51], сокращение при 500° С завершается за 20—40 мин,
а при 250° С продолжается более 6 ч. Величина эффекта сокраще-
ния, скорость его протекания, интервал температур, в пределах
которого он наиболее ярко выражен, зависит от количества и
устойчивости метастабильных растворов (в основном р-фазы)
в сплавах. Увеличение количества p-фазы, фиксируемой закалкой,
в результате повышения температуры закалки или увеличения
p-стабилизирующих элементов интенсифицирует во всех отноше-
26
ниях явление структурного сокращения, конкурирующего с теп-
ловым расширением.
Так же как и у стареющих алюминиевых сплавов, структур-
ное сокращение объема титановых сплавов обусловлено ранними
стадиями распада 0-твердых растворов и неизбежно сопровож-
дается возникновением напряжений 2-го рода в микрообъемах.
В случае неоднородности твердых растворов по сечению изделий
(например, из-за несквозной прокаливаемости) сокращение и теп-
ловое расширение в разных объемах массивных изделий различно,
что приводит к возникновению напряжений 1-го рода.
На практике выполнение таких «тепловых» технологических
операций, как химико-термическая обработка, сварка, упрочняю-
щая термическая обработка и т. п., может приводить к ряду
нежелательных последствий. В частности, отпуск при средних
температурах закаленных сплавов критического состава,
типа ВТ22, может приводить к «самопроизвольному» растрески-
ванию [691. Всем а -ф (3-сплавам свойственно резкое охрупчива-
ние при отпуске в области средних температур. В тех случаях,
когда растрескивания не происходит, возможны значительные
поводки (например, при оксидировании двухфазных сплавов).
Наконец, при сварке неизбежно образование метастабильных фаз,
объемные изменения в которых усиливают охрупчивание зоны
термического влияния.
Демпфирующие свойства. Демпфирующие свойства титана
существенно ниже, чем у большинства металлических материалов,
применяемых в машиностроении и, в частности, турбостроении.
Наиболее обстоятельные исследования демпфирующих свойств
титановых сплавов приведены в работе [56], где показано, что
величина декремента колебаний титановых сплавов марок ВТЗ-1,
ВТ8, ВТ9 и ВТ18 при нормальной температуре не превышает
0,05% и, таким образом, почти на порядок меньше, чем у других
турбол.опаточных материалов.
Так же как у алюминиевых и никелевых сплавов, декремент
колебаний титановых сплавов мало зависит от амплитуды напря-
жений. Прирост декремента с увеличением напряжений на
1 кгс/мм2 составляет около 0,003%, в то время как у сталей
типа ДИ-1, ЭИ 257 и т. п. его величина может достигать 0,03
и даже 0,08%.
При повышении температуры до 350—400° С декремент не-
сколько увеличивается. Существенное возрастание декремента
наблюдается при температурах выше 400° С: в частности, при 450° С
у сплавов ВТЗ-1, ВТ8 декремент колебаний составляет 0,1—
0,18%, а при 600° С у сплава ВТ18— 0,3—0,4% (рис. 11). Таким
образом, при переходе из области средних температур в высоко-
температурную область декремент увеличивается в 3—6 раз.
Изменение структуры за счет термообработки, а также каче-
ства поверхности (полировка, окисление при 530°С и т. п.—см.
обозначения в скобках на рис. 11) не оказывает заметного
27
10 кгс/мм
mow о,оое
£99 ИЁ
9£99Ие
9 £96 ИВ
и/969 не
£92 ИВ
999 не §
поэме %
(9))96И6 ~
(9) 196 не
(й))9бпе
(с) мне
(U0)9)19 §
(0)9)19 43
(И) 9)19
(d) 9)19
(U) 9) 19 , •
(з))9еие "
()))96Ие
(А) 619 §
(Н)619 §
(11)619
(d)619 и
(2)919
()) 919
(9))- 919
(U0))- 919
(О))- 919
(А))-919 §
(И))- 919
(U))- 919
(d))-919
)-ЖВ
())S-HV -
(2)9- ИТГ
(г))-ит£
())1-HV й
(2)992не 8
())992ИЁ
1-WV
UVQ и
Рис. 11. Диаграмма значений декремента колебаний различных турболопаточных материалов при нормальной
(•—•—•) и максимальной рабочей (о — О — О) температурах
28
влияния на демпфирующие свойства титановых сплавов. к из-
ложенному следует добавить, что величина декремента около
0,05% свойственна не только а -ф р-сплавам, но и а-сплавам
типа сплава ВТ15, а также и нелегированному титану. В на-
стоящее время нет сведений о способах повышения демпфиру-
ющих свойств титановых сплавов. В связи с этим, для
обеспечения вибрационной надежности элементов различных
установок (турбинные лопатки, трубы в потоках газовой или
жидкой среды и т. п.) особо важное значение имеет конструктив-
ное демпфирование колебаний.
4. Коррозионная стойкость и коррозионное растрескивание
титановых сплавов
Природа коррозионной стойкости титана и его сплавов. Все
известные металлы и сплавы в определенных условиях могут быть
подвержены коррозии, т. е. быть термодинамически неустойчи-
выми, способными к переходу из металлического состояния
в ионное.
Степень термодинамической нестабильности металла харак-
теризуется величиной и знаком стандартного электродного потен-
циала ионизации, отражающего изменение свободной энергии
при переходе иона из металла в раствор. Чем меньше или чем
отрицательнее электродный потенциал, тем меньшей коррозион-
ной стойкостью при прочих равных условиях обладает металл.
Теоретически рассчитанные стандартные потенциалы иониза-
ции (Е) титана равны [901:
Ti Ti2+ + 2£; Е = 1,63 В;
Ti -> Ti3+ + 3£; Е = 1,23 В;
Ti + Н2О ~> TiO2~ + 2Н; Е = 0,88 В.
В соответствии с этими данными титан является очень активным
металлом. Однако практически титан — не только коррозионно-
стойкий материал по отношению ко многим агрессивным природ-
ным средам, но не реагирует и с большинством кислот. Столь
высокая стойкость титана объясняется быстрым образованием на
его поверхности пассивной окисной пленки, прочно связанной
с основным металлом и исключающей непосредственный контакт
металла с электролитом. .Окисная пленка на титане возникает при
окислении на воздухе, анодном окислении и самопассивации его
не только в сильно окислительных, но и в нейтральных и слабо-
кислых растворах. Одним из важнейших факторов, способствую-
щих образованию защитной пассивной пленки на титане, является
наличие в растворе окисляющих агентов и в первую очередь кис-
лорода. Помимо кислорода воздуха роль пассиваторов, резко
тормозящих процесс коррозии титана в едких растворах, могут
играть. известные окислители: азотная или хромовая кислота,
перманганат калия и др. В водных растворах пассивация титана
29
может происходить и в отсутствии кислорода воздуха или спе-
циальных окислителей, что объясняют окислением титана гид-
роксильной группой. О способности титана пассивироваться
более легко, чем железо, никель, хром, можно судить на основа- *
нии данных табл. 4. Из пассивирующихся металлов лишь тантал
и ниобий обладают более высокой коррозионной стойкостью,
чем титан, вследствие их более легкой пассивируемости и большей
устойчивости пассивного состояния. Стойкость пассивного состоя-
ния титана значительно выше, чем у железа, хрома, никеля и нер-
жавеющих сталей; кроме того, в
Таблица4. Величина тока
и потенциала пассивации
для 1-М H2SO4
Металл Ток пассивации, А/см2 Потенциал пассивации, В
Fe 2-10’1 +0,58
Ni 210“2 +0,15
Cr 3-10-2 —0,35
Ti 6-Ю-5 —0,25
отличие от этих металлов титан
способен сохранять стойкое
пассивное состояние по отноше-
нию к водным растворам,содер-
жащим наряду с кислородом
ионы хлора практически в лю-
бой концентрации.
Коррозионная стойкость ти-
тановых сплавов в пассивном
состоянии определяется стойко-
стью к данной агрессивной среде
поверхностных пленок. В боль-
шинстве случаев это тонкие
окисные пленки рутила, но в
, кислотных растворах природа
поверхностных пленок может меняться. Исследования коррозии
титана в растворах серной и соляной кислот показали, что защит-
ная пленка в этом случае состоит из гидрида титана [90], что
свидетельствует о возможности торможения процесса активного
растворения титана вследствие образования гидридного слоя.
Коррозионная стойкость в естественных средах. В разнообраз-
ных атмосферных условиях титан является одним из самых стой-
ких материалов. Проведенные Бомбергером в промышленной и мор-
ской атмосферах сравнительные испытания по скорости коррозии
титана, алюминиевых сплавов, нержавеющих сталей, никель-
медного сплава и сплава инконель показали, что за пятилетний
срок на всех металлах, кроме титана, были обнаружены видимые
продукты коррозии, тогда как образцы из титана даже не изме-
нили блеска поверхности.
Испытания в пресной воде образцов из титана (водопроводная
вода и вода из Финского залива в течение 5 мес при температуре
8—25° С показали, полное отсутствие признаков коррозии, поверх-
ность их оставалась блестящей. Титан имел абсолютную корро-
зионную стойкость в холодной (12—13° С) и горячей (45—50° С)
невской воде. Опыты Б. Б. Чечулина и Е. Я- Кабановой пока-
зали, что при испытании в автоклаве с пресной водой под давле-
нием до 65 кгс/см2 в течение 1100 ч при +20° С (306 ч автоклав
находился при температуре 280° С) образцы из титана сохраняют
полную коррозионную стойкость.
30
В спокойной и движущейся морской воде титан также обладает
высокой коррозионной стойкостью. На рис. 12 приведены резуль-
таты сравнительных лабораторных испытаний при спокойном
погружении полированных образцов из наиболее употребительных
в морских условиях материалов в синтетическую морскую воду.
Титановые образцы сохранили неизменную массу и внешний вид
после 250 дней испытания. Нержавеющая сталь марки 0Х18Н10Т
подверглась незначительной коррозии, остальные материалы
корродировали значительно. Столь же высокую коррозионную
стойкость в аналогичных
условиях показали и сварные
соединения из титана. Прове-
денное американскими иссле-
дователями изучение корро-
зионной стойкости титана и
его сплавов в Атлантическом
океане на глубине 830 и 2000 м
показало абсолютную корро-
зионную стойкость таких
сплавов, как Ti—5А1—2,5Sn,
Ti—7А1—2Nb—ITa, Ti—
8Mn, Ti—6A1—4V, Ti—4A1—
ЗМо—IV и Ti—13V—HCr—
3A1.
В табл. 5 приводятся ре-
зультаты лабораторных испы-
таний в синтетической мор-
ской воде на струевую корро-
зию титана и некоторых ме-
таллов и сплавов, наиболее
Продолжительность испытания, дни
Рис. 12. Результаты испытания на корро-
зию в спокойной синтетической морской
воде:
Л----А — сталь марки СХЛ-4; О—О—О —
малоуглеродистая сталь СтЗ; • — медь
электролитическая; А—Д—бронза БрОЦ 10-2;
X—X — латунь ЛО 70-1; □----□ — титан
марки BT1-0
часто применяемых в мор-
ских условиях. Создание условий струевого воздействия морской
воды сильно увеличивает коррозию всех испытанных материа-
лов, особенно меди и алюминиевых сплавов. Титан в указанных
условиях оказался абсолютно устойчивым: не было обнаружено
даже потускнения поверхности образцов.
Испытания на магнитострикционном вибраторе (частота коле-
баний 8000 Гц, амплитуда 0,07 мм), а также при соударении со
струей воды показывают, что по кавитационно-эрозионной стой-
кости титан находится на уровне нержавеющих сталей. При
испытании в морской воде с продуктами гниения под действием
струи воздуха титан не корродировал в течение 10 000 ч. Медные
сплавы в этих условиях сильно корродировали [881. В непосред-
ственной близости от последнего диска паровой турбины, т. е.
там, где пар наиболее насыщен каплями воды, титан проявляет
более высокую эрозионную стойкость, чем сталь типа 1X13
и монель-металл, но одинаковую со сталью типа 0Х18Н10Т
[74].
31
Таблица 5. Результаты лабораторных испытаний титана
и других материалов в синтетической морской воде
в условиях спокойной выдержки и струевой коррозии
Материал Потеря массы в результате коррозии за 83 дня, мг/см2 Кратность ускорения коррозии при движении образцов
при СПОКОЙНОЙ выдержке при струевой коррозии (скорость 10—12 м/с)
Технически чистый титан 0,0 0,0 —
Нержавеющая сталь марки 0Х18Н10Т 0,0 0,9 9
Медь электролитическая 4,3 69,1 16,1
Латунь ЛО 70-1 4,1 20,1 5,1
Бронза БрОЦ 10-2 3,4 25,1 7,1
Дюралюминий Д16 0,7 7,1 10,1
Алюминиевый сплав АМг 61 0,6 12,7 _ • 21,2
Исследования стойкости титана против щелевой коррозии
показали, что он совершенно не подвержен коррозии в щелях
и зазорах: на образцах из титана с прикрепленными к поверхно-
сти фибровыми, графитовыми и резиновыми прокладками при
испытании в морской воде и морской атмосфере не было обнару-
жено никаких признаков щелевой и язвенной коррозии. Отсут-
ствие склонности титана к щелевой коррозии установлено и
в естественной морской воде при наличии обрастания — т. е.
в условиях, приближающихся к щелевой коррозии. В табл. 6
Т аблица 6. Щелевая коррозия титана
и некоторых сплавов в морской воде
Потеря массы образца за 220 сут (мг)
Прилегающий металл
Металл Медь Латунь ЛО 70-1 Бронза БрОЦЮ 2 Нержа- веющая сталь 0Х18Н10Т Титан
Титан 0,0 0,0 0,0 0,0 0,0
Нержавеющая сталь OX 18Н ЮТ 0,0 0,3 0,1 ' 0,0 12,6
Бронза БрОЦ 10-2 38,6 38,0 13,4 35,9 50,9
Латунь ЛО 70-1 13,5 19,5 34,5 35,9 32,0 <
Медь электролитиче- ская 38,6 49,4 29,5 58,6 61,8
32
приводятся результаты испытания на щелевую и контактную
коррозию без прокладок в морской воде титана и некоторых спла-
вов, свидетельствующие об абсолютной коррозионной устойчиво-
сти титана во всех испытанных условиях. Коррозия других метал-
лов сосредоточивалась у кромок соединенных образцов по приле-
гающим плоскостям неравномерно, локальными участками, что
характерно для щелевой коррозии. Щелевая коррозия других
металлов усиливается при контакте с титаном. Применение плот-
ных прокладок (резина) существенно снижает степень усиления
коррозии.
Исследование склонности к коррозионным разрушениям в морской
воде в условиях теплопередачи показало, что титан обладает устой-
чивой пассивностью при температуре металла до 100° и тепловом
потоке до 5-105 ккал/(м2-ч). В таких условиях ни один из изве-
стных технических металлов не может конкурировать с титаном
и его сплавами по коррозионной стойкости. В связи с этим, титан
и его сплавы являются наиболее перспективными материалами
для теплообменников с высокими тепловыми нагрузками и боль-
шими скоростями движения теплопередающих сред.
Коррозионная стойкость титана в растворах солей, кислот,
щелочей и других неорганических реагентах, В соляной кислоте
при комнатной температуре титан сохраняет устойчивость лишь
при концентрации ее до 5%. С повышением концентрации кислоты, *
особенно при одновременном повышении температуры, скорость
коррозии титана возрастает. Однако титан сохраняет устойчи-
вость до более высокой концентрации соляной кислоты, чем кис-
лотостойкая нержавеющая сталь (20Cr, 29Ni, 2Мо, 3Cu, iSi,
0,75Мп, 0.17С) [911.
Интенсивность коррозии титана в соляной кислоте может быть
сильно уменьшена добавкой в раствор небольших количеств инги-
биторов (азотной кислоты, перманганата калия, хромовой кис-
лоты и др.), а также солей меди, железа и благородных металлов.
В серной кислоте (чистой от примесей) титан сохраняет устой-
чивость при концентрации ее до 5% (при комнатной температуре).
С увеличением концентрации скорость коррозии титана возра-
стает. Свободный хлор, добавляемый в серную кислоту, в интер-
вале концентраций 10—95% при +20°, до 40% — при +60°
и до 20% — при Ц-90° С [891 существенно снижает скорость
коррозии титана. В промышленной, загрязненной серной кислоте
титан обладает лучшей стойкостью.
В аэрируемых растворах фосфорной кислоты концентрации до
30% при температуре 20° С коррозионная стойкость титана удов-
летворительна. При повышении температуры граница устойчиво-
сти титана смещается в сторону меньших концентраций.
Фтористоводородная кислота и фториды оказывают самое
сильное корродирующее действие на титан и его сплавы среди
электролитов. Защитная пленка титана хорошо растворяется
в плавиковой кислоте, поэтому он сразу теряет свою пассивность
33
и энергично растворяется в растворе кислоты уже при концентра-
ции ее, равной 1%. Сильное корродирующее действие на титан
оказывают и ионы фтора: даже незначительные добавки фторидов
могут в десятки раз увеличить скорость коррозии титана в азот-
ной, серной, бромистой, йодной и муравьиной кислотах.
В азотной кислоте самых различных концентраций титан
обладает высокой коррозионной стойкостью вплоть до темпера-
туры кипения. В очень концентрированных растворах кислоты,
насыщенных окислами азота (красная дымящая кислота) скорость
коррозии титана значительно возрастает по сравнению с раство-
рами кислоты, не содержащих окислов азота. В дымящей кислоте,
кроме того, титан склонен к коррозии под напряжением, сопро-
вождающейся взрывами.
Во влажном хлоре и водных растворах хлоридов титан обладает
очень высокой коррозионной стойкостью. В этом отношений титан
заметно превосходит лучшие коррозионно-стойкие нержавеющие
стали и сплавы на основе никеля.
Титан весьма устойчив в водных растворах хлоридов железа,
меди, ртути, олова, никеля, марганца, натрия, алюминия, каль-
ция, магния, ,бария и цинка различной концентрации. Исключе-
ние составляет хлористый алюминий концентрации выше 25%
при высокой температуре.
В слабых растворах щелочей коррозионная стойкость титана
высока. Кипящие растворы "NH4OH 20%-ной концентрации,
NaOH и КОН 10%-ной — оказывают малое воздействие на титан.
Однако при концентрации едкого натрия 40% и температуре 80°
появляется коррозия, достигающая скорости 0,4—0,5 мм/год.
При содержании свободного хлора коррозия титана в щелочных
растворах резко снижается.
Кроме того, титан стоек в царской водке при комнатной темпе-
ратуре, в различных смесях серной и азотной кислот при темпе-
ратурах до 35° С. Полностью устойчив титан в холодных и горя-
чих растворах следующих солей: сернокислая медь, углекислый
натрий, цианистый натрий, сульфит и сульфат натрия и др. Высо-
кой стойкостью он обладает также в расплавленной сере, ряде
расплавленных металлов: олове до температуры 480° С, галлии
до 400° С, магнии до 700° С и ртути до 350° С (при ограниченном
сроке воздействия).
В расплавах солей при допуске воздуха скорость коррозии
титана очень велика; при отсутствии воздуха коррозия протекает
слабо.
К большинству газов при комнатной температуре титан инер-
тен. Исключение составляют сухие галогены: сухой газообразный
хлор вызывает сильную коррозию титана. Наличие влаги создает
определенную пассивность титана в этих средах: так, присутствие
в хлоре даже незначительного количества влаги (0,005%) предот-
вращает коррозию титана [891.
Повышение температуры выше 450—500° С резко уменьшает
34
химическую стойкость титана по отношению к газам — в этих
условиях титан проявляет большую активность по отношению
к кислороду, азоту и водороду, что объясняется слабыми защит-
ными свойствами окалины.
В большинстве органических соединений титан обладает исклю-
чительно высокой стойкостью. Скорость коррозии его в наиболее
агрессивных средах зависит от аэрации раствора или наличия
свободного доступа к нему кислорода воздуха.
Так, в условиях аэрации титан устойчив в муравьиной кис-
лоте всех концентраций до температуры +100° С. Однако
в 50 %-ном растворе при температуре кипения он подвергается
сильной коррозии. В аэрируемых воздухом растворах уксусной
кислоты любых концентраций и при различных температурах
до 100° коррозия титана практически отсутствует. В «ледяной»
уксусной кислоте при температуре кипения скорость коррозии
титана не превышает 0,0011 мм/год даже при отсутствии аэрации.
В уксусном ангидриде (99,5%) при температуре кипения скорость
коррозии титана также невелика (~0,01 мм/год). В хлоруксусной
кислоте при температуре кипения титан полностью устойчив;
в дихлоруксусной кислоте корродирует слабо (менее 0,01 мм/год),
а в треххлоруксусной кислоте — неустойчив. В растворах молоч-
ной кислоты при всех концентрациях в условиях аэрации титан
достаточно устойчив при температуре от комнатной до +100°.
Коррозия титана в 25 %-ной дубильной кислоте при аэрации
практически отсутствует или является совершенно незначитель-
ной. В. щавелевой кислоте титан относительно устойчив лишь
при комнатной температуре и хорошей аэрации раствора воздухом.
При повышенных температурах щавелевая кислота оказывает
сильное корродирующее действие на титан даже в разбавленном
состоянии.
В аэрируемых растворах винной кислоты при концентрации
до 50% и температурах до 100° коррозия титана ничтожна и не
превышает 0,003 мм/год. Исследования коррозионной стойкости
титана и его сплавов в ряде пищейых сред показали высокую стой-
кость титана и его сплавов в средах, соответствующих винному
и чайному производству, на различных стадиях консервации
фруктов и др. [99]. Хорошую коррозионную стойкость титан
и его сплавы показали при испытании их в молоке и молочных
продуктах, в лимонной кислоте и фруктовых соках. Исследования,
проведенные в институте металлургии АН Грузинской ССР с целью
выяснения возможности использования титана для нужд меди-
цинской промышленности, показали, что титановые сплавы обла-
дают самой высокой стойкостью в настойках, экстрактах и про-
мышленных растворах таннина и галловой кислоты [87].
Влияние легирования на коррозионную стойкость сплавов
титана. Основной объем сведений о коррозионной стойкости
промышленных сплавов титана, а также о влиянии на корро-
зионную стойкость ряда легирующих элементов приведен в рабо-
3* 35
тах [87, 90]. В общем случае коррозионная стойкость промыш-
ленных титановых сплавов мало отличается от коррозионной стой-
кости титана: в тех средах, где устойчив технически чистый титан,
обычно устойчивы и промышленные сплавы на его основе. При-
рода коррозионной стойкости сплавов такая же, как у технически
чистого титана. Для сплавов титана так же, как и для других
металлов, наиболее высокая коррозионная стойкость наблюдается
при наличии гомогенных структур: появление структурных
неоднородностей в ряде случаев может привести к появлению
структурной коррозии. Особенно это относится к сплавам с повы-
шенным (6% и более) содержанием алюминия, где появление
в структуре участков а2-фазы, являющихся микроанодами по
отношению к матрице, приводит к значительному изменению элек-
трохимических свойств титана в некоторых агрессивных средах.
Так, в серной и соляной кислотах наибольшее разрушение образ-
цов из сплавов системы Ti—Al наблюдается при содержании алю-
миния >6%, т. е. в том случае, когда в структуре сплава одно-
временно присутствуют а- и а2-фазы [99]. У сплавов систем
Ti—Сг и Ti—Мп при появлении интерметаллида коррозионная
стойкость ухудшается. Отмечается также снижение коррозионной
стойкости при легировании титана такими эвтектоидообразую-
щими элементами, как Fe и Ni. При легировании титана р-изо-
морфным элементом (ванадием) наблюдается повышение корро-
зионной стойкости при введении его в количестве, не превышающем
предел растворимости в a-фазе и некоторое уменьшение — при
появлении в структуре fJ-фазы. Тантал, ниобий и молибден суще-
ственно повышают коррозионную стойкость титана в ряде агрес-
сивных сред. Легирование цирконием улучшает коррозионную
стойкость титана в соляной кислоте любой концентрации и 75 %-ной
серной кислоте. Считают [87], что сплав Ti—9Zr может заменить
по корррзионной стойкости чистый цирконий, являющийся более
дорогим и дефицитным металлом, чем титан.
Представляет интерес специальное легирование титана с целью
повышения его коррозионной стойкости в тех средах, где его устой-
чивость невелика. В частности, сплав Ti—(32—34)Мо с р-струк-
турой отличается высокой коррозионной стойкостью в растворах
серной, соляной, фосфорной кислот, кипящих растворах FeCl3,
CuCl2. В настоящее время разработан сплав Ti—0,2Pd, получив-
ший марку 4200, который во многих средах (НС1, H2SO4, Н3РО4
и др.) по своей коррозионной стойкости значительно превосходит
чистый титан (табл. 7). Добавка 0,2Pd повышает кислотостойкость
не только технически чистого титана, но и ряда сплавов на его
основе: ОТ4, ВТ6, ВТ 14 [901.
Контактная коррозия. Этот вид коррозии часто наблюдается
на большинстве конструкций, состоящих из разнородных металлов.
Величина ее зависит от разности стационарных потенциалов метал-
лов, образующих контакты, и их коррозионных характеристик
в данных условиях. В табл. 8 приводятся фактические данные по
36
Таблица?. Коррозионная устойчивость титана и сплава Ti—0,2 Pd
Коррозионная среда Концен- трация, % Температура, °C Скорость коррозии, мм/год
Т1 (сплав БТ1-0) Ti —0,2 Pd (сплав 4200)
Соляная кислота 5 Кипение 19,3 ,0,10
Серная кислота 5 » 25,4 0,51
Фосфорная кислота 5 150 8,15 0,15
Муравьиная кислота 85 Кипение 4,26 0,10
Хлористый алюминий 25 » 51,3 0,025
Хлористый кальций 73 . 177 2,13 0,00
влиянию контакта с титаном на скорость коррозии ряда металлов
и сплавов при равной площади поверхности контактирующих
образцов. Количественно оценивая данные, можно отметить, что
электрохимическое поведение титана при контакте в морской
воде с другими металлами аналогично поведению нержавеющей
стали типа 18-8. Это позволяет сделать вывод о возможности
замены нержавеющей стали титаном в условиях контактирования
с другими металлами без опасности существенного усиления кон-
тактной коррозии. При оценке контактной коррозии с титаном,
как и с другими электроположительными металлами, следует учи-
тывать соотношение площадей контактирующих металлов и уда-
ленность от места контакта. Так, по данным Коттона, в воде в кон-
такте с титаном при соотношении площадей 10: 1 (титан—катод,
другой металл — анод) сильно корродировали углеродистая сталь,
алюминий, пушечная бронза; умеренной коррозии’подвергались
алюминиевая латунь, сплавы медь-никель, с незначительной ско-
ростью корродировала нержавеющая сталь типа 18-8. При обрат-
ном соотношении площадей (Ti : Me = 1 : 10) единственным ме-
таллом, который подвергался коррозии, была углеродистая сталь.
Эффект контактной коррозии при этом соотношении площадей
был в 12 раз меньше, чем при соотношении площадей 10 : 1.
Для снижения влияния контакта с титаном на коррозию сопря-
женных с ним металлов можно использовать широко применяе-
мый для других металлов метод протекторной защиты. В качестве
протектора цветных сплавов от действия титана может служить
обычное мягкое железо.
В табл. 9 приведены данные по коррозии в морской воде нахо-
дящихся в контакте с титаном цветных металлов без протектора
и в присутствии протектора в виде узкой полоски железа (общей
площадью ~1 см2). Отношение общей площади металла к площади
протектора составляло 16 : 1. Как следует из таблицы, цветные
сплавы в присутствии протектора в неподвижной морской воде
37
Таблица 8. Коррозия металлов в синтетической морской воде
при контакте с титаном и сталью 0Х18Н10Т
Металл или сплав Потеря массы от коррозии при от- сутствии контакта, мг/см2 Потеря массы при кон- такте с тита- ном, мг/см2 Уско- ряющий фактор от кон- такта с тита- ном Потеря массы при кон- такте с нержа- веющей сталью 0Х18Н10Т, мг/см2 Уско- ряющий фактор от кон- такта со сталью 0Х18Н10Т
Испытание в неподвижной воде в течение 245 сут
Титан 0,0 0,0 1 0,0 1
Нержавеющая сталь 0Х18Н10Т, 0,4 0,8 2 0,4 1
Нержавеющая сталь 2X13 3,8 7,2 1.9 — —
Корпусная сталь СХЛ4 14,4 32,5 2,26 — —.
Латунь ЛО 70-1 6,6 7,8 1,2 6,5 1,0
Бронза БрОЦ 10-2 6,9 18,6 2,7 18,1 2,64
Медь электролитиче- ская 12,0 16,4 1,37 16,5 1,37
Дюралюминий Д16 0,7 * 2,10* 3,0 4,0 * 5,7
Алюминиевый сплав АМг61 0,6* 2,0 3,3 —
Испытание при относительной скорости воды 10— продолжительность выдержки 83 дня -12 м/с,
Титан 0,0 0,0 1 0,0 1
Нержавеющая сталь 1Х18Н10Т 0,9 0,5 0,55 0,9 1
Медь электролитиче- ская 69,1 73,2 1,06 74,3 1,07
Латунь ЛО 70-1 20,1 26,1 1,30 , 23,4 1.17
Бронза БрОЦ 10-2 25,1 36,2 1,45 — —
Дюралюминий Д16 10,1 16,2 1,61 18,9 1,88
Алюминиевый сплав АМг61 12,1 17,5 1,38 —
* Продолжительность испытания 35 сут.
38
Таблица 9. Сравнительные данные о коррозии некоторых сплавов
в морской воде в контакте с титаном
при наличии протекторной защиты
Металл Потеря массы за 83 дня испытаний, мг/см2
в спокойной морской воде при скорости дви- жения воды 10 м/с
1 коррозия без контакта коррозия в контакте с титаном коррозия без , контакта коррозия в контакте с титаном
без про- тектора 1 с про- тектором без про- тектора с про- тектором
Технически чистый титан Латунь ЛО 70-1 Бронза БрОЦ 10-2 Медь электролитическая 0,0 4,1 3,4 4,3 0,0 4,6 4,3 4,8 0,0 0,0 0,0 0,0 0,0 20,1 25,1 69,1 0,0 26,1 36,2 73,3 0,0 1.4 1,2 2,0
в контакте с титаном за исследуемый период Времени (83 дня)
не были затронуты коррозией — корродировал только протектор.
При испытании на струевую коррозию устойчивость металлов
в присутствии протектора оказалась несколько ниже, но все же
потеря массы из-за коррозии была в 20—30 раз меньше, чем без
протекторной защиты.
Коррозионное растрескивание под напряжением. Развитие
трещины, по мнению авторов [91 ], можно рассматривать как
электрохимический процесс, сильно интенсифицированный при-
ложенными напряжениями растяжения. Поэтому коррозионному
растрескиванию в первую очередь подвержены металлы, имеющие
пленочную природу коррозионной стойкости, склонные в данных
условиях к депассивации в месте образования трещины. При
этом трещина может рассматриваться, как коррозионная пара,
в которой катодом является боковая поверхность, а анодом —
вершина трещины. Таким образом, возможность и интенсивность
коррозионного растрескивания предопределяются совместным дей-
ствием двух факторов — агрессивностью среды и тем, насколько
схема нагружения способствует образованию трещин.
Ранее было показано, что при определенных системах легиро-
вания (высокое содержание алюминия, интерметаллидообразую-
щих элементов — хрома, марганца ит. п.) коррозионная стойкость
сплавов титана уменьшается. Вместе с этим появляется предрас-
положенность сплавов к коррозионному растрескиванию, в том
числе и в таких средах, в которых иные сплавы и нелегированный
титан абсолютно пассивны. Так, в работах Брауна, впоследствии
в ряде других работ было показано, что в сплаве Ti—7А1—2Nb—
1Та искусственно созданная трещина распространяется в воде
39
при меньших напряжениях и с меньшими затратами энергии, чем
на воздухе (испытания проводились по схеме консольного изгиба,
трещина создавалась путем предварительных усталостных нагру-
жений надрезанных образцов на воздухе). Накопленный к настоя-
щему времени экспериментальный материал свидетельствует о том,
что коррозионное растрескивание под напряжением свойственно
главным образом сплавам с высоким содержанием алюминия,
эвтектоидообразующих элементов, а также примесей внедрения
и в наибольшей степени проявляется при наличии трещин или
острых и глубоких надрезов. Основная причина коррозионного
растрескивания титана под напряжением заключается, видимо,
в том, что при испытании надрезанных образцов в вершине над-
реза возникает сильная пластическая деформация, нарушающая
целостность пассивной пленки, и коррозионная среда начинает
реагировать с титаном. Образующиеся продукты коррозии из-за
застойной зоны в надрезе, а затем в трещине, усиливают агрессив-
ность среды—понижается pH раствора. Анодное растворение
активных участков металла в вершине трещины приводит к деаэра-
ции внутрищелевого раствора, а это в свою очередь,—к снижению
пассивирующей способности электролита; гидролиз продуктов
коррозии вызывает подкисление внутрищелевого раствора. Эти
факторы — глубокая деаэрация, нарушение сплошности пассив-
ной пленки и подкисление внутрищелевого раствора — облег-
чают протекание в вершине трещины двух процессов: анодного
растворения и сопряженного с ним катодного выделения водорода,
а следовательно, и наводораживания активных участков металла.
Наводораживание металла, вызывающее образование крупных
гидридов титана в вершине острого надреза или трещины, является
дополнительным фактором, способствующим ускоренному раз-
витию трещины вследствие хрупкого разрушения гидридов.
В общем случае чувствительность к одновременному воздей-
ствию коррозионной среды и механических напряжений у надре-
занных образцов определяется протеканием в вершине трещины
двух конкурирующих процессов: скоростью развития трещины
и скоростью восстановления пассивности. Наличие в структуре
сплавов с высоким содержанием алюминия а2-фазы, подвергаю-
щейся интенсивному анодному растворению, приводит к ускорению
развития трещины. Кроме того, а2-фаза или микросегрег^ты,
обогащенные алюминием, могут играть роль микроэлектродов,
уменьшающих анодную пассивность сплава.
Аналогичное влияние на повышение склонности к корро-
зионному растрескиванию под напряжением оказывает присут-
ствие в сплаве большого количества примесей внедрения или
эвтектоидообразующих 0-стабилизаторов (Fe, Мп, Сг). Добавле-
ние к сплавам с повышенным содержанием алюминия изоморфных
0-стабилизаторов, замедляющих процесс выделения а2-фазы,
уменьшает их склонность к коррозионному растрескиванию под
напряжением. Технически чистый титан, сплавы с небольшим
40
(6% и менее) содержанием алюминия, имеющие достаточно гомо-
генную структуру и «чистые» по примесям, практически не склонны
к коррозии под напряжением даже при наличии острых концен-
траторов. Так, уменьшение содержания алюминия в американ-
ском сплаве Ti-721 (7А1—2Nb—ITa) до 6% при одновременном
долегировании его 0,8% молибдена привело к существенному
повышению коррозионно-механической прочности сплава. Сплав
Ti—6А1—4V до некоторой степени склонен к коррозионному рас-
трескиванию под напряжением в морской воде при содержании
кислорода более 0,15%; тот же сплав с содержанием 0,06% кисло-
рода отличается высокой сопротивляемостью коррозии под напря-
жением.
В соответствии с изложенным американскими исследовате-
лями проведено разграничение ряда лабораторных и промышлен-
ных сплавов титана rfo признаку их склонности к коррозионному
растрескиванию под напряжением в морской воде [125].
Сплавы,
не склонные к растрескиванию:
Сплавы,
склонные к растрескиванию:
Технически чистый титан
7 А1—2,5 Мо
6 А1—2 Мо
6 А1—2 Sn— 1 Mo—1 V
6,5 А1—5 Zr— 1 V
6 Al—4 V
6 Al—2 Sn—1 Mo—3 V
5 Al—2 Sn—2 Mo—2 V
6 Al—2 Nb—1 Ta—0,8 Mo
7 Al—2 Nb—1 Ta
7 Al—3 Nb
6 Al—2,5 Sn
5 Al—2,5 Sn
6 Al—3 Nb—2 Sn
7 Al—3 Nb—2 Sn
8 Al—3 Nb—2 Sn
Существенного повышения коррозионно-механической проч-
ности титановых сплавов, содержащих 6А1 и более, можно достичь
за счет нагрева до температур а + 0 или 0-области, приводящего
к растворению обогащенных алюминием микросегрегатов или
а2-фазы, с последующей закалкой в воду.
Горячесолевое растрескивание. Примером коррозионного рас-
трескивания под напряжением титановых сплавов в чистом виде
является горячесолевое растрескивание. Сущность этого явления
сводится к тому, что на поверхности напряженных образцов, кон-
тактирующей с сухой солью при температурах более 250° С, воз-
никают трещины, что приводит к значительному уменьшению
долговечности под напряжением.
Условия, которые могут привести к горячесолевому растрес-
киванию, наблюдаются для многих узлов современных авиацион-
ных двигателей, работающих при достаточно высоких температу-
рах и напряжениях, во время полетов над океаном, когда на
конструкциях откладывается налет солей. Особенно жесткие
условия могут быть созданы в судовых газотурбинных двигате-
лях, работающих в условиях влажного морского воздуха, насы-
щенного морскими солями.
41
Поскольку авиационная промышленность — основной потре-
битель титана, многочисленные исследования, касающиеся меха-
низма и причин горячесолевого растрескивания сплавов титана,
проводились; как правило, в условиях, имитирующих работу
авиационных двигателей. С этой целью образцы с нанесенным на
них слоем соли испытывались при различных условиях нагру-
жения при 200—480° С во влажном и сухом воздухе, а в ряде слу-
чаев — в воздушном потоке. Наиболее подробно материал иссле-
дований излагается в работе [133]. В результате проведенных
исследований была установлена группа наиболее агрессивных
солей — LiCl, NaCl, КС1, AgCl, NaBr, Nal и наименее агрессив-
ных— CaCl2, CrCl2, MgCl4, NaF.
Установлено, что основной компонент, необходимый для под-
держания коррозионного процесса — кислород в виде окисла,
либо в виде газа. Кроме того, увеличивающим склоннссть к кор-
розии фактором является наличие влаги в воздухе. В работе [133]
определен круг титановых сплавов, подверженных и не подвер-
женных горячесолевому растрескиванию.
Наименее стойкие
Средней стойкости
Наиболее стойкие
5 А1—2,5 Sn (отжиг)
12 Zr—7 Al
8 Al—1 Мо—1 V
5 Al—5 Sn—5 Zr
6 Al—6 V—2 Sn
5 Al—1 Fe—1 Cr—1 Mo
8 Mo—8 V—2 Fe—3 Al
5 Al—5 Sn—5 Zr—
1 Mo—1 V
6 Al—2 Sn—4 Zr—2 Mo
5 Al—2,5 Zr—1 Fe
13 V—11 Cr—3 Al
8 Al—1 Mo—1 V
(закалка)
2 Fe—2 Cr—2 Mo
4 Al—4 Mn
6 Al—4 V
4 Al—3 Mo—1 V
10 Sn—5 Zr—2 Al-
1 Mo—0,2 Si
4 Mo—4 Zr—2 Al
11,5 Mo—6 Zr—4,5 Sn
8 Mn
Технически чистый титан не склонен к горячесолевому рас-
трескиванию. Специальная термическая обработка, в основном
закалка из а- или а + p-области, может существенно повышать
стойкость сплава против горячесолевого растрескивания. В общем
случае склонность сплавов к горячесолевому растрескиванию
так же, как и склонность к коррозионному растрескиванию под
напряжением в водных растворах солей, возрастает при увеличе-
нии содержания алюминия в них (особенно при отсутствии p-ста-
билизаторов), а также при увеличении степени гетерофазности
структуры, создаваемой легированием или термообработкой. Это
позволяет сделать вывод, что рациональный выбор сплава или
специальная термообработка его могут позволить избежать горя-
чесолевого растрескивания.
Стойкость сплавов против горячесолевого растрескивания
может быть существенно повышена за счет поверхностного упроч-
нения деталей методом дробеструйной обработки или же исполь-
зования плакирования. Практика показала, что в современной
авиации многие узлы двигателя работают при достаточно высоких
42
температурах и напряжениях без разрушения, тогда как в лабо-
раторных условиях при тех же температурах и напряжениях
образцы разрушаются. Причина этого, по-видимому, заключается
в том, что в натурных условиях двигатель не находится в непре-
рывной работе столь длительное время, как образцы при лабора-
торных исследованиях. Во всяком случае, по мнению авто-
ров [133], в настоящее время нет данных о разрушении в полете,
которые препятствовали бы применению титана, из-за горячесо-
левого растрескивания.
ГЛАВА II. МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ
1. Механические свойства нелегирсванногс титана
Механические свойства материалов, в том числе и титановых
сплавов, не являются строго постоянной величиной. Уровень их
зависит от ряда факторов, из которых для титана и его сплавов
имеют существенное значение содержание примесей и структура
полуфабриката. Поэтому характеристикой сплава является не
только уровень механических свойств, но и диапазон их возмож-
ного изменения из-за структуры или примесей.
Обычно металлы с гексагональной кристаллической структу-
рой имеют пониженную пластичность из-за ограниченного количе-
ства систем скольжения. Титан (а также цирконий) представляет
исключение из этого правила. Одной из причин этого является бла-
гоприятное отношение осей da кристаллической решетки ти-
тана. Кроме того, у титана установлено по крайней мере 30 воз-
можных систем скольжения и двойникования; в связи с этим по
пластичности титан не уступает другим металлам с иными типами
кристаллических решеток (табл. 10).
Имеющиеся в титане системы скольжения неравноценны между
собой; на монокристаллах критическое напряжение сдвига по пло-
скости призмы равно 5 кгс/мм2, а по плоскости базиса — 11 кгс/мм2.
В мелкозернистых поликристаллических образцах обе указанные
характеристики повышаются, а различие между ними умень-
шается. Тем не менее, различные плоскости скольжения, по-види-
мому, неодновременно активизируются при нагружении и исчерпы-
ваются по мере деформирования. В результате этого деформацион-
ное (физическое) упрочнение у титана меньше, чем у ОЦК- и ГЦК-
металлов, машинная диаграмма растяжения имеет более пологий
характер, а шейка разрывных образцов менее локализована.
В крупнозернистых образцах, особенно когда диаметр образца
соизмерим с размерами зерен, сопротивление малым пластическим
деформациям (<t0,i; <т0,2) существенно снижается. Из табл. И видно,
что в весьма крупнозернистом (литом или перегретом) состоянии
43
Таблица 10. Механические свойства титана
в сравнении со свойствами других металлов
Металл Тип решетки Механические свойства
6 %,2/7
кгс/мм2 0/ /0
Титан технической чистоты (ВТ 1-00) Армко-железо Алюминий технический Никель Магний Медь Ванадий Цирконий ГПУ оцк гцк гцк ГПУ гцк оцк ГПУ 34,6 34,4 8,0 35,9 20,0 22,0 38,6 20,4 26,4 23,1 6,8 14,8 9,0 7,0 29,4 9,6 44,7 36,9 38,0 43,8 11,5 46,0 32,0 29,0 81,2 91,8 87,7 74,9 12,5 70,2 72,0 5,9 3,0 2,5 1,66 5,2 0,8 4,8 1,74
Примечание Образцы с рабочей частью 0 5Х 25 мм, скорость движе-
ния захватов при испытании образца — 0,2 мм/мин
предел текучести титана может быть на 10—15 кгс/мм3 ниже, чем
в мелкозернистом состоянии.
Важное значение в формировании механических свойств титана
имеет двойникование, начинающееся обычно при напряжениях,
несколько меньших предела текучести, и продолжающееся в зна-
чительной области пластической деформации. Наиболее активно
Таблица 11. Механические свойства титана
в разных структурных состояниях
Тип структуры “о. 2 6 Ф Примечание
кгс/мм2 ( 0
Весьма крупнозернистая (литая) 34,0 18,9 37,1 73,8 Плавка 1
Мелкозернистая (кованый и ото- жженный пруток) 44,4 33,2 28,3 71,0
Крупнозернистая (перегрев в ^-области, медленное охлаждение) 36,6 23,2 36,3 69,0 Плавка’2
Крупнозернистая (нагрев в Р-об- ласти, закалка) 39,6 33,1 35,2 74,7
Мелкозернистая (кованый и ото- жженный пруток) 38,5 30,8 46,3 75,2
44
процесс двойникования протекает в крупнозернистых, в меньшей
мере — в мелкозернистых образцах '[67]. Граница двойника, как
препятствие сдвиговой деформации по плоскости скольжения,
столь же эффективна как граница зерна, накопление двойников
при деформировании можно уподобить дроблению зерен. Вслед-
ствие этого, деформация в крупнозернистых образцах постепенно
приобретает характер, свойственный мелкозернистому состоянию,
поэтому характеристики пластичности крупнозернистых и мелко-
зернистых образцов титана находятся на одинаковом уровне,
а относительное удлинение у крупнозернистых образцов может
быть даже выше, чем у мелкозернистых.
Данные в табл. 11 характеризуют титан как хорошо сваривае-
мый материал, не склонный к охрупчиванию как в зоне термиче-
ского влияния, так и в шве. Поскольку высокая пластичность
у титана сохраняется как при медленном, так и быстром охлажде-
нии, то режимы сварки (величины погонных энергий, толщины
свариваемых изделий и т. п.) не имеют каких-либо ограничений.
Значительное изменение пластичности и прочности титана
происходит под влиянием примесей. Минимальным содержанием
примесей (около 0,05%) обладает титан, полученный йодидным спо-
собом. Из-за высокой стоимости и сложности получения в виде
крупных слитков йодидный титан не нашел широкого применения
и используется главным образом в лабораторных условиях. Про-
мышленный титан производится из титановой губки, полученной
магниетермическим способом. В качестве основных примесей в губ-
ке присутствуют кислород, азот, железо, хлор, магний, углерод,
кремний, никель, хром, водород. Хлор, магний и водород могут
быть удалены при последующем вакуумно-дуговом переплаве;
остальные элементы переходят в слиток, причем содержание кисло-
рода и азота может дополнительно увеличиваться за счет натека-
ния воздуха в вакуумную систему плавильных агрегатов. Техниче-
ски чистый титан, таким образом, представляет собой многокомпо-
нентный сплав, свойства которого могут изменяться в широких пре-
делах в зависимости от содержания примесей.
Основные элементы, присутствующие в титане как примеси,
по характеру влияния на его механические свойства могут быть
разделены на несколько групп. Кислород и азот — элементы вне-
дрения, а-стабилизаторы — резко повышают температуры лтоли-
морфного превращения и плавления, образуют с титаном соедине-
ния типа оксидов, субоксидов и т. п., существенно искажают кри-
сталлическую решетку а-титана. Из рис. 13 и 14 следует, что оба
элемента являются сильными упрочнителями: так, каждая десятая
доля процента (по массе) кислорода повышает прочностные свой-
ства титана примерно на 13 кгс/ммг [112, 120]. Соответственно
росту прочности снижаются пластичность и вязкость. Однако
концентрационные зависимости механических свойств имеют плав-
ный характер, следовательно, поддаются в определенных пределах
учету и регулированию.
45
Иным образом влияет на свойства титана углерод, тоже отно-
сящийся к группе а-стабилизаторов. Растворимость его как в а-,
так и ^-модификациях весьма ограничена. В частности, в а-фазе
при 920° С растворяется не более 0,48% углерода (по массе), а при
500°-С — 0,15%. Из рис. 15 [112, 120] следует, что в количестве,
несколько превышающем предел растворимости, углерод упроч-
няет титан (~5—6кгс/мм2на 0,1 %), однако при переходе в двухфаз-
ную область (твердый раствор плюс карбид) упрочнение прекра-
щается, а пластичность продолжает снижаться.
Рис. 13. Влияние кислорода иа механиче-
ские свойства титана:
-------по данным [120],------— по дан-
ным [36]
Рис. 14. Влияние азота на механи-
ческие свойства титана [120]
Кремний образует с а-титаном твердые растворы замещения,
снижает температуры полиморфного превращения и плавления.
Растворимость кремния в а-титане низкая — примерно 0,08% при
комнатной температуре. При содержании сверх предела раствори-
мости образуется интерметаллидное соединение Ti5Si3. Упрочняю-
щее действие кремния сравнительно невелико (не более 2—3 кгс/мм2
на 0,1 %), однако пластичность и особенно вязкость при этом сни-
жаются существенно (рис. 16). В этом отношении еще более небла-
гоприятным элементом является водород (рис. 17). Выделяющиеся
в результате эвтектоидной реакции гидриды не приводят к упроч-
нению, но резко снижают ударную вязкость [63]. Низкая эвтек-
тоидная температура (около 300° С) и высокая диффузионная по-
движность водорода, образующего при повышенных температурах
твердый раствор внедрения, обусловливают выделение гидридов
даже при комнатной температуре в процессе вылеживания, что
также сопровождается охрупчиванием.
46
Железо является типичным и сильным ^-стабилизирующим эле-
ментом.'При содержании в количестве, не превышающем предела
растворимости в а-фазе (0,2% при 590° С), железо относительно
мало влияет на механические свойства титана. При более высоких
Рис. 15. Влияние углерода на механи-
ческие свойства титана [120]
6,ф,%
110
100
90
во
70
60
50
Щ}
30
20
10
Рис. 16. Влияние кремния на механи'
ческие свойства титана
концентрациях в случае быстрого охлаждения прочность сплава
увеличивается, а пластичность снижается из-за образования мар-
тенситных структур. При медленном охлаждении из р-области
Рис. 17. Влияние водорода на механические свойства
титана:
-------технический титаи;----—йодднтый титан
снижаются и прочность и пластичность из-за так называемой р-
хрупкости. Причины этого явления будут подробно рассмотрены
ниже.
Кратко рассмотрев влияние примесных элементов на механи-
ческие свойства титана, можно заключить, что собственно «вред-
ными» примесями являются водород, кремний и, в определенной
47
мере, железо, т. е. элементы, существенно снижающие пластич-
ность и ударную вязкость без значительного повышения прочности.
Кислород, азот и углер'од — более благоприятные элементы: сни-
жение пластичности при увеличении их концентрации в титане ком-
пенсируется существенным упрочнением. Однако использовать
это достоинство указанных элементов на практике довольно трудно,
так как незначительное изменение их содержания вызывает резкое
изменение механических свойств. Использование кислорода, азота
и углерода, очевидно, будет возможным лишь после разработки
методов микролегирования с обеспечением однородности твердых
растворов в объеме слитка. В настоящее время таких методов нет,
поэтому общей тенденцией в металлургии титана является стремле-
ние выпускать губчатый титан с минимальным содержанием всех
примесей. Тем не менее, из-за особенностей технологии получения
губчатого титана магниетермическим методом промышленностью
выпускается ряд различных по содержанию примесей сортов, что
приводит к получению различных свойств выплавленного с их
использованием титана (табл. 12). Предел текучести нелегирован-
ного титана только за счет примесей может увеличиваться* от 15—
16 кгс/мм2 (йодидный титан) до 60 кгс/мм2 и более (низкосортный
титан технической чистоты), значения характеристик пластично-
сти при этом остаются достаточно высокими. Это обстоятельство
имеет важное экономическое значение, так как стоимость нелеги-
рованного титана значительно меньше, чем сплавов.
Таблица 12. Механические свойства
нелегированного титана различных марок
Марка или массовая ств %,2 6 °Н’
доля примесей кгс /мм2 % кгс*м/см2
ВТ1-1 45—60 — 25 — 7
ВТ2-2 55—70 — 20 — 5
ВТ1-0 40—55 — Более 30 — 12
ВТ 1-00 30—45 — Более 30 — 15
Суммарная массовая доля примесей, %:
0,5 26,7 19,0 30,0 Z —
0,8 42,2 31,6 28,0 — —
1,0 52,7 42,2 25,0 — —
1,0 63,3 52,7 20,0 — —
1,1 70,3 59,7 17,0 — —
48
При использовании в конструкциях
нелегированного титана необходимо
учитывать, что различные уровни его
прочности достигаются за счет суммар-
ного увеличения содержания примесных
элементов, из которых одни существенно
повышают прочность и снижают пла-
стичность и вязкость, в то время как
другие мало упрочняют, но значительно
охрупчивают титан. Поэтому рост проч-
ности за счет суммарного увеличения
содержания примесей, как правило, со-
провождается значительно большей не-
стабильностью механических свойств.
В связи с этим применение нелегиро-
ванного титана в машиностроении дол-
жно определяться соотношением требо-
ваний конструктивной прочности и
стоимости. Если требования по кон-
структивной прочности невысоки, эко-
номически целесообразно применение
низкосортного титана. При высоком
уровне эксплуатационных нагрузок,
наличии концентраторов напряжений и
большого объема сварных соединений
в конструкциях целесообразно приме-
нение высокосортных марок титана.
Следует отметить, что титан с понижен-
ным содержанием примесей, в частности
титан марок ВТ1-0, ВТ1-00, по проч-
ности, пластичности и вязкости не усту-
пает целому ряду углеродистых и нержа-
веющих сталей, бронз, медноникелевых
сплавов и может с успехом использо-
ваться в эксплуатационных условиях,
где применяются указанные материалы.
Так же как и у других металлов,
механические свойства титана сущест-
венно изменяются в результате холод-
ного наклепа (табл. 13).
Наклеп приводит к значительному
росту прочностных характеристик ти-
тана (ов и о0,2), но «предельная проч-
ность» — истинное сопротивление раз-
рыву (SK) практически не изменяется.
Известно, что общая величина пласти-
ческой деформации может быть разде-
лена на равномерную и сосредоточенную
«3
X
«3
9Х
©
03
4)
X
X
X
«3
X
S
«3
X
«3
X
5
«3
X
X
X
X
CQ
Статический изгиб, кгс-м к о X 5,77 8,2
X 3,46 2,78
gWW/OJM 4 98,5 95,2
ДН’ кгс- м/см2 17,6 14,0
Си о 68,2 55,0
к аз Си -э- 24,9 4,4
£ ч О с -э- с? ю о оГ г- i© i©
о 50,3 10,0 11,0
м © to м 2 1© 1© О СЧ 1© О
м to —1© 1© b-" ю СО 1© <©
Степень деформации, % 0 50 70
«3
я
S
ч
49
часта, обладающие различным физическим содержанием [59].
Равномерная часть деформации характеризует способность металла
к физическому упрочнению в процессе пластической деформации,
сосредоточенная — способность к накоплению и развитию дефек-
тов, обусловленных главным образом либо неоднородностью
структуры, либо присутствием в материале изначальных микро-
повреждений.
Наклеп титана, как и других металлов, приводит к исчерпанию
способности к физическому упрочнению, в соответствии с этим
уменьшается равномерная дефор-
мация: так при обжатии на 50%
величина равномерного сужения
уменьшается с 24,8 до 4,4%. Сосре-
доточенная деформация при этом
меняется незначительно: с 68,2 до
55,0%. Это обстоятельство чрезвы-
чайно важно, так как оно указы-
вает на отсутствие микроповрежде-
ний титана при холодной деформа-
ции. Дополнительным подтвержде-
нием этому являются результаты
испытаний на динамический и ста-
тический изгиб надрезанных образ-
цов. Работа, затрачиваемая на из-
гиб образцов, является функцией
трех факторов: начального сопро-
тивления деформации металла,
способности к физическому упроч-
Рис. 18. Изменение механических
свойств наклепаииого титана в за-
висимости от температуры отжига
нению и сопротивления развитию трещины. При статическом изгибе
влияние первых двух факторов сказывается на величине началь-
ной работы (Аяяч), т. е. работы, затрачиваемой на изгиб до появ-
ления перегиба на кривой «нагрузка—прогиб». Влияние третьего
фактора проявляется в величине конечной работы изгиба (Дкон).
В табл. 13 приведены значения Днач и ДкОИ, определенные на образ-
цах размером 10x10x60 мм с острым надрезом (радиус надреза
0,1 мм). Наклеп на 50% приводит к исчерпанию способности к фи-
зическому упрочнению с соответствующим уменьшением значений
фравн. Работа разрушения образца (Дкои) при этом увеличивается,
т. е. образование и распространение трещины у металла в накле-
панном состоянии требует более высоких затрат энергии, чем у ме-
талла в исходном — отожженном состоянии. Эти данные свиде-
тельствуют о том, что титан и в наклепанном состоянии обладает
высокой работоспособностью. На рис. 18 показано изменение ме-
ханических свойств титана современного производства, наклепан-
ного прокаткой на 70% в зависимости от температуры отпуска
при выдержке в течение 1 ч. Некоторое снижение прочностных
свойств, повышение полного удлинения и равномерной части отно-
сительного сужения наблюдается после отпуска при 100—300° С,
50
Полный возврат механических свойств до уровня исходного со-
стояния (см. табл. 13 и рис. 18) происходит после отжига при
700° С. Однако, несмотря на раннее начало процессов отдыха, до-
биться полного снятия наклепа при низких температурах за счет
увеличения продолжительности отпуска практически невозможно.
Отмеченное обстоятельство имеет
как положительное, так и отрица-
тельное значение. В тех случаях,
когда необходимо полное устране-
ние наклепа (например, для стаби-
лизации размеров деталей и т. п ),
приходится нагревать изделия до
температуры рекристаллизации
(600—700° С), что неизбежно свя-
зано с поверхностным окислением.
С другой стороны, если наклеп
используется как «облагораживаю-
щая» операция (обкатка сварных
соединений или основного металла
для повышения работоспособно-
сти), то можно не опасаться повы-
шения эксплуатационных темпера-
тур по крайней мере до 300—350° С,
так как при этом возможно лишь
частичное снятие наклепа.
2. Механические свойства
а-сплавов
В практике создания а-сплавов
наиболее широко используемым
элементом является алюминий.
На рис. 19 показана зависимость
механических свойств кованых и
отожженных прутков диаметром
15—20 мм от содержания алюми-
ния в сплаве. Для сопоставления
там же приведены свойства спла-
вов систем Ti—Sn и Ti—Zr.
Из рисунка видно, что алюми-
ний интенсивно повышает прочно-
стные свойства титана (—6 кгс/мм2
на каждый 1% алюминия по мас-
се). Наибольший прирост <тв и <т0,2 наблюдается в интервале
от 0 до 5% алюминия. В интервале от 5 до 9% прирост прочности
уменьшается (~4 кгс/мм2), а при содержании алюминия больше
9% сплавы становятся совершенно хрупкими и образцы разру-
шаются на упругой стадии растяжения. Рост <тв и о0,2 сопровож-
дается уменьшением разницы между ними: 12—15 кгс/мм2 у неле-
51
Массовая доля лигируюшрго элемента,%
Рис. 19. Влияние алюминия (о —
О), циркония (Д—А) и олова
(•—•) на механические свойства
титана (мелкое зерно)
тированного титана и 5—6 кгс/мм2 у сплавов с 7—9% AI. Своеоб-
разна концентрационная зависимость «предельной» прочностной
характеристики SK. При малых содержаниях алюминия (2—4%)SK
уменьшается, затем увеличивается, но не превышает уровень SK
у нелегированного титана (—100 кгс/мм2). Таким образом, на спла-
вах системы Ti—Al возможно достижение <т0,а = 75—80 кгс/мм2,
<jb = 80—85 кгс/мм2 и SK = 95—100 кгс/мм2.
Упрочняющее действие олова и циркония значительно меньше,
чем алюминия. Средний прирост а0 2 при введении 1% (по массе)
Sn составляет примерно 2 кгс/мм2, а 1 % Zr — 1,5 кгс/мм2. Следо-
вательно, значительное повышение ов и о0,2 за счет легирования
только оловом или только цирконием практически нереально и
промышленные бинарные сплавы Ti—Sn и Ti—Zr отсутствуют.
Наряду с существенным повышением прочности легирование алю-
минием приводит к резкому снижению пластичности и вязкости
титана. Наибольшее снижение относительного удлинения (б) и
особенно относительного сужения (ф) наблюдается при введе-
нии первых 2% алюминия. При последующем увеличении содержа-
ния алюминия б и ф уменьшаются в меньшей степени, а относи-
тельное удлинение даже несколько увеличивается при содержании
алюминия ~8%.
Легирование оловом также приводит к существенному сниже-
нию пластичности и вязкости титана, но не в столь сильной сте-
пени, как легирование алюминием. Легирование цирконием сопро-
вождается плавным снижением пластичности. Это приводит к тому,
что у низкопрочных сплавов, не содержащих алюминия, пластич-
ность существенно выше, чем у сплавов системы Ti—Al. Так, из
табл. 14 следует, что при пределе текучести 32—33 кгс/мм2 пластич-
ность сплава Ti — 1,6А1 значительно ниже, чем у сплавов систем
Ti—Sn, Ti—Zr, Ti—V. В соответствии с пониженным значением
величины относительного сужения — особенно его сосредоточен-
ной части — у сплава Ti — 1,6А1 отмечается и пониженное значе-
Таблица 14. Механические свойства однофазных а-сплавов титана,
имеющих одинаковый предел текучести
Механические свойства
Состав сплава % %,2 а ^полн %ocp ^равн о
кгс/мм2 кгс/мм2 %
Технический титан 35,1 20,7 50,3 75,7 68,2 24,9 98,5
Ti—1,6 Al 48,0 32,3 26,3 54,6 47,4 10,0 68,5
Ti—5,0 Zr 41,0 33,1 47,9 78,3 72,1 17,0 113,2
Ti—1,0 V 40,7 32,9 45,5 80,6 72,8 15,7 118,0
Ti—4,2 Sn 42,0 33,0 36,6 66,0 57,3 13,2 104,1
52
ние величины SK. В работе [60] было показано, что столь сущест-
венное повышение прочностных и снижение пластических свойств
титана под влиянием алюминия происходит главным образом
вследствие образования в «-твердом растворе обогащенных алю-
минием микросегрегатов, как бы предшествующих образованию
а2-фазы Появление таких сегрегатов происходит при концентра-
ции алюминия намного меньшей, чем это требуется для появления
а2-фазы, отмечаемого по равновесной диаграмме состояния
(—7,0—7,5% по массе при 600°С, по данным [37]). Наличие сегре-
гатов, обусловливая неоднородность структуры, приводит к воз-
растанию степени неравномерности протекания пластической де-
формации. Прямым следствием этого является резкое снижение
в сплаве Ti — 1,6А1 величины сосредоточенной части относитель-
ного сужения (табл. 14). При среднем содержании алюминия 4—6%
по массе, по-видимому, начинается частичное обособление а 2-фазы
от матрицы, вследствие чего, начиная — с 5% алюминия, отме-
чается уменьшение прироста прочности. При содержании алюми-
ния 7—8% происходит окончание процесса обособления а2-фазы,
приводящее к уменьшению общего содержания алюминия в а-твер-
дом растворе, что вызывает еще большее уменьшение прироста
прочности и повышение относительного удлинения. Дальнейшее
увеличение количества а2-фазы при содержании алюминия более
8% приводит к резкому снижению пластичности вплоть до полного
охрупчивания сплава. По данным работы [29], направленное
перераспределение компонентов, предшествующее появлению
новой фазы, является общей закономерностью, присущей всем
системам, в которых имеется химическое соединение или упорядо-
ченная фаза Поэтому можно полагать, что в системе Ti—Sn, где
при массовой доле олова ~13% образуется интерметаллическое
соединение Ti3Sn, следует ожидать образования обогащенных оло-
вом сегрегатов задолго до появления соединения в соответствии
с равновесной диаграммой. Этим и можно объяснить влияние олова
на свойства титана, в общем аналогичное влиянию алюминия.
Как уже упоминалось, легирование титана как оловом, так и
цирконием не приводит к значительному повышению прочности.
Создание достаточно прочных а-сплавов за счет легирования титана
0-стабилизаторами невозможно, так как их растворимость в а-фазе
мала, а прирост прочности при таких концентрациях невелик.
В связи с этим повышение прочности большинства конструкцион-
ных а-сплавов титана достигается, как правило, за счет дополни-
тельного легирования бинарных сплавов системы Ti—Al оловом,
цирконием и 0-стабилизирующими элементами.
Характер влияния олова и циркония на свойства сплава с ос-
новой Ti — 6А1 (рис. 20) в общем аналогичен характеру их влия-
ния на свойства технического титана. На рис. 21 показано влияние
на свойства сплава с основой Ti — 6А1 0-стабилизирующих эле-
ментов, изоморфных 0-модификации титана (V, Мо) и эвтектоидо-
образующих (Сг, Мп, Fe). Как следует из рисунка, наибольшее
53
упрочняющее действие оказывает хрбм, затем — по мере убыва-
ния — железо, марганец, молибден, ванадий. Максимальное
упрочнение отмечается при введении указанных элементов в коли-
честве, практически соответствующем пределу их растворимости
в a-фазе, затем степень упроч-
нения сплава несколько умень-
шается. Переход сплава в двух-
фазное состояние сопрово-
ждается повышением предель-
Cq2,^C/MM2
Рис. 21. Влияние 0-стабилизаторов
на механические свойства сплава с ос-
новой Т i — 6А1 (отожженное состоя-
ние, мелкое зерно):
О----О — Мо; А-------А —Cr, V;
X----X — Мп; •-----• — Fe
Рис. 20. Влияние олова (•—•) и цир-
кония (•-------•) на механические
свойства сплава с основой Ti — 6А1
(мелкое зерно)
ной пластичности за исключением сплавов, легированных хро-
мом и железом. Введение этих элементов вызывает также
существенное снижение величины ударной вязкости, тогда как
легирование молибденом и марганцем незначительно меняет ее
величину, а добавление ванадия приводит даже к некоторому
повышению. Таким образом, для дополнительного повышения
прочности а-сплавов с основой Ti—Al, Ti—Al—Sn или Ti—Al—Zr
54
оптимальным является леги-
рование либо небольшими до-
бавками изоморфных 0-стаби-
лизаторов, либо марганца.
За счет многокомпонентного
легирования на а-сплавах
можно достичь значительно
более высокой прочности
(90—100 кгс/мм2), чем при
монолегировании. По изло-
женному принципу созданы
такие промышленные сплавы,
как BT5-I (Ti — 5А1— 2,5Sn),
малопрочные высокопластич-
ные сплавы ОТ4-0 (0,8А1—
0,8Мп),ОТ4-1 (1,5А1—1,0Мп),
АТ2 (2А1—1,0Мо), более проч-
ные сплавы ОТ4 (3,5А1—
l,5Mn), ВТ4 (5,0А1—1,5Мп)
и наиболее прочные ТС5
(5,0А1—2Zr—3Sn— 2V), BT2d
(6A1—2Zr—IMo—IV) и др.
Рассмотренные закономер-
ности изменения механиче-
ских свойств а-сплавов соот-
ветствуют материалу с мелко-
зернистой структурой. Од-
нако на поковках и штампов-
ках больших габаритов, а
также в зоне термовлияния
при сварке с малой погонной
энергией структура состоит
из крупных зерен превращен-
ной 0-фазы с грубопластин-
чатым внутризеренным строе-
нием (см. гл. I). Механиче-
ские свойства сплавов с такой
структурой (табл. 15) вслед-
ствие существенного увеличе-
ния степени неоднородности
протекания пластической де-
формации могут значительно
ухудшаться по сравнению
со свойствами металла с мел-
козернистой структурой (яв-
ление «0-хрупкости»).
Обращает на себя внима-
ние тот факт, что для а-спла-
55
bob, не содержащих ^-стабилизаторов, степень снижения механи-
ческих свойств в результате медленного охлаждения из р-области
не столь велика, как для вотированных а-сплавов. Это связано
с возрастанием степени гетерофазности пластинчатой структуры
по мере увеличения содержания p-стабилизаторов в сплаве.
В соответствии с этим становится
понятной неадэкватность влияния
на свойства сплавов одних и тех же
элементов при добавлении их к мате-
риалу с различной структурой. Леги-
рование а-сплавов небольшим коли-
чеством Р-стабилизаторов (особенно,
изоморфных), вызывая прирост проч-
ности, может привести и к опреде-
ленному возрастанию пластических
свойств у малогабаритных, хорошо
продеформированных изделий, что
связано, главным образом, с измель-
чением структуры в результате появ-
ления наряду с a-фазой глобулярных
участков P-фазы. Однако этот эффект
частично или полностью снимается
при переходе к крупнозернистой
P-превращенной структуре.
В результате закалки а-сплавов
из p-области, как было показано
выше, образуется структура мартен-
ситного типа, но не являющаяся
пересыщенным твердым раствором.
Поэтому механические свойства спла-
вов, не содержащих Р-стабилизаторов
или содержащих их в пределах рас-
творимости в a-фазе, изменяются
незначительно (табл. 15). Указанное
обстоятельство обусловливает отлич-
Рис. 22. влияние р-стабилиза- НУЮ свариваемость а-сплавов, так
торов на механические свойства как значение механических свойств -
сплава с основой Ti — 6А1 околошовной зоны и зоны термиче-
после закалки из p-области: ского влияния при сварке а-сплавов
а—а - V; о—о - мо; д— остается практически на уровне зна-
д-сг; •—• - мп; х—x-Fe чения их для основного металла.
По этой же причине все а-сплавы, как
правило, взаимосвариваемы. При увеличении содержания р-стаби-
лизаторов в сплаве степень пересыщения образующейся после за-
калки из p-области мартенситной а'-фазы существенно возрастает.
В соответствии с этим в вотированных а-сплавах, содержащих,
например, 1,5% железа или марганца, отмечается заметное повы-
шение прочности и снижение пластичности после закалки из р-об-
56
ласти (рис. 22), что может свидетельствовать о некотором ухудше-
нии сварочных свойств сплавов при таком содержании легирую-
щих элементов.
О сварочных свойствах сплава можно судить также по резуль-
татам сравнительных испытаний на изгиб широких гибовых проб
(толщина 12 мм, ширина 60 мм) из основного металла и с проплав-
Состав сплава Гладкие гибобые пробы Гибобые пробы с проплабленым валиком
Диаметр оправки
2t st 3t 8t 9t 10t
6AL
6AL - 1V
CAL-IV
6AL -
6AL - 0,5 Мо
6AL- 1 МО
6AL- 1,6 Мо —
6AL- 0,5Сг
6AL- 1Сг
6AL-1,5Cr —
5AL-0,5Ma
6AL-1 Мп
6AL - 1,5 Мп
6AL- 0,5Ге — —
6AL- iFe
... ,
BAL-1,5 Fe
Рис. 23. Результаты испытаний гибовых проб из основного металла
и с проплавленным валиком сплавов системы Т1 — 6А1 — (5-стаби-
лизатор:
□ — образцы ие разрушились; ksjJ — образцы разрушились
ленным валиком. При этом виде испытания определяется «крити-
ческий» диаметр оправки, т. е. минимальный диаметр оправки, на
котором проба загибается без образования трещин, выраженный
величиной, кратной толщине пробы (<). Как следует из рис. 23,
добавки p-стабилизирующих элементов в количествах, не превы-
шающих их предела растворимости в a-фазе (ванадий — 1 % по
массе, молибден, хром, марганец, железо — менее 0,5% по массе),
57
не изменяют сварочные свойства сплава Ti—6А1, так как резуль-
таты испытаний гладких проб и проб с проплавленным валиком
практически идентичны. Повышение содержания ванадия до 2%
приводит к увеличению критического диаметра оправки для проб
с проплавленным валиком до 9t. Пробы с валиком из сплава
Ti—6А1—3V загибаются без дефектов уже на оправке с диаметром,
кратным десяти толщинам пробы; такие же результаты показы-
вают пробы из сплавов Ti—6А1—1Мо (Сг или Мп). Образцы с ва-
ликом из сплавов Ti—6А1—1 Fe или 1,5Мп, либо Сг при испытании
на оправке, равной 10/, уже разрушаются. Гибовые пробы из
сплава Ti—6А1—1,5Fe как с валиком, так и без валика не выдер-
живают испытания даже на оправке, равной 10/. Однако, не-
смотря’на определенное ухудшение свариваемости, при увеличе-
нии содержания сильных p-стабилизаторов (Mo, Мп, Сг, Fe) зна-
чительного охрупчивания зоны термического влияния при сварке
таких сплавов, как это отмечается, например, в высоколегирован-
ных а + р-сплавах, не происходит. Поэтому промышленные воти-
рованные а-сплавы также обладают хорошей свариваемостью.
Малая чувствительность к структурным изменениям, являясь
преимуществом для а-сплавов с точки зрения свариваемости, ста-
новится недостатком при необходимости получения высокой проч-
ности, так как прочностные свойства а-сплавов можно повысить,
главным образом, только за счет легирования; существенного по-
вышения прочности за счет термической обработки достичь не
удается.
В условиях эксплуатации, связанных с длительными выдерж-
ками в интервале 300—700° С, в а-сплавах в зависимости от вида
и количества легирующих элементов могут протекать следующие
процессы: распад остаточной p-фазы; процесс упорядочения
в а-фазе.
Распад остаточной p-фазы происходит подобно распаду изоли-
рованных Р-твердых растворов. Существенное отличие заключается
в том, что p-стабилизирующие элементы могут диффундировать из
претерпевающих распад прослоек p-фазы в a-матрицу. В верхней
части а-области (700—800° С) распад прослоек P-фазы протекает
весьма интенсивно, сопровождаясь быстрым выравниванием хи-
мического состава в микрообъемах и слиянием одинаково ориенти-
рованных пластинок a-фазы. В интервале 300—400° процесс рас-
творения p-фазы может не завершаться даже при весьма длитель-
ных выдержках. Распад остаточной P-фазы в сплавах, содержащих
изоморфные p-стабилизаторы, не сопровождается существенным
изменением механических свойств, тогда как для сплавов с эвтек-
тоидообразующими p-стабилизаторами отмечается понижение
ударной вязкости (табл. 16). Это связано, по-видимому, с выделе-
нием в процессе старения интерметаллических соединений. В связи
с этим длительное пребывание в интервале температур а-области
для а-сплавов, легированных эвтектоидообразующими Р-стабили-
заторами, не рекомендуется.
58
Таблица 16. Изменение ударной
вязкости бетированиых а-сплавов
в процессе старения при 500° С
в течение 100 ч
Состав сплава Ударная вязкость, кгс-м/см2
После отжига После старения
Ti—6 Al Ti—6 Al—1,5 V Ti—6 Al—1,5 Mo Ti—6 Al—1,5 Cr Ti—6 Al—1,5 Fe Ti—6 Al—1,5 Mn 8,8 9,0 8,4 8,3 5,0 6,0 8,0 8,4 8,1 2,0 2,3 2,5
В процессе выдержки в интервале температур а-области у спла-
вов с высоким (7—'9%) содержанием алюминия в a-фазе протекают
процессы упорядочения, заканчивающиеся образованием а2-фазы.
Размеры частиц а2-фазы в зависимости от времени выдержки при
старении могут изменяться от 55 до 300 А. Кинетика образования
а2-фазы описывается С-образными кривыми с минимальным инку-
бационным периодом в интервале 500—650° С. В высокоалюмини-
стых сплавах процесс упорядочения начинается чрезвычайно бы-
стро. Для некоторых сплавов (сплав ВТ18, американский сплав
8А1—1Мо—IV) минимальное
время образования а2-фазы Таблица 16. Изменение ударной
исчисляется минутами, вслед- вязкости бетированиых а-сплавов
ствие чего процесс упорядоче- в 5°°°С
ния может произойти даже _____________.______________________
в процессе охлаждений изделия ударная
1 вязкость,
при отжиге. кгс-м/см2
Работами авторов совместно ~
С Ю. Д. Хесиным И М. Б. Боду- Состав сплава
новой было показано, что в не- р 51
которых а-сплавах титана, со- с S с S
держащих 5,5—6,5А1 и допол-
нительно легированных оловом Ti—6 А1 8,8 8,0
или'цирконием в количестве Ti—6 А1—1,5 V 9,0 8,4
более 4—5%, старение в интер- Ti—6 Al—1,5 Mo 8,4 8,1
вале температур а-области при- т._6 A1_j 5 Сг 8’3 2’0
водит к образованию не обособ- . ’ ’ ’
ленной a-фазы, а микросегрега- Ti—6 Al—1,5 Fe 5,0 2,3
тов, обогащенных алюминием, Ti—6 Al—1,5 Мп 6,0 2,5
кинетика образования которых ________________________________
определяется скоростью диффу-
зии алюминия и также описывается С-образными кривыми с ми-
нимальным инкубационным периодом в интервале 500—600° С.
Появление а2-фазы и образование обогащенных алюминием
микросегрегатов приводит к существенному снижению таких важ-
ных характеристик, как коррозионно-механическая прочность,
ударная вязкость и пластичность. При этом коррозионно-механи-
ческая прочность является характеристикой, наиболее чувстви-
тельной к подобным структурным изменениям. Для предотвраще-
ния протекания указанных процессов может быть рекомендовано
ускоренное охлаждение высоколегированных а-сплавов после
отжига. Сплавы с содержанием алюминия более 7% не рекомен-
дуется использовать для длительной работы под нагрузкой в кор-
розионных средах.
Механические свойства отечественных и зарубежных а- и
бетированиых а-сплавов представлены в табл. 17, 18. Основной
комплекс свойств промышленных отечественных и зарубежных
а-сплавов, их особенности и области применения достаточно под-
робно рассмотрены в недавно’ вышедших монографиях [20, 36].
59
СП
о
Таблица 17. Механические свойства отечественных а- и псевдо-а-сплавов титана
Марка сплава Композиция сплава \ Вид полу- фабриката Стандартные механические свойства Область применения
после отжига
Е °в 6 Ф ан’ КГС’ м/см2
кгс/мм2 %
4200 Ti—0,2Pd Листы, прутки, проволока 10 000 38—40 20—25 — — Химическая промышлеииость
ВТ5 Ti—5А1 Профиль Поковки, штамповки 11 000 75—95 80—90 8—16 10—14 35—50 25—40 3—6 Детали каркаса, корпуса ком- прессора и другие детали, рабо- тающие длительно до 400° С
ВТ5-1 Ti—5A1— 2,5Sn Листы Штамповки, поковки, прутки 11 000 75—95 80—95 10 10—15 25—40 4—8 Сварные силовые узлы, подвер- гающиеся длительным нагрузкам до 450° С. Может быть использо- ван для деталей, работающих при —253° С
ОТ4-0 Ti—O,8A1—0,8Mn Листы 11 000 50—65 30 — Используется вместо техниче- ского титана
ОТ4-1 Ti—1.5A1—l,0Mn Листы 11 000 60—75 15—25 35—70 5—10 Конструкционный и обшивоч- ный материал; тонкостенные дета- ли сложной формы То же, до 350—400° С
ОТ4 Ti—3.5A1—l,5Mn Листы 11 000 70—90 10—20 34—55 35—10
Продолжение табл. 17
Марка сплава Композиция сплава Вид полу- фабриката Стандартные механические свойства после отжига Область применения
Е ав 6 Ф ан’ кгс м/см2
кгс/мм2 %
ВТ4 Ti—5.0А1— 1,5Мп Листы 11 000 85—100 12 — — Штампосварные соединения, ра- ботающие длительно при темпера- турах 400—450° С и кратковре- менно до 750—800° С То же
ОТ4-2 Ti—6,0А1—1,5Мп Листы 11 000 100—110 10—13 30—36 —
ВТ20 Ti—6,0А1—2Zr— ’ IMo—IV Листы Прутки 12 000 95—110 90 7—10 13 40 — Штампосварные конструкции, работающие длительно при темпе- ратурах до 500° С и кратковре- менно до- 800° С
ТС5 _ Ti—5А1—2Zr— 3Sn—2V Листы 11 500 95—110 8 — — —
АТ2 Ti—2Zr—IMo Листы 11 000 60—75 20 — — —
АТЗ Ti—3A1— 1,5 (Fe, Cr, Si, B) Листы 11 000 75—90 13 — — Штампосварные конструкции, работающие длительно при темпе- ратурах до 400° С То же, до 500° С
АТ4 Ti—4A1—1,5 (Fe, Cr, Si, B) Листы И 000 85—105 10 — —
Продолжение табл. 17
Стандартные механические свойства после отжига
Марка сплава Композиция сплава Вид полу- фабриката Е % б S Область применения
кгс/мм2 % S я £ о я
ВТ18 Ti—7А1— HZr—IMo—INb—0,2Si Листы Поковки, штамповки 12 000 100—120 95—110 10 14—22 — — Детали компрессоров и других конструкций, работающих при температурах до 600° С
ПТ-7М * Ti—1,8—2,5A1— 2—3 Zr Трубы, холодноде- формиро- в энные Трубы горячека- таные Трубы особотон- кортеиные 11 200 48—68 48—70 48—68 20 18 24 — 8 Трубопроводы, работающие при комнатной и повышенных темпе- ратурах в агрессивных средах
ПТ-ЗВ * • Ti—3,5—5,OA1— 1,5—2,5V Предел текучести сплавов Листы Поковки Баллоны Полосо- бульбовый профиль Трубы ПТ-7М и пт- 11 700— 11 900 IB составл 70—90 65—87 70 65—85 88 нет соответ 10—12 7—11 10 11 12 ственно ие мен 7 6—7 5 7 6,5 ее 38 и Валы, лопатки паровых турбин, корпуса химических реакционных колонок, ферменные сварные кон- струкции и др. 60 кгс/ммг
Таблица 18. Механические свойства зарубежных а- и псевдо-а-сплавов
Состав сплава Вид полу- фабриката Стандартные механические свойства после отжига Область применения
20° С 300° с
Е % %,2 6. % L % а0.2 6. %
кгс/мм2 кгс/мм2
Ti—5А1—2,5Sn Листы Поковки 11 200 87,9 80,9 82,0 77,0 10 10 9 100 57,7 45,7 19 Детали трубопро- водов, лопатки ком- прессоров и паровых турбин, авиацион- ные двигатели
Ti—5А1—2,5Sn—ELJ (с пониженным со- держанием кисло- рода) Листы 11 200 77,0 66,8 15 9 100 54,8 42,1 20 Сосуды высокого давления, эксплуа- тирующиеся при низких температу- рах
Ti—5A1—5Sn— 5Zr Листы 11 200 87,9 82,3 10 9 900 66,0 52,0 20 Детали реактив- ных двигателей
Ti—7A1—12Zr Листы, поковки — 94,9 91,4 13 9 900 76,6 60,4 21 Баллоны воздуха высокого давления
Ti—7A1—2Nb— ITa Листы 12 700 83—86 71—76 12—14 10 500 70,3 56,9 25 Детали узлов са- молетов
Продолжение табл. 18
Область применения Детали планеров и реактивных двига- 1 телей, работающие при температурах до 450° С Глубоководные аппараты Химическая про- мышленность
Стандартные механические свойства после отжига О 0 о со Л /0 Oi | CD 30—37
м о О кгс/мм2 59,8 1 56,2 i 1 о
И to 75,0 73,3 ! еН О О1
bj 10 500 - 1 *
О 0 © сч 6. % О о о 25—27
сч о to s s о £ S _1 '55* 00 68—73 31,6— 32,3
и to 91 91—100 77—81 38,7— 43,6
bj 12 700 11 900 О о о о
Вид полу- фабриката S 4 CQ Н • S S ,2 ч iV ’ Uh Листы Листы, прутки, поковки, проволока
Состав сплава Ti—8А1—IMo—IV Ti—6А1—2Nb— 1Та—0,8Mo Ti—0,2Pd
64
В связи с этим в настоящей книге будут рассмотрены лишь основ-
ные фарторы, которые необходимо учитывать конструктору при
выборе сплава по справочным данным: содержание примесей
в сплаве и габариты полуфабриката (точнее, тип структуры, опре-
деляемой габаритами полуфабриката).
В техническом титане и в сплавах на его основе всегда присут-
ствуют в виде примесей такие элементы, как О, С, N, Fe, Si, Н.
Влияние кислорода отчетливо видно на примере американского
сплава Ti—5А1—2,5Sn (табл. 18), где снижение содержания кисло-
рода от 0,15% до 0,08—0,09% приводит к повышению относитель-
ного удлинения на 2—
5% при одновременном снижении прочност- ных свойств на 10— Таблица 19. Влияние кремния на ударную вязкость сплавов Ti—6А1—5Zr— 1,5V и Ti—6А1—1,5V
15 кгс/мм2. Характер и степень влияния примесей во многом определяются и химическим составом сплава. Добавление ле- гирующего элемента мо- жет значительно сокра- щать предел раствори- Содержание кремния, % Ударная вязкость, кгс-м/см2
Ti —6А1 — 1,5V Ti —6А1 —5Zr — 1,5V
0,005 0,1 0,2 9,3 9,0 7,4 6,9 4,0 2,9Z
мости примесных эле-
ментов в a-фазе титана. Кроме того, легирующие элементы,
обладающие большей химической активностью, чем титан, могут
образовывать с примесями прочное химическое соединение. И в том
и в другом случае отмечается весьма существенное понижение пла-
стичности и вязкости сплава. Примером различной чувствительно-
сти сплавов разной легированности к воздействию примесей может
служить приведенное в табл. 19 изменение величины ударной вяз-
кости сплавов Ti—6А1—1,5V и Ti—6А1—1,5V—5Zr в зависимости
от содержания кремния. Влияние качества структуры полуфаб-
риката, определяемой условиями его термопластической деформа-
ции и габаритами, было рассмотрено в предыдущих разделах.
В соответствии с изложенным при выборе сплава по справочным
данным необходимо учитывать, что приведенные значения механи-
ческих свойств сплава относятся, как правило, лишь к определен-
ному виду полуфабриката после вполне определенной термической
обработки. При изготовлении полуфабриката другого типа и дру-
гих размеров можно получить комплекс свойств, существенно от-
личающийся от справочных данных.
В качестве примера ниже приводятся механические свойства
кованого прутка диаметром 14 мм и поковки диаметром 300 мм из
сплава ПТ-ЗВ.
<тв, кгс/мм2 а012, кгс/мм2 6, % %
Пруток .... .... 80,2 72,0 14,0 43,0
Поковка . . . .... 75,0 65,0 10,0 25,0
5 Б. Б. Чечулин и др.
65
Нарушение режима термической обработки полуфабриката
(перегрев до температур p-области) также может привести к за-
метному ухудшению механических свойств, которые невозможно
исправить за счет последующей дополнительной термообработки.
3. Механические свойства а + р-сплавов
В отличие от а-сплавов титана повышение прочности а 13-
сплавов может быть достигнуто не только легированием, но и тер-
мической обработкой. За счет легирования на а ф [3-сплавах
можно получить предел прочности НО—120 кгс/мм2 при доста-
точно высокой пластичности (6 = 8—15%). Такое сочетание
Рис. 24. Влияние ф-стабилизаторов на механи-
ческие свойства титана [581
свойств во многих слу-
чаях уже оказывается
достаточным, чтобы ти-
тановые сплавы как
конструкционные мате-
риалы оказались вне
конкуренции по сравне-
нию с другими метал-
лами. Существенное по-
вышение прочности а Ц-
+ |3-сплавов за счет тер-
мообработки (до 130—
155 кгс/мм2) приводит
к получению довольно
низких значений пла-
стичности (6 — 5-4-6%),
что может затруднить
реализацию столь высо-
копрочного состояния.
Это является основной
прйчиной того, что'значительный объем промышленных а ф- [3-спла-
вов используется в термически неупрочненном состоянии. В этом
случае комплекс их свойств определяется системой легирования
и структурой полуфабриката.
При увеличении содержания [3-стабилизатора происходит уве-
личение количества [3-фазы при существенном измельчении струк-
туры. Указанные факторы и определяют изменение свойств титана
при увеличении концентрации [3-стабилизатора.
Большинство промышленных а ф- ^-сплавов титана кроме
[3-стабилизаторов содержат алюминий, который преимущественно
растворяется в a-фазе и упрочняет ее. При этом воздействие [3-ста-
билизаторов и алюминия на свойства сплавов определяется как
степенью влияния их на свойства а- и [3-фаз, так и соотношением
фаз в структуре сплава. Влияние (3-стабилизаторов на механиче-
ские свойства титана и сплавов с основой Ti——6А1 было подробно
исследовано в работе [58]. Увеличение содержания (3-стабилизи-
66
рующих элементов приводит к существенному возрастанию проч-
ности титана при одновременном понижении величины относитель-
ного удлинения (рис. 24). Наиболее сильными упрочнителями яв-
ляются железо и марганец, затем по мере убывания следуют хром,
молибден, ванадий, ниобий и тантал. При исследовании сплавов,
содержащих ^-стабилизаторы в более широких пределах, было
установлено, что кривая зависимости прочности от содержания
легирующего элемента имеет максимум. При этом независимо от
вида легирования максимум прочности соответствует примерно
одинаковому соотношению а- и [3-фаз в структуре сплава, т. е.
наиболее гетерогенной структуре. Характер влияния [3-стабилиза-
торов на свойства сплава с основой Ti—6А1 в общем аналогичен
влиянию их на свойства титана. Различие заключается в том, что
максимум по прочности сдвигается в сторону сплавов с большим
количеством a-фазы. Прочностные характеристики двухфазных
сплавов, содержащих алюминий, при этом существенно выше, чем
у сплавов, легированных только [3-стабилизаторами (табл. 20).
Т а б л и ц а 20. Влияние алюминия на механические свойства сплавов
с основой Ti—6V и Ti—12V
Основа сплава Массовая доля алю- миния, % Механические свойства ан> кгс м/см2
% %,2 б
кгс/мм2 %
0 61,2 51,4 20,8 54,1 15,4
2 69,2 59,8 20,5 54,0 12,9
Ti—6 V 4 78,9 68,7 19,5 50,5 10,2
6 92,6 84,8 17,5 41,4 8,0
8 108,9 105,0 16,3 32,0 4,3
0 76,9 68,4 20,9 60,2 11,5
2 82,8 75,5 19,6 64,5 10,9
Ti—12 V 4 91,4 82,6 16,9 43,5 6,9
6 105,0 97,3 16,0 37,8 6,3
8 129,0 114,9 11,4 12,3 2,1
Однако увеличение содержания алюминия до 8% приводит к зна-
чительному снижению характеристик пластичности и вязкости,
особенно при высоком (приближающемся к критическому) содер-
жании [3-стабилизатора. В связи с этим в промышленных а 13-
сплавах концентрация алюминия, как правило, не превышает 6%.
Многокомпонентным легированием а ^-сплавов можно достичь
большего эффекта в повышении прочностных свойств, чем прй
5* 67
монолегировании. Поэтому большинство промышленных а -г [i-
сплавов кроме алюминия содержат два и более ^-стабилизирующих
элемента.
Благотворное влияние многокомпонентного легирования может
сказываться не только в повышении прочностных свойств сплава.
Так, в работе [19] показано, что легирование а Р-сплавов таким
сильным упрочнителем, как хром, целесообразно лишь при одно-
временном введении изоморфных p-стабилизаторов, так как они
существенно замедляют скорость протекания эвтектоидного рас-
пада, предотвращая образование вызывающего охрупчивание ин-
терметаллида TiCr2. По этому принципу был разработан такой
высокопрочный сплав, как ВТЗ-1 (5,2—6,ЗА1; 1,5—2,5Сг; 2—ЗМо).
Необходимо отметить, что добавление p-стабилизаторов к сплавам
системы Ti—Al наряду с повышением прочности приводит и к по-
вышению пластических характеристик у изделий с мелкозерни-
стой структурой. Возрастание характеристик пластичности про-
исходит за счет увеличения сосредоточенной части деформации;
величина равномерной части при этом снижается (табл. 21).
Таблица21. Влияние Р-стабилизаторов иа механические свойства
сплавов системы Ti—Al (мелкое зерно)
Механические свойства
Состав сплава % %,2 6 ^ПОЛН 'I’paBH ^cocp кгс- м/см2
кгс/мм2 %
Ti—4 А! 65,3 49,4 12,7 30,6 8,3 24,8 11,1
Ti—4 Al—2 V 54,3 45,3 20,2 64,1 5,0 27,6 13,3
Ti—4 Al—6 V 78,9 68,7 19,5 50,5 3,1 46,0 10,2
Ti—4 Al—12 V 91,4 82,6 16,9 48,5 2,8 39,0 6,9
Ti—6 Al 82,6 66,6 13,6 30,2 7,3 24,4 8,5
Ti—6 Al—2 V 79,6 70,3 18,0 37,5 6,8 30,3 12,7
Ti—6 Al—6 V 92,6 84,8 17,5 42,4 5,0 38,3 8,0
Однако такое влияние p-стабилизаторов проявляется только
на материале с мелкозернистой структурой. Увеличение содержа-
ния p-стабилизаторов в сплаве с крупнозернистой, грубопластин-
чатой структурой оказывает обратное действие: предельная пла-
стичность сплава уменьшается по мере увеличения содержания
p-стабилизатора (табл. 22). При этом степень снижения предела
текучести и предельной пластичности при переходе от мелкозер-
нистой структуры к крупнозернистой, как правило, возрастает
при увеличении содержания p-стабилизатора (усиливается склон-
ность к «p-хрупкости»). Таким образом, применение двухфазных
сплавов может обеспечить заметный выигрыш в пластичности при
68
равной прочности с однофазными
а-сплавами лишь при наличии
в них мелкозернистой, хорошо про-
работанной структуры.
В результате быстрого охла-
ждения а + р-сплавов из р-области
происходит бездиффузионное мар-
тенситное превращение р —> а' (а
Образование мартенситной струк-
туры сопровождается значитель-
ным повышением прочностных и
снижением пластических характе-
ристик. По мере увеличения кон-
центрации p-стабилизаторов сте-
пень повышения прочности и сни-
жения пластичности возрастает
(табл. 22). Сплавы, содержащие
P-стабилизирующие элементы в ко-
личестве, близком к критической
концентрации, после закалки из
p-области могут разрушаться хруп-
ко. Поскольку механические свой-
ства образцов, нагретых до р-об-
ласти и охлажденных с различной
скоростью, могут приближенно
характеризовать изменение свойств
околошовной зоны термического
влияния при сварке, из изложен-
ного следует, что у большинства
двухфазных сплавов титана можно
ожидать существенного понижения
пластичности как при охлаждении
после сварки с большими скоро-
стями — вследствие образования
мартенситных структур, так и при
замедленном охлаждении— вслед-
ствие развития процессов «р-хруп-
кости». В силу этого большинство
а у р-сплавов титана являются
или несвариваемыми, или обладают
ограниченной свариваемостью.
Изменение свойств околошовной
зоны и зоны термического влия-
ния (ЗТВ) при сварке двухфазных
сплавов различных составов было
подробно исследовано в работе
М. X. Шоршорова [104]. Автором
было показано, что почти для
S
о
а
ев
С
О
S
S
Ч
ео
св
О
о
3*
S
S
ев
X
О
S
I Характер структуры 1 Мартенситная О'- 1 29,9 14,3
о I 15,9 5,8
м о to м S S а 00 сч* o' о* О О) о
И о О, 00, СО оГ о? Н- о о
Крупнозернистая, грубо- пластинчатая О'- со, оо, со о ю о 04 —<
СО О Ф о? С©
м о О м Ж S и с- X СО 00 СА о со* оГ О S S
И to О О TJ-, сч* о* со* г- оо оо
Мелкозернистая э- £ сч со о оо* со* со со
to LQ 00* с©
о to [ sww/oj>i О Ь- сь сч* сч to* о оо оо
и to со оо* сч СЧ 04 S’* V- о о
Состав сплава Ti—6 Al Ti—6 Al—4 V Ti—6 Al—6 V
69
каждого сплава существует (хотя и довольно узкий) диапазон
«безопасных» скоростей охлаждения металла после сварки, обеспе-
чивающих удовлетворительное сочетание свойств -в околошовной
зоне и ЗТВ. Выбор режима сварки, обеспечивающего охлаждение
с заданной скоростью, может привести к получению качествен-
ного сварного соединения. Однако на практике осуществление
таких режимов в большинстве случаев довольно затруднительно.
Для повышения пластических свойств металла околошовной зоны
после сварки двухфазных сплавов обычно применяется отжиг,
приводящий к распаду а'-фазы и повышению пластических свойств.
Температура отжига для большинства промышленных а Д- [3-спла-
вов составляет 800—850° С.
Фазовый состав аД- [3-сплавов, соотношение и степень дисперс-
ности фаз, а следовательно, и комплекс физико-механических
свойств могут существенно изменяться в зависимости от режима
термообработки в температурном интервале двухфазной области.
При закалке двухфазных сплавов из а ф [3-области в зависимости
от температуры закалки можно получить структуры, состоящие
либо из а -Да'-фаз, либо изаф [Знест. Как а'-фаза, такш [3-фаза
являются" нестабильными и могут распадаться при нагреве на
смесь а и [3-фаз (при наличии в сплаве эвтектоидообразующих эле-
ментов в процессе старения может выделяться дополнительно
интерметаллическое соединение).
Таким образом, упрочнение а Д- [3-сплавов за счет термической
обработки можно достичь двумя путями: закалка на а'-фазу (или
закалка на а'-фазу и дополнительное низкотемпературное старе-
ние); закалка на нестабильную [3-фазу и последующее старение..
Повышение прочности сплавов титана за счет образования мартен-
ситных структур на практике, как правило, не применяется, так
как образование а'-фазы приводит к получению весьма низких
значений пластичности.
Упрочняющая термообработка по второму способу имеет ряд
преимуществ. Во-первых сплавы, структура которых после закалки
состоит из а [Знест-фаз, обладают высокой пластичностью при
низком значении предела текучести, что позволяет перед старением
проводить различные технологические операции полуфабрикатов
в холодном состоянии. Во-вторых, нестабильная |3-фаза может быть
зафиксирована при охлаждении со сравнительно небольшой ско-
ростью, что приводит к получению однородной структуры при за-
калке даже полуфабрикатов больших сечений. Поэтому упрочняю-
щая термообработка промышленных сплавов титана, как правило,
заключается в закалке из нижней части а Д- [3-области с целью
получения структуры, состоящей иза-фазы и максимально возмож-
ного количества нестабильной [3-фазы, и последующем старении,
приводящем к распаду |Знест с образованием мелкодисперсной смеси
а Д- [3-фаз. Для большинства промышленных а Д- [3-сплавов ти-
тана температура закалки находится в интервале 820—880° С,
а температура старения — 480—550° С.
70
Ь отожженном сисюянии и. ~г~
+ р-сплавы, содержащие изоморф-
ные p-стабилизаторы, отличаются
высокой термической стабиль-
ностью:величина ударной вязкости
у них практически не снижается
после значительных выдержек
даже в интервале температур ЗОО-
ТОО0 С.
У сплавов с эвтектоидообра-
зующими p-стабилизаторами от-
мечается значительное пониже-
ние величины а,, в процессе старе-
ния при 450—600° С.
Для изделий и конструкций
из а 4 р-сплавов, подвергнутых
упрочняющей термообработке, тем-
пературные условия эксплуатации,
как правило, ограничиваются верх-
ним интервалом температуры ста-
рения, так как перегрев выше
температуры старения может при-
вести к разупрочнению.
Необходимо учитывать, что ка-
чество структуры, существенно
определяющее свойства а 4- |3-спла-
вов в отожженном состоянии, еще
в большей степени влияет на свой-
ства сплава после упрочняющей
термообработки. Если прирост
прочности в результате термообра-
ботки практически одинаков на
сплавах с мелкозернистой и круп-
нозернистой, грубопластинчатой
структурой, то пластические свой-
ства сплава с крупнозернистой
структурой резко снижаются и тем
в большей степени, чем выше
в сплаве содержание [3-стабилизи-
рующих элементов (табл. 23).
В последние годы получил рас-
пространение новый метод повы-
шения Прочности титановых спла-
вов— высокотемпературная термо-
механическая обработка (ВТМО).
Термомеханическая обработка a -J
4- р-сплавов может привести к по-
вышению прочности ~ на 20%
71
Т а б л и ц a 24. Отечественные а + ^-сплавы титана
Марка сплава Состав сплава Вид полу- фабриката Термо- обработка Стандартные механические свойства Область применения
Е °в 6 Ц) g
кг с/мм2 % X £ о х
ВТ6-С 5 А1—3 V Листы Отжиг 12 000 85—100 12 — — Штампосварные кон- струкции, работающие длительно при темпера- турах до 350° С и крат- ковременно до 700— 750° С
ВТ6 6 А1—4 V Листы Штамповки Поковки Отжиг Отжиг Закалка н старение 95—110 95—110 115 8 10—13 8 25—60 30 3 2,5 Сварные конструк- ции, работающие дли- тельно до 400° С и крат- ковременно до 750° С
ВТЗ-1 6 А1—2,5 Мо—2 Сг — 0,3 Si—0,5 Fe Поковки, штамповки, прутки Изотёрми- ческий отжиг 104—118 14—20 43—60 3—4 Нагруженные детали и конструкции
ВТ14 4,5 Al—3 Mo—1 V Листы Штамповки Поковки Отжиг, закалка и старение Отжиг, закалка и старение 11 500 93—110 118—126 90. 115 10 6—8 10 6 35 20 2,5 То же, что у сплава ВТ6
Продолжение табл. 24
Марка сплава Состав сплава Вид полу- фабриката Термо- обработка Стандартные механические свойства Область применения
£ 6 ф ан’ кге- м/см2
кгс/мм2 о/ /о
ВТ16 2,5 А1—5 Мо—5 V Листы Прутки Отжиг Закалка и старение Отжиг Закалка и старение 11 500 90—100 130—140 90—100 110—125 12 5 12 5 40 20 — Детали крепления и других конструкций для длительной работы при температурах до 350° С
ВТ22 5 А1—5 Мо—5 V— 1 Fe— 1 Сг Прутки Отжиг Закалка и старение 110—125 140—155 8 5 — — Детал и, р аботающие при 500° С
ВТ23 4,5 А1—2 Мо— 4,5 V—0,6 Fe—1 Сг « Лист Закалка и старение 140 — — — Для высоконагру- женных деталей и кон- струкций, работающих длительно при темпера- турах до 350—400° С и кратковременно до 750— 800° С
ВТ8 6,5 А1—3 Мо—0,3 Si Штамповки Отжиг Закалка и старение 105—125 120 10—18 6 32—55 20 3—5 Детали, работающие до 400° С
ВТ9 6,5 Al—3 Мо— 0,3 Si—0,8—2,5 Zr Штамповки Отжиг 110—130 8—14 — — Дет а л и, работ ающие до 560° С
Т а б л и ц а 25. Зару
Состав сплава Свариваемость Вид полу фабриката Термо обработка
S о ь. *
8 Мп Сварка не рекомендуется Листы Отжиг 11 200
3 А1—2,5 V Свариваемый Листы Отжиг 10 500
4 А1—4 Мп Сварка не рекомендуется Поковки Отжиг Закглка и старение 11 250
4 А1—3 Мо—1 V Ограниченно свариваемый Листы Отжиг Закалка и старение 11 200
5 А1—1,2 Fe—2,7 Сг Ограниченно свариваемый Поковки Отжиг Закалка и старение 11 900 12 800
5 А1—1,5 Fe—1,4 Сг— 1,2 Мо Сварка не рекомендуется Поковки Отжиг Закалка и старение 11 900
6 А1—4 V Свариваемый Листы, поковки Листы Отжиг Закалка и старение 11 900
6 А1—4 V—ELJ (с пониженным содержа- нием О2) Свариваемый Листы Отжиг 11 200
6 А1—6 V—2 Sn—1 (Fe, Си) Ограниченно свариваемый Поковки Отжиг 10 500
7 Al—4 Мо Ограниченно свариваемый Поковки Отжиг Закалка и старение И 250 11 900
2 Fe—2 Cr—2 Мо Сварка не рекомендуется Поковки Отжиг Закалка и старение 11 900
оежные и т* р-силавы
Стандартные механические свойства Область применения
20е С 300° с
V кгс/мм2 Ъ'у о (- О * % '9 S S „ и S * о И U О £ S . S О U ь а и ‘ п 0 У
87,9 8\9 12 10 500 68,9 52,7 13 Обшивки самолетов; кон- струкционные профили, ар- матура
66,4 56,2 18 9 140 49 35 25 Авиационные гидротрубо- проводы
91,4 112,5 84,4 100,5 15 10 9 800 77,3 87,9 63 70 17 11 Лопатки и диски авиац. компрессоров, крепежные де- тали
91,4 137,1 84,5 116,0 15 6 9 800 105 84 7 Конструкции космических летательных аппаратов
109,0 133,6 102,0 123,0 15 6 11 200 85,8 101,0 71,7 82,0 20 10 —
108,9 137,1 102,0 130,0 16 9 10 500 81,0 105,0 70,3 87,7 16 14 —
97,0 119,5 90 109,5 12 9 9 140 73,8 91,4 68,8 73,8 11 '7 Корпуса ракет на твердом топливе; лопатки и диски авиац. турбин и компрессо- ров; крепежные детали; ра- ботающие под давлением га- зовые иасосы
85,3 86,4 15 9 800 73,8 66,8 12 Сосуды высокого давления, работающие при криогенных температурах
105,0 98,4 12 9 800 93,0 82,0 20 Корпуса ракет на‘твердом топливе; детали артиллерий- ского вооружения; детали авиаконструкций и шасси
108,0 130,0 101,0 123,0 16 8 9 800 10 500 89,0 105,0 76,0 86,0 18 12 Детали реактивных двига- телей, работающие при тем- пературах до 427° С
96,3 126,6 87,9 119,5 18 13 10 500 66,8 95,6 45,7 78,8 19 16 —
75
74
(по сравнению с прочностью сплава после обычной закалки И
старения) при сохранении той же пластичности. Подробно воп-
росы термомеханической обработки изложены в монографии
М. Я- Бернштейна [11].
Механические свойства промышленных а Ц- [3-сплавов отече-
ственных и зарубежных представлены в табл. 24, 25.
Так же, как и для а-сплавов, приведенные в справочных дан-
ных свойства а -ф р-сплавов в каждом случае относятся к опреде-
ленному виду полуфабриката. При этом влияние габаритов полу-
фабриката на свойства а + [3-сплавов проявляется в большей сте-
пени, чем на а-сплавах. В качестве примера ниже приводятся ме-
ханические свойства сплава Ti—6А1—4V в виде катаного прутка
диаметром 14-мм и плиты толщиной 50 мм, изготовленной из слитка
массой 4 т.
%- а0,2. 6, % ф. % %.
кгс/мм2 кгс/мм2 кгс-м/см2
Пруток.............. 92 82 16 38 6,5
Плита .............. 80—87 69—76 9—13 19—27 6—9
Значительным образом сказывается на свойствах а -ф р’-сплавов
и изменение содержания примесей. Так, по данным американских
исследователей, предел текучести сплава Ti—6А1—4V может ко-
лебаться от 90 до 73 кгс/мм2 при изменении концентрации кисло-
рода от 0,17 до 0,09% (по массе). При этом сплав Ti—6А1—4V
с повышенным содержанием . кислорода проявляет склонность
к растрескиванию под напряжением в морской воде, тогда как при
малом содержании кислорода сплав имеет высокую коррозионно-
механическую прочность.
4. Механические свойства сплавов титана
с нестабильной p-фазой (р-сплавы)
Задача достижения того или иного комплекса свойств на р-спла-
вах может решаться следующими двумя путями: 1) нагрев до тем-
пературы 780—900° С с последующим охлаждением в воде или на
воздухе, при этом механические скойства определяются степенью
однородности твердого раствора, величиной и формой зерен; 2) по-
лучение определенного типа структуры в результате сложной тер-
мообработки (закалка, одно- или двухступенчатое старение);
в этом случае уровень механических свойств определяется приро-
дой и дисперсностью продуктов распада [3-твердого раствора и рав-
номерностью их распределения.
Как было показано в гл. I, для фиксации нестабильной [3-фазы
при комнатной температуре необходимо легировать сплав одним
или несколькими [3-стабилизаторами в количестве, обеспечивающем
значение электронной концентрации, равное 4,2 эл./г-атом (см.
табл. 2). В практике создания [3-сплавов обычно используют такие
[3-стабилизаторы, как V, Мо и Сг. Легирование железом и марган-
76
цем редко применяется, так как добавление этих элементов наряду
с повышением прочности вызывает резкое снижение характеристик
пластичности, вплоть до полного охрупчивания сплава. Кроме р-ста-
билизирующих элементов [3-сплавы, как правило, содержат 2—3%
алюминия, который помимо упрочняющего действия, по мнению
ряда авторов, оказывает благо-
творное влияние на замедление
процесса появления co-фазы при
старении.
На рис. 251 показано влия-
ние V, Мо и Сг на свойства
[3-сплавов, содержащих 3 % алю-
миния. Легирование указан-
ными элементами приводит
одновременно к повышению пла-
стических характеристик и пре-
дела текучести; однако как
только зафиксированная [3-фаза
становится механически ста-
бильной, предел текучести пере-
стает возрастать с увеличением
степени легированности. Вре-
менное -сопротивление разрыву
незначительно изменяется при
увеличении содержания ванадия
или молибдена, тогда как повы-
шение содержания хрома при-
водит к непрерывному возраста-
нию его величины. При этом
уровень прочности сплавов, ле-
гированных хромом, выше, чем
у сплавов систем Ti—Al—V
или Ti—Al—Мо.
Сплавы системы Ti—Al—V
отличаются весьма высокой пла-
Рис. 25. Влияние Р-стабилизаторов
на механические свойства р-сплавов:
X---X—V; о-----О —Сг; •-----• - Мо
стичностью и вязкостью при
относительно низких значениях
прочностных свойств: <т012 =
= 55-ь60 кгс/мм2, 6 = 15-5-
-4-25%, Ф = 70%; йн = 25-4-28 кгс-м/см2. На основе этой системы
разработан американский сплав Ti—2,5А1—16V.
С точки зрения повышения прочности легирование хромом
можно считать наиболее целесообразным, однако в процессе старе-
ния таких сплавов уже на ранних стадиях старения может по- -
явиться интерметаллид TiCr2, вызывающий охрупчивание. По-
скольку легирование изоморфными [3-стабилизаторами замедляет
1 Данные получены инж. Л. А. Ивановой.
77
реакцию Выделения интёрметаллида, при создании (3-сплавой
обычно наряду с добавками хрома используется легирование вана-
дием или молибденом либо одновременно ванадием и молибденом
(отечественные сплавы ВТ15, ТС6; американский сплав B-120VCA).
Как все металлы с ОЦК-решеткой, р-сплавы чрезвычайно чув-
ствительны к воздействию примесей внедрения: О, С, N. Даже
небольшое увеличение содержания этих примесей, вполне допусти-
мое для а- или а 4- р-сплавов, может привести к резкому снижению
ударной вязкости, пластичности, термической стабильности 13-
сплава. Как следует из табл. 26, увеличение содержания примесей
Т а б л и ц а 26. Механические свойства Р-сплава типа B-120VCA,
изготовленного с использованием различных шихтовых материалов
внедрения в сплаве, вносимых с шихтовыми материалами, вызывая
незначительное повышение прочности, приводит к снижению вели-
чины относительного удлинения и относительного сужения
в 1,5'раза, величины ударной вязкости почти в 5 раз. Кроме того,
в сплаве, выплавленном на шихтовых материалах повышенной
чистоты, (3-фаза может быть зафиксирована не только при закалке
в воду, но и при охлаждении на воздухе, тогда как в сплаве, изго-
товленном с применением обычных шихтовых материалов, при
охлаждении на воздухе происходит частичный распад (3-фазы.
Вследствие этого при' выплавке р-сплавов следует использовать
особо чистые шихтовые материалы.
Характерной особенностью р-сплавов, обработанных на твер-
дый раствор, является малый разрыв между значениями предела
прочности и предела текучести и весьма низкое значение равномер-
ного удлинения. Однако это не означает, как можно было бы пред-
78
положить, что 0-сплавам свойственно малое физическое упрочне-
ние. Как следует из рис. 26, где приведена истинная диаграмма
растяжения для а- и [3-сплавов титана, у р-сплавов значительное
упрочнение наблюдается и на стадии сосредоточенной деформации.
Это приводит к получению широкой зоны сосредоточенной дефор-
мации по длине образца. В отличие от а-сплавов у р-сплавов даже
после образования шейки при дальнейшем увеличении нагрузки
деформация протекает не только в шейке, но и в соседних областях,
что предопределяет получение высоких характеристик пластич-
ности.
Рис. 26. Истинные и условные диаграммы растяжения
для а-сплава с а012== 75 кгс/мм2 (•—®) и 0-сплава
с а012’ = 80 кгс/мм2 (о —о)
Обработанные на твердый раствор 0-сплавы с минимальным
содержанием^ примесей по сравнению с а- или а ф- р-сплавами,
имеющими /равный предел текучести, обладают значительно более
высокой пластичностью, вязкостью (табл. 27), а также большей
деформационной способностью при таких видах испытания, как
сжатие, кручение, срез, изгиб, статическое вдавливание. Прочност-
ные характеристики 0-сплавов могут быть существенно повышены
за счет старения, приводящего к распаду 0-твердого раствора.
Исследованию процессов распада нестабильной 0-фазы в 0-спла-
вах титана посвящено значительное количество работ, обзор боль-
шинства которых сделан в монографии А. К. Вульфа [16]. В ре-
зультате исследований отечественных и зарубежных 0-сплавов
ВТ15, ТС6, B-120VCA было показано, что кинетика распада мета-
стабильной 0-фазы может быть описана С-образными кривыми
с минимальным инкубационным периодом в интервале температур
500—650° С. В процессе распада 0-фазы выделяются дисперсная
a-фаза, интерметаллид TiCr2 и (по данным некоторых авторов)
в интервале температур 400—450° С co-фаза. При этом С-образная
кривая начала появления интерметаллида TiCr2 во всем темпера-
турном интервале старения параллельно смещена относительно
79
Т а б л и ц a 27. Механические свойства а-, а + 0- и р-сплавов
с пределом текучести 80—90 кгс/мм2
Тип сплава Относи- тельное удли- нение б, % Относи- тельное сужение % Ударная вязкость а , н’ кге- м/см2 Прогиб при испы- тании пластины на статическое вдав- ливание (проба Эриксена) f, мм Критический диаметр оправ- ки при испыта- нии широкой пробы на изгиб, выраженный ве- личиной, крат- ной толщине пробы t
а 10—15 * 30—40 3-5,4 0—6,0 8—10
8—3 20—30
а + ₽ 12—18 * 35—50 4-9 6—9 6—8
6—14 10—25
₽ 13—15 52—68 15—20 19—22 (разрушения нет) 3,0—3,5
* в менателе числителе указаны свойства сплавов в мелкозернистом состоянии, в зна- — в крупнозернистом
кривой начала появления a-фазы, т. е. во всем исследованном
интервале температур a-фаза является первичной фазой, а интер-
металлид — вторичной. Наблюдаемое в процессе старения интен-
сивное повышение прочности и твердости р-сплава связывают
с появлением в структуре дисперсных частиц a-фазы, а также со-
фазы. Однако в литературе отсутствуют данные, отражающие зако-
номерности изменения механических свойств р-сплавов при старе-
нии и связь их со структурными превращениями. Авторами сов-
местно с д-ром техн, наук А. М. Паршиным было проведено под-
робное исследование характера изменения механических свойств,
структуры и фазового состава в процессе длительного старения
в широком интервале температур р-сплава с электронной концен-
трацией 4,25 эл./г-атом, полученного за счет делегирования амери-
канского сплава B-120VCA молибденом и цирконием [69].
Построенная диаграмма изотермического распада p-фазы суще-
ственно отличается от известных диаграмм р-сплавов подобных
композиций (рис. 27). Так, было показано, что при старении
сплава в интервал? температур 300—650° С ведущей фазой в про-
цессе распада является a-фаза и лишь впоследствии из обогащен-
ного p-твердого раствора выделяется интерметаллид TiCr2, тогда
как при старении сплава в интервале температур 700—750° С
ведущей фазой в процессе распада является интерметаллид. Кроме
того, во всем исследованном интервале температур co-фаза не была
обнаружена. Исследования сплава с помощью электронного ми-
кроскопа позволили установить определенные изменения в струк-
туре, отображающие протекание ранних стадий распада р-твер-
дого раствора; образование зон предвыделения, предшествующих
началу выделения обособленной a-фазы (кривая НО, рис. 27).
80
Сопоставление изменения механических свойств сплава в про-
цессе старения с изменением структуры показало, что наиболее
интенсивное понижение пластичности и особенно ударной вязко-
сти происходит тогда, когда в микроструктуре еще не обнаружи-
ваются частицы а-фазы и тем более интерметаллида TiCr2. Для
иллюстрации на рис. 28, где приведены кривые изменения ударной
вязкости в зависимости от длительности старения в интервале
температур 300—800° С, нанесены кривые АБ и ВГ, отражающие
начало появления соответственно а-фазы и интерметаллида TiCr2.
Как видно из приведенных данных, ударная вязкость претерпевает
Рис. 27. Диаграмма структурных
превращений в Р-сплаве титана:
АБ — начало выделения а-фазы;
В Г — начало выделения интерме-
таллида TiCr2; ДЕ —верхняя тем-
ператураня граница существования
a-фазы; /КЗ — верхняя температур-
ная граница существования интер-
металлида Ti'Cr2; ИК — начало
растворения a-фазы; ЛМ — начало
растворения интерметаллида TiCr2;
НО — заключительная стадия обра-
зования зон предвыделений а-фазы
резкие изменения задолго до того момента, когда обнаруживаются
продукты распада p-твердого раствора в виде обособленных частиц.
Существенное повышение твердости и прочности исследуемого
сплава во времени практически совпадает с началом обнаружения
частиц а-фазы. Однако трудно предположить, что выпадение
весьма небольшого количества частиц а-фазы уже обусловило зна-
чительное твердение сплава. По-видимому, повышение прочности
в процессе старения нужно в основном связывать со структурными
превращениями, протекающими на стадиях, предшествующих
обособлению равновесных частиц а-фазы. Выпадение фазы TiCr2 не
оказывает существенного влияния на прочностные характеристики
сплава, но приводит к снижению пластических свойств и ударной
вязкости.
Максимальное повышение прочностных свойств и твердости
исследуемого сплава (как и большинства промышленных р-спла-
вов титана) наблюдается в результате старения при 500° С. Анализ
изменения механических свойств сплава в результате старения
при этой температуре (рис. 29) показал, что на начальной стадии
старения в первую очередь происходит интенсивное снижение
ударной вязкости при практической неизменности характеристик
пластичности и прочности. При увеличении длительности старения
81
наряду с дальнейшим снижением ударной вязкости начинается
снижение пластических характеристик (особенно сужения), а также
истинного сопротивления разрыву и только по истечении 10 ч обна-
руживается твердение сплава и повышение прочностных характе-
ристик. Раннее снижение ударной вязкости и пластичности при
отсутствии твердения наблюдается и при более низких температу-
рах.
Таким образом, при необходимости использования таких ка-
честв р-сплавов, как высокая ударная вязкость, пластичность,
Рис. 28. Изменение ударной вязкости
Р-сплава в зависимости от темпера-
туры и длительности старения: А —
начало выделения a-фазы; В — начало
выделения интерметаллида TiCr2
Рис. 29. Характер изменения меха-
нических свойств Р-сплава в зависи-
мости от длительности старения при
500° С
технологичность, следует применять их в закаленном состоянии,
избегая длительных нагревов выше 350—400° С, могущих привести
к снижению указанных характеристик. Для получения высокой
прочности (до 140 кгс/мм2) следует использовать закалку и старе-
ние в интервале температур 480—520° С, учитывая, однако, что
после старения» р-сплавы имеют довольно низкие характеристики
пластичности (6 = Зн-5%).
Механические свойства сварных соединений из р-сплавов с нор-
мированным содержанием примесей непосредственно после сварки
практически находятся на уровне основного металла. Однако ста-
рение сварных соединений с целью повышения прочности может
привести к охрупчиванию металла шва и околошовной зоны. Это
82
Таблица 28. Отечественные сплавы с нестабильной [3-фазой
Область применения 1 Штампосварные кон- струкции, работающие длительно при темпе- ратурах до 150—250°С и кратковременно до 750—800° С То же 1 Коррозионно-стойкий । материал для аппарату- 1 ры, подвергающейся 1 при повышенных темпе- ратурах воздействию агрессивных сред, со- держащих серную, со- ляную и муравьиную кислоты
| Механические свойства SWO/W эам нв 5—10 1 1 |
& 35—55 1 11—22 |
о 12—25 4 Tj< 1 1—10 00
а О и S г £ 88—102 135—150 140—150 1 140—170 сч 00
8 000— 9 000 11 500 11 500 i 1 11 500 11 500
Термо- обработка Закалка Закалка и старение ' Закалка и старение Закалка i и старение Отжиг i
Вид полу- 1 фабриката Лист Лист i Пруток Листы, ленты, фольга, поковки, штамповки, трубы 1
Состав сплава 3 А1—7 Мо—И Сг 4 3 Al—5 Мо—6 V— 11 Сг 1 3 А1—7 Мо— 5,5 Сг—3 Fe 30 Мо (опытный сплав) /
Марка сплава ВТ15 ТС6 ИВТ-1 4201
83
Т а б л и ц а 29. Зарубежные сплавы с нестабильной {5-фазой
Обпасть применения 1 Высокопрочные крепеж- ные детали Высокопрочные крепеж- ные детали; детали космиче- ских аппаратов; сотовые па- нели
Механические свойства «Г о? о о 1 ° ' 20 4-8
°0>2’ кгс/мм2 91,6 116,0 S § •—и 120—150
°в> кгс/мм2 73,8 126,6 177 150 1 80—95 130—160
S ’ S 10 500 16 500 14 200 14 800
Термо обработка Отжиг Закалка и старение Закалка Закалка и старение * Закалка Закалка и старение
Вид полу- фабриката 4 Листы* Пруток Лист
Состав сплава 2,5 А1—16 V 1 А1—8 V—5 Fe 3 А1—13 V—11 Сг
11,5 Мо—6 Zr— Пруток Закалка — 65—75 60—70 — Высокопрочные крепеж-
4,5 Sn Закалка — 140—160 130—140 7—11 ные детали
и старение
84
связано с неравномерным протеканием процесса старения вслед-
ствие значительной химической неоднородности металла указан-
ных зон, образующейся из-за развивающейся в шве интенсивной
внутридендритной ликвации.
Сплавы с нестабильной p-фазой в промышленности пока не
используются столь широко, как а- или а ф р-сплавы. Это свя-
зано с рядом причин: высокий удельный вес, более высокая стои-
мость, трудность технологии производства с целью обеспечения
минимального содержания примесей и т. д. Механические свой-
ства отечественных и зарубежных сплавов с нестабильной фазой
приведены в табл. 28, 29.
5. Некоторые закономерности изменения
механических свойств титановых сплавов
при увеличении их предела текучести
Повышение прочностных характеристик металлов и сплавов
в общем случае достигается за счет создания в кристаллической
решетке различного рода препятствий, затрудняющих перемеще-
ние дислокаций, т. е. осуществление пластической деформации.
Поэтому независимо от способа упрочнения (легирование, наклеп,
дисперсионное твердение и т. п.) рост прочности, естественно, со-
провождается уменьшением пластичности. Степень снижения пла-
стичности зависит от способа упрочнения. Попытка повышать проч-
ность стали только за счет легирования приводит к значительному
снижению пластичности и вязкости при достижении предела теку-
чести около 60 кгс/мма [26]. Повышение прочности стали с сохра-
нением достаточно высокой пластичности возможно за счет приме-
нения улучшающей термической обработки. Тем не менее, при са-
гЛых оптимальных методах упрочнения снижение пластичности и
вязкости — закономерное явление.
У титановых сплавов эта закономерность прослеживается еще
более четко, так как они не поддаются' улучшающей термической
обработке.
Известно, что рост «служебной» прочности материала не всегда
сопутствует росту предела текучести или предела прочности. Па-
раллельность увеличения лабораторной и конструктивной проч-
ности наблюдается до тех пор, пока запас пластичности относи-
тельно высок и достаточен для сглаживания пика напряжений
в концентраторах за счет местной пластической деформации. В про-
тивном случае прочность реальных деталей или конструкций ока-
зывается ниже, чем следовало бы ожидать исходя из роста проч-
ностных свойств, полученных на образцах. В связи с этим выбор
материала для того или иного типа детали или конструкции дол-
жен производиться с учетом не только его прочности, но и пластич-
ности и вязкости. При этом задача конструктора по выбору необ-
ходимого ему титанового сплава может быть облегчена тем, что
между пределом текучести и характеристиками пластичности,
вязкости, сопротивления срезу существуют определенные зависи-
85
мости, которые позволяют прогнозировать их уровень по известным
значениям предела текучести.
На рис. 30 показаны результаты испытаний на растяжение и
динамический изгиб бинарных и многокомпонентных сплавов, ис-
Рис. 30. Зависимость относительного удли-
нения (а), относительного сужения (б) и
ударной вязкости (в) а-(1) и а + Р-спла-
вов (2) от предела текучести
(X—в—мелкое зерно; О—крупное зерно)
ключая сплавы, содержащие
элементы, которые значитель-
но охрупчивают материал и
практически не влияют на его
прочность (кремний, водород,
сера и т. п.). Все сплавы были в
отожженном состоянии, чтобы
исключить из рассмотрения
заведомо хрупкие состояния.
Структура исследуемых прут-
ков представлена двумя ти-
пами: мелкозернистая струк-
тура, полученная за счет
ковки в а- и а (- р-областях
икрупнозернистая структура,
полученная за счет перегрева
тех же прутков в р-области.
Независимо от системы
легирования и фазового со-
става отожженных сплавов,
все результаты их испытаний
образуют единую, генераль-
ную совокупность в виде по-
лосы, снижающейся по мере
увеличения предела теку-
чести. Верхняя граница по-
лосы представляет собой мак-
симальные значения пластич-
ности, которых, в принципе,
возможно достичь при том
или ином уровне прочности,
и является таким образом
«оптимальной линией» ме-
талла. Обеспечить пластич-
ность сплава на уровне, близ-
ком к оптимальной линии,
удается лишь на малогабаритных изделиях с хорошо прора-
ботанной структурой. При этом из-за естественного рассеяния ре-
зультатов, обусловленных колебаниями содержания легирующих
элементов и примесей, не идеальной идентичностью условий вы-
плавки, ковки и отжига и др., фактические значения б и ф обычно
располагаются в пределах некоторой полосы, лежащей ниже опти-
мальной линии; нижняя граница ее характеризует минимальный
уровень пластичности, который может быть получен при том или
86
ином значении предела текучести. Обычно такие значения относи-
тельного удлинения и сужения наблюдаются на литых изделиях,
крупных поковках, толстых плитах и т. п.
По рис. 30 можно определить, какой уровень пластичности
можно ожидать на изделиях из титановых сплавов в зависимости
от их предела текучести, а также структуры полуфабриката. При
изготовлении полуфабрикатов с мелкозернистой структурой ха-
рактеристики пластичности (главным образом, относительное су-
жение) у а + р-сплавов будут выше, чем у а-сплавов. Однако при
переходе к крупнозернистой, p-превращенной структуре уменьше-
ние пластичности при повышении предела текучести у а 4- Р-спла-
вов значительно больше, чем у а-сплавов. Так, при крупнозерни-
стой структуре пластичность а 4- р-сплавов с пределом текучести
около 80 кгс/мм2 становится весьма низкой. При этом относитель-
ное сужение гладких образцов становится меньше относительного
сужения надрезанных образцов с мелкозернистой структурой (на
рис. 30, ^приведена зависимость относительного сужения в надрезе:
радиус надреза 0,1 мм, глубина 1,5 мм; угол раскрытия 60°, вну-
тренний диаметр 5 мм). Относительное сужение в надрезе так же,
как и на гладких образцах, уменьшается с увеличением предела
текучести. В соответствии с пластичностью уменьшается и ударная
вязкость. Пластичность и вязкость, оцениваемые по стандартным
характеристикам, обычно применяемым при сдаче полуфабрикатов,
у сплавов с пределом текучести до 95—100 кгс/мм2 находятся на
достаточно высоком уровне. Однако при ужесточении условий
нагружения пластичность уменьшается более значительно.
На рис. 31 приведены результаты испытания образцов в пло-
ском напряженном состоянии: на загиб проб толщиной 12 мм и
шириной 60 мм, а также на осесимметричный изгиб (проба Эрик-
сена) пластин размером 12x250x250 мм. Критерием пластичности
при испытании на загиб служил критический диаметр оправки,
выраженный через величину, кратную толщине пробы, при кото-
ром проба загибалась на 180° без разрушения, а при испытании
на осесимметричный изгиб — величина прогиба пластины до появ-
ления трещины. Как видно из рисунка, критический диаметр
оправки увеличивается с ростом предела текучести и при о0,2 =
= 90-3-100 кгс/мм2 кривые DKP = f (о0,2) устремляются в область
неопределенно больших диаметров, т. е. пластичность в плоском
напряженном состоянии становится исключительно малой. При
испытании на осесимметричный изгиб этому моменту отвечает раз-
рушение с минимальным или равным нулю остаточным прогибом.
Таким образом, в плоском напряженном состоянии сплавы могут
оказаться практически хрупкими, в то время как в линейном
напряженном состоянии они обладают определенной пластич-
ностью. Одна из возможных причин этого заключается в том,
что характеристики сопротивления малым пластическим деформа-
циям (о012) и сопротивления разрушению (SK) при легировании
или другом методе упрочнения изменяются не в равной мере.
87
Величина SK хотя и повышается с ростом предела текучести,
но увеличению о0,з в 5 раз соответствует увеличение SK только
в 1,3—1,4 раза, считая по максимальным значениям (рис. 32).
В большинстве случаев SK увеличивается меньше, чем в 1,3—
1,4 раза или даже уменьшается. Величина SI( является комплекс-
ной и зависит от предела текучести, способности материала к де-
формационному упрочнению, главным образом от величины отно-
сительного сужения. Относительное сужение уменьшается с уве-
Рис. 32. Взаимосвязь между пределом
текучести а- и а + 0-сплавов титана и
величиной предела прочности гладких —
<тв. г (О) и надрезанных — ов н (А) об-
разцов, истинным сопротивлением разру-
шению — SK (X), сопротивлением среза —
Тер (♦) и максимальным напряжением
кручения — ттахкр(О)
личением предела текучести
и это, очевидно, оказывается
решающим фактором, опре-
Рис. 31. Зависимость критического
диаметра оправки при испытании
широкой гибовой пробы на загиб
(О,р; /) и величины прогиба при
испытании пробы Эриксена (/.мм; 2)
от предела текучести •—Й — ос-
сплавы; О—О —а + 0-сплавы
Известно, что в плоском напряженном состоянии сопротивление
пластической деформации увеличивается по сравнению с одноос-
ным примерно на 15%. В то же время возникновение и развитие
дефектов в плоском напряженном состоянии происходит энергич-
нее, чем в линейном. В связи с этим сплавы, проявляющие опреде-
ленную пластичность при испытании на растяжение цилиндриче-
ских образцов, разрушаются с ничтожной остаточной деформацией
в плоском напряженном состоянии.
Уменьшение разрыва между значениями о0,2 и SR по мере повы-
шения прочности сплава означает, что способность материалов
к перегрузкам уменьшается с ростом их предела текучести. Дей-
ствительно, если в качестве расчетной характеристики исполь-
зуется предел текучести или временное сопротивление разрыву, то
перегрузка сверх этой величины у конструкции, выполненной из
малопрочного сплава (с большим разрывом между о0,3 и SK),
88
вызывает ее деформацию, в то время как конструкция из вы-
сокопрочного сплава с малым разрывом между о02 и SK при та-
кой же перегрузке разрушается. Очевидно, что точность проекти-
рования и расчета должна повышаться с ростом прочности исполь-
зуемых материалов.
Следует отметить, что диспропорция наблюдается не только
между а0,2 и SK, но и между такими характеристиками, которые
непосредственно не связаны с пластичностью, в частности сопро-
тивлением срезу. Как следует из рис. 32, сопротивление срезу тср,
определяемое при испытании на двойной срез, увеличивается
в 2—2,5 раза при увеличении предела текучести примерно в 5 раз.
Эмпирическая зависимость между тср и оп , может быть пред-
ставлена в виде:
тср - 18 -И О,523сго,2-
С достаточной для практики точностью определение тср можно
производить по этой формуле при известных значениях предела
текучести.
Не наблюдается более простой зависимости между тср и а„ или
тср и SK (рис. 32). Близкое соответствие имеется между тср и ттах
при испытании на кручение. Касательные напряжения в момент
2МкР
разрушения при кручении, определенные как ттах= доста-
точно близко ложатся около полосы значений тср.
Таким образом, повышение прочности у титановых сплавов
так же, как и у других конструкционных материалов, вызывает
снижение характеристик пластичности в линейном и особенно
в плосконапряженном состоянии. Одновременно наблюдается
уменьшение разрыва между о0,з и SK, а также диспропорции
между увеличением истинного сопротивления разрыву и предела
текучести, сопротивления срезу, момента кручения. Указанные
зависимости у титана выглядят более четко, чем, например,
у стали, поскольку повышение прочности титановых сплавов как
за счет легирования, так и за счет термической обработки не со-
провождается изменением тонкой структуры,
Изменения тонкой структуры титановых сплавов можно достичь
за счет использования.термомеханической обработки: в этом случае
может быть получена значительно более высокая прочность при
тех же характеристиках пластичности, как и после обычной термо-
обработки (табл. 30 [11]). Кроме того, существенное повышение
пластических характеристик при различных видах испытаний
можно получить при переходе на сплавы с другой основой: 13-
сплавы, обработанные на твердый раствор. В связи с этим свойства
сплавов этой груп-пы не укладываются в зависимости, приведенные
на рис. 30—32. Приведенные зависимости механических свойств
сплавов титана от уровня их прочности необходимо учитывать
конструктору при выборе сплава по стандартным характеристикам
на основании справочных данных, где, как правило, приведены зна-
89
1 30 Л ИЦЗ <5U. ЪрЯВНИТСЛЬНЫе Данные иены 1 diinn ииразцио сплавив
ВТЗ-1, ВТ8 н ВТ14, подвергнутых обычной упрочняющей термической
обработке и ВТМО [II]
Режим обработки Механические свойства (20° С)
%, кгс/мм2 «, % п>. % ан, KIC м/см2
Сплав ВТЗ-1
Закалка с 850° С и отпуск при 550° С — 5 ч 115 10 48 3,8
ВТМО с 850° С и отпуск при 500° С — 5 ч 146 10 45 3,2 -
Сплав ВТ8
Закалка с 880° С и отпуск при 590° С — 2 ч 116 15 43 —
ВТМО с 920° С и отпуск при 590° С — 2 ч 140 12 50 3,6
Сплав ВТ14 •
Закалка с 880° С и отпуск при 480° С — 12 ч 116,5 10 37 4,5 ’
ВТМО с 850° С и отпуск при 480° С — 12 ч 127 10 39 4,5
чения прочности и пластичности в линейном напряженном со
стоянии. В тех случаях, когда нет насущной необходимости в ис-
пользовании материала с высокой прочностью, может быть целесо-
образным применение материала средней или низкой прочности, но
обладающего большей величиной истинного сопротивления раз-
рыву и более высокой Пластичностью в плоском напряженном
состоянии. Необходимо учитывать также возрастание чувствитель-
ности к концентраторам напряжений при повышении прочности
сплавов титана. Вследствие этого использование высокопрочных
сплавов требует осторожного подхода к оформлению сложных кон-
струкционных узлов с целью избежания резких переходов в сече-
ниях, наличия надрезов, нескругленных отверстий и др.
ГЛАВА III. МЕХАНИЧЕСКИЕ И ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ ПРИ РАЗЛИЧНЫХ ТЕМПЕРАТУРАХ
1. Температурная зависимость механических свойств
нелегированнсго титана
Зависимости механических свойств от температуры у титана
и других металлов в основном аналогичны между собой, однако
имеются и некоторые особенности, которые могут быть выявлены
при сравнении результатов испытаний, проведенных в одинаковых
условиях.
Рис. 33. Температурная зави-
симость прочностных харак-
теристик (/ — <т0,2; 2 — ав;
3 — lgcrB; 4 — юо%)
О'В
нелегированного титана;
ф-----• — йодидный титан;
О-----О —технический ти-
тан (ВТ 1-00)
На рис. 33 и 34 привед ны результаты испытаний йодидного ти-
тана, титана марки ВТ1-00, армко-железа (ОЦК-металл), никеля
и алюминия (ГЦК-металлы). Испытания указанных материалов
проводились в одинаковых условиях: образцы диаметром 5 X 25 мм,
скорость движения захватов 0,2 мм/мин, нагрев на воздухе, охла-
ждающие жидкости — азот или смеси азота с бензином.
На графике зависимости 1g оЕ — t °C наблюдаются два перегиба
разделяющих три температурные области: область низких темпе-
ратур I — ниже 100—150° С, область средних температур II —
от 100—150 до 450—500° С, область высоких температур III —
от 450—500° С до
91
В области низких температур предел текучести титана обоих
сортов увеличивается по мере охлаждения, причем в значительно
большей степени, чем пределы текучести ГЦК-металлов (никеля,
алюминия). Вместе с этим, подобно ГЦК-металлам и в отличие от
ОЦК-металлов, при охлаждении у титана существенно увеличи-
вается разница между Оо,2 и ов.
В области средних температур прочностные свойства титана
зависят от температуры в меньшей степени. Абсолютная величина
разности между о0,2 и ов практически не меняется. В этом отноше-
нии титан существенно отличается от ОЦК-металлов (железа,
ванадия и др.), у которых в области средних температур вследствие
ярко выраженного явления деформационного старения разница
между пределом текучести и временным сопротивлением резко
увеличивается. У титана это явление обнаруживается только по
изменению относительной величины СТц~~СТ(|'2 100%, которая в об-
ласти средних температур резко возрастает (см. рис. 33).
В высокотемпературной области обе характеристики прочности
интенсивно уменьшаются при повышении температуры испытания.
При температурах, близких к температуре полиморфного превра-
щения, сопротивление деформированию настолько мало, что не
поддается определению на стандартном оборудовании (образцы
разрушаются подвесом захватов). Измерения на более чувствитель-
ном оборудовании, а также определение таких характеристик, как
твердость, давление истечения и т. п., показывают, что сопротив-
ление деформации титана при переходе в p-область скачком снижа-
ется почти в 3 раза.
Температурная зависимость характеристик пластичности,
определяемых при растяжении гладких цилиндрических образцов
(относительное удлинение и относительное сужение), представлена
на рис. 35.
92
При низких температурах (—196° С) пластичность мелкозерни-
стого титана высокой степени чистоты находится на весьма высоком
уровне: ф — около 80%, 6 — около 60%. При повышении темпе-
ратуры до 500° С, относительное сужение практически не меняется.
С дальнейшим повышением температуры испытания относительное
сужение увеличивается и при температурах выше 700° близко
к 100% (образец вытягивается в иглу). Более сложна температур-
ная зависимость относительного удлинения. При повышении тем-
пературы от—196 до +500° С (т. е. в пределах низко- и среднетем-
Рис. 35. Температур-
ная зависимость харак-
теристик пластичности
йодидного (/, 3, 5) и
технического (2, 4) ти-
тана:
I, 2—6, %, з, 4 — г|>,
% , 5 — 6равн. %
пературных областей) относительное удлинение непрерывно умень-
шается, достигая при 500° С значений ~20%. Дальнейшее повы-
шение температуры испытаний сопровождается интенсивным ро-
стом относительного удлинения. Максимальных значений эта ха-
рактеристика достигает при температурах, близких к температуре
полиморфного превращения. При переходе в p-область величина
удлинения уменьшается. В изложенных данных более детального
анализа заслуживают два явления, а именно: уменьшение вели-
чины относительного удлинения при повышении температуры ис-
пытания от —196 до +500° С, а также при нагреве выше темпера-
туры а —» p-превращения. Оба явления иногда истолковываются
как «провалы» пластичности. Между тем, обширный практический
опыт показывает, что деформируемость титана при 400—500° С
при выполнении таких операций, как ковка, прокатка, штамповка
и т. п., выше чем при 20° G, а в р-области — практически не огра-
ничена. Кроме того, высокие значения относительного сужения
как при —196° С, так и при +500° С и особенно в P-области, ука-
зывают на значительные запасы пластичности несмотря на разные
значения относительного удлинения. В связи с этим «провалы»
относительного удлинения следует рассматривать как особенности
процесса формоизменения цилиндрических образцов при растяже-
нии.
93
Определение равномерной доли деформации на образцах, испы-
танных при различных температурах, показывает (рис. 35), что
равномерное удлинение нелегированного титана при —196° С
имеет максимальные значения, уменьшается при повышении тем-
пературы и достигает минимальных значений при 500° С. Более
наглядно характер формоизменения растягиваемых образцов ти-
тана представлен на рис. 36, где показано увеличение относитель-
ного сужения площади поперечного сечения по всей длине рабочей
части по мере увеличения степени растяжения. Из рисунка сле-
дует, что при 500° С деформация с самого начала растяжения имеет
локальный характер. Явно выраженная шейка возникает уже при
растяжении на 6—8%, а последующее удлинение образца проис-
ходит за счет ее развития. В области низкйх температур, в част-
ности при —100° С, изменение формы образца даже прифастяже-
нии на 20—26% имеет достаточно равномерный характер. Известно,
что способность металлов к равномерному распределению деформа-
ции по длине образца прямо связана со способностью к физиче-
скому упрочнению при деформировании.
Очевидно, что переход от практически равномерней деформа-
ции при низких температурах к локализованной при средних тем-
пературах вызван уменьшением способности титана к физическому
упрочнению. Вследствие этого уменьшается равномерная дефор-
мация и полное удлинение. Подобная зависимость равномерной и
полной деформации от температуры испытания наблюдается и на
других металлах. В частности (рис. 37), у Al, Ni, Pb повышение
температуры сопровождается уменьшением 6 и фравн с одновремен-
ным ростом ф. У железа это явление выражено менее явно из-за
хладноломкости. Из этих данных следует, что о действительном
охрупчивании свидетельствует одновременное уменьшение 6 и ф.
Уменьшение 6 при росте или неизменности ф указывает лишь на
уменьшение способности к упрочнению.
У титана признаки перехода в хрупкое состояние наблюдаются
при температурах значительно ниже —196° С. По данным [64],
понижение температуры испытания от —196 до —258,8° С сопро-
вождается уменьшением 6 и ф, причем 6 уменьшается от 73 до
48%. Однако полное охрупчивание (хладноломкость) титана в об-
ласти практически достижимых температур не наблюдается.
На температурной зависимости 6 (%) в рассматриваемом интер-
вале температур (низких и средних) заслуживает внимания неко-
торый рост 6рави и 6ПОЛН при переходе из области низких в область
средних температур. Приросту 6равн и 8ЛОЛН соответствует «горб»
на зависимости -<Тв~~?0’2 100% от температуры (см. рис. 33). Ука-
Ub
занное явление наблюдается как на йодидном титане, так и на
различных сортах технического титана и, по мнению ряда исследо-
вателей, связано с протеканием особого внутриструктурного про-
цесса — деформационного старения, подобного упрочнению
в металлах с ОЦК-решеткой. Таким образом, при повышении
94
по длине образца (Z) в зависимости от степени рас-
тяжения (6) при —100 и +500° С
Рис. 37. Температурная зависимость характеристик
пластичности (6, -ф, 1рр) железа (а), никеля (б),
свинца (в), алюминия (г)
95
температуры от криогенных до 500“ С деформационное упрочнение
непрерывно уменьшается, но при 200—400° С (особенно при
300° С) имеет место иной вид упрочнения — деформационное ста-
рение. Общее снижение б при повышении температуры до 500° С
не связано с потерей пластичности, а отражает уменьшение устой-
чивости пластической деформации.
Переход в область высоких температур выше 500° С, приводит
к качественно новым изменениям в процессе формоизменения рас-
тягиваемого образца. Повышение диффузионной подвижности
атомов сопровождается снижением сопротивления деформации,
активным протеканием отдыха и рекристаллизации. Равномерная
деформация в этих условиях также отсутствует, но шейка стано-
вится менее локализованной, распространяясь на значительную
часть образца. Деформация металла становится подобной дефор-
мации аморфных тел («тягучесть», по выражению С. И. Губкина).
Важно отметить, что величина удлинения в данной области темпе-
ратур существенно зависит от длины образца — на коротких
образцах шейка развита по всей длине и удлинение имеет высокие
значения, а на длинных образцах шейка той же протяженности ох-
ватывает уже не всю рабочую часть, что приводит к меньшим зна-
чениям относительного удлинения. Так, при 800° С относительное
удлинение образцов йодидного титана с 5-кратной длиной рабочей
части составило 123%, а на 10-кратных образцах — 62%. Таким
образом, в высокотемпературной области величина относительного
удлинения является не только характеристикой металла, но и
характеристикой, относящейся к конкретному типу образца.
При испытании в p-области относительное удлинение несколько
уменьшается. Отсутствие каких-либо признаков хрупкого разру-
шения по данным металлографического анализа испытанных об-
разцов, высокое относительное сужение и ряд других фактов поз-
воляют считать, что это явление не связано с каким-либо видом
хрупкости, а обусловлено переходом к новому типу кристалличе-
ской структуры — от ГПУ-решетки а-титана к ОЦК-решетке
р-титана.
Если сопоставить вид температурной зависимости б и ф в высо-
котемпературной области у титана и других металлов, то можно
отметить дополнительные данные, подтверждающие, что снижение
б при переходе в p-область не связано с каким-либо охрупчиванием.
Действительно, переход в хрупкое состояние — красноломкость
железа, горячеломкость из-за межзеренного разрушения у никеля—
сопровождается одновременным уменьшением б и ф. С другой сто-
роны, у свинца и алюминия, не имеющих подобных видов хрупко-
сти, б может изменяться в широких пределах при постоянных зна-
чениях ф.
Подводя итог изложенному, следует заключить, что нелегиро-
ванный титан в практически доступном интервале температур не
склонен к каким-либо видам хрупкости, свойственным многим кон-
струкционным материалам. 4
96
Вид температурной зависимости характеристик прочности и,
особенно, пластичности может существенно изменяться при за-
грязнении примесными элементами и наклепе. При этом основные
изменения происходят в низкотемпературной и среднетемператур-
ной областях.
Присутствие примесей, в частности О2 и N2, приводит к значи-
тельному росту а0,2 и ав- Вместе с этим сокращается разрыв между
ними, что указывает на исчерпание способности к деформацион-
ному упрочнению. В результате этого уменьшается бравн и бполи,
Рис. 38. Влияние примесей (а) и наклепа (б)’на вид температурной зависимости
характеристик пластичности титана:
• —• — йодидный титан; О—О — ВТ1-2;----—0%; д—д — 10%; О—-—О —30%;
□ —---□ —50%
а температурная зависимость этих характеристик у загрязненного
и высокочистого сортов титана становится различной. Как следует
из рис. 38, а, переход от йодидного титана к титану марки ВТ1-2,
весьма загрязненному примесями, приводит к резкому уменьшению
б при —196° С. При более высоких температурах степень снижения
б из-за примесей уменьшается. В связи с этим зависимость б — i°C
приобретает вид кривой, повышающейся с ростом температуры.
Аналогичное влияние, по данным Ямана Тешимура, оказывает и
наклеп (рис. 38, б).
Таким образом, в зависимости от содержания примесей и на-
клепа б может увеличиваться при понижении температуры или
уменьшаться. Следует отметить, что у титана, производимого
в последние годы (ВТ1-00, ВТ1-0), охлаждение сопровождается рос-
том б (см. рис. 35). Это обстоятельство можно с успехом использо-
вать для осуществления гибки, навивки и других операций с обес-
7 Б. Б. Чечулин и др.
печением равномерного распределения деформаций по загнутым
участкам (например, гибка труб,заполненных льдом, на малые
радиусы).
2. Влияние легирования
на прочностные свойства титановых сплавов
при различных температурах
На рис. 39 показано влияние алюминия, как наиболее распро-
страненного легирующего элемента, на предел текучести титана
при низких, средних и высоких температурах.
В области низких температур, в частности при —196° и —100°С,
уже первых два процента введенного алюминия повышают предел
текучести примерно на 6—8 кгс/мм2. Дальнейшее увеличение со-
держания алюминия в сплаве приводит к более интенсивному
упрочнению. При введении 5—6% алюминия предел текучести
сплава примерно в два раза больше, чем у нелегированного титана.
При повышении содержания алюминия от 6 до 8% эффект упроч-
нения уменьшается, а сплавы, содержащие алюминий более 8%,
переходят в хрупкое состояние — образцы разрушаются на упру-
гой стадии растяжения, не достигая предела текучести. Таким об-
разом, за счет легирования алюминием возможно существенное
повышение о0,2 при низких температурах, однако до определенного
предела — не более 120 кгс/мм2 при —196° С, 95 кгс/мм2 при
—100° С и т. д.
В области средних температур охрупчивание не наблюдается
даже у сплава с 10% алюминия, а предел текучести увеличивается
в 6—7 раз. Значительный рост прочности при легировании алюми-
нием наблюдается и в высокотемпературной области (при темпера-
турах выше ф-500° С). При этом, однако, рост прочностных харак-
теристик происходит лишь при введении алюминия до 6—7%.
Дальнейшее увеличение содержания алюминия в сплавах не упроч-
няет их.
Влияние ванадия (наиболее употребляемого после алюминия
легирующего элемента) на прочностные свойства титана при раз-
ных температурах показано на рис. 40.
В низкотемпературной области предел текучести сплавов ти-
тана с 1—2% ванадия на 6—12 кгс/мм2 выше, чем у нелегирован-
ного титана. Однако дальнейшее увеличение содержания вайадия,
от 2 до 6%, практически не упрочняет сплавы в отожженном со-
стоянии. Заметим, что сплавы с содержанием ванадия 1—2% имёли
структуру a-твердого раствора, а в более легированных сплавах
присутствовала [3-фаза. Частицы [3-фазы располагались в основном
у границ зерен, а общее количество ее (5—7%) практически не из-
менялось при увеличении содержания ванадия от 2 до 6%. Оче-
видно, что вводимый сверх 2% ванадий в основном насыщал
[3-фазу, не меняя ее количества. Вместе с этим и прирост предела
текучести был незначительным. При более высоком содержании
ванадия количество [3-фазы увеличивается (17 и 27% соответственно
98
при 8 и 10% ванадия) с соответствующим ростом прочностных
свойств.
В области средних температур заметное упрочнение достигается
при введении 2—3% ванадия. Затем прирост о0,2 прекращается и
вновь увеличивается при введении 8—10% V.
В высокотемпературной области упрочняющее действие вана-
дия ограничивается относительно малыми его количествами, при-
чем, тем меньшими, чем выше температура испытания. Это обстоя-
Рис. 39. Зависимость предела текучести
титановых сплавов от содержания алю-
миния и температуры испытания
Рис. 40. Зависимость предела текучести
титановых сплавов от содержания ва-
надия и температуры испытания
тельство связано со снижением критической'температуры 0 —> а +
4- 0-превращения, при увеличении содержания 0-стабилизирую-
щих элементов в сплавах титана.
Упрочняющее влияние циркония во всех температурных обла-
стях значительно меньше, чем ванадия и тем более алюминия
(рис. 41, а). Заметное упрочнение имеет место при введении 8—10%
циркония, особенно в области средних температур. Примерно ана-
логичным образом влияет на предел текучести титана и олово
(рис. 41, б). В отличие от ванадия оба указанных элемента повы-
шают предел текучести титана не^голько при низких и средних тем-
пературах, но и в области высоких температур.
Представляет интерес рассмотреть упрочняющее действие ле-
гирующих элементов в^многокомпонентных сплавах, в частности
в сплавах* типа Ti—Al — легирующий элемент. Такая система
легирования является наиболее распространенной в промышлен-
ных сплавах.
На рис. 42 показана зависимость предела текучести сплава
Ti—6А1 от содержания таких легирующих элементов, как вана-
7* 99
дий, цирконий и олово. На рисунке представлены данные для низ-
котемпературной области (—100 и +20° С), области средних
(+300° С) и высоких (+600н-+800о С) температур.
Из приведенных данных следует,' что у сплава Ti — 6А1 предел
текучести при введении ванадия в количестве 2—3% увеличивается
Рис. 41. Зависимость
предела текучести ти-
тановых сплавов от со-
держания циркония
(а), олова (б) и темпе-
ратуры испытания
чрезвычайно мало и только при содержании ванадия 4—6% упроч-
нение становится значительным (на 10—20 кгс/мм2). Однако даль-
нейшее увеличение содержания ванадия не приводит к росту пре-
дела текучести. В общем аналогична зависимость предела текуче-
сти сплава Ti — 6А1 от содержания ванадия и при +20° С.
Рентгеноструктурный анализ показал, что в сплавах Ti—6А1—
(1—3)V P-фаза почти отсутствует, в сплаве с 4% ванадия ее
100
количество составляет 7%, а в сплавах с 6—10% ванадия присут-
ствует 14—18% р-фазы.
Из сопоставления фазового состава с изменением предела теку-
чести можно заключить, что существенное упрочнение сплава
Ti—6А1 при легировании ванадием соответствует образованию
в нем достаточно больших количеств р-фазы.
В области средних температур (в частности, при 300° С) также
заметное упрочнение наступает при переходе от а- к а + Р-спла-
вам. Легирование ванадием
в количествах, не превышающих
предела растворимости в р-фазе,
практически не упрочняет
сплав титана с алюминием.
В начале высокотемператур-
ной области (600° С) переход от
а- к а + Р-сплавам по мере уве-
личения содержания ванадия
также сопровождается упрочне-
нием. Однако дальнейшее уве-
личение содержания ванадия
приводит к разупрочнению.
С повышением температуры ле-
гирование ванадием только раз-
упрочняет сплав.
Влияние циркония на пре-
дел текучести титана и сплава
Ti — 6А1 различается тем, что
в присутствии алюминия увели-
чивается эффект упрочнения.
В, частности, в области низких
температур (20—100° С) введе-
ние 6% циркония приводит
Массовая доля легирующих элемен-
Рис. 42. Влияние олова (А—А), вана-
дия (•—•) и циркония (0 — 0) на
предел текучести сплава Ti — 6А1
при разных температурах
к росту предела текучести у ти-
тана на 5—6 кгс/мм2, а у сплава с алюминием — на 10—18 кгс/мм2.
В области средних температур упрочнение при легировании цир-
конием как титана, так и сплава титана с алюминием примерно
одинаково (около 10 кгс/мм2 при введении 6% циркония).
Влияние олова на предел текучести сплава титана с алюминием
в области низких температур не отличается от его влияния на пре-
дел текучести титана: в обоих случаях эффект упрочнения стано-
вится заметным при введении олова более 4—6%, причем увеличе-
ние содержания олова от 4 до 8% приводит к приросту предела те-
кучести на 14—15 кгс/мм2. Существенное изменение в упрочняю-
щий эффект вносит присутствие алюминия в сплавах при испыта-
нии в области средних и высоких температур. Так, при 300° С уве-
личение содержания олова от 4 до 8% увеличивает предел теку-
чести титана примерно на 10 кгс/мм2, а сплава с алюминием — на
34 кгс/мм2. При высоких температурах, в частности при 800° С,
101
аналогичное увеличение содержания олова приводит к приросту
предела текучести титана наЗ кгс/мм2, а сплава Ti—6А1 на 6 кгс/мм2.
Таким образом, при средних и высоких температурах в присут-
ствии алюминия эффект упрочнения от введения олова существенно
увеличивается.
Подводя итог изложенным данным, можно заключить, что при
многокомпонентном легировании общий характер влияния добав-
Рис. 43. Температурная зависимость <тв —
^0,2 и —---Ю0% титана (•-----------•);
Ив
сплавов:
Ti-2A1 (X---X); Ti - 4Zr (О---О): Ti-
6А1—4V (▼---▼ ); Т1-6А1 (□-□)
в основном подобно их влиянию
ляемых в сплав элементов
на его прочностные характе-
ристики при всех температу-
рах сохраняется таким же,
как и при введении этих эле-
ментов в нелегированный ти-
тан. Однако эффективность
упрочняющего влияния того
или иного элемента в при-
сутствии третьего элемента
может резко измениться, при-
чем в разной степени в раз-
личных температурных обла-
стях. Существенным является
то, что многокомпонентное
легирование позволяет до-
стичь более высоких значе-
ний о0,3) чем у бинарцых спла-
вов. В частности, при—100°С
у сплавов Ti—Al о0,2 = 90^-
-е-95 кгс/мм2, а более легиро-
ванные сплавы разрушаются
хрупко. Добавки V, Zr или
Sn позволяют повысить (Т0,2
до 105—НО кгс/мм2 без пол-
ного охрупчивания.
Влияние легирующих эле-
ментов на другие прочност-
ные характеристики, ов и SK,
на о0,3. Однако соотношение
между <т0,2 и сгв или <т0,2 и SK при легировании изменяется неоди-
наково в разных температурах областях.
В качестве примера на рис. 43 показаны температурные зави-
симости <тв—ст0,а и -Os — a°’g- 100% у титана и сплавов.
Из рисунка видно, что в области низких температур как абсо-
лютная, так и относительная величина разницы между о0,г и ов
уменьшается по мере увеличения содержания легирующих эле-
ментов в сплавах. В области средних температур относительная
разность —в при легировании также уменьшается по сравне-
102
нию с ее значениями у Делегированного титана. Однако абсолют-
ная величина разности между ов и а012 у сплавов либо равна, либо
выше чем у титана. Мало влияют на величину ов — о0,2 элементы —
слабые упрочнители, такие как Zr, Sn, Р-стабилизаторы в преде-
лах растворимости в a-фазе. Сильные упрочнители, А1, (3-стабили-
заторы в количествах, способствующих образованию значитель-
ных количеств (3-фазы, приводят к увеличению разности между ов
И <7о.а.
Подобное явление наблю-
дается и у соотношения между
о0,2 и SK. Из приведенных на
рис. 44 данных следует, что
при—196° С у а-сплава титана
(Ti — 1,8V) разница между SK
и о0,2 исключительно высока —
более 120 кгс/мм2. С повыше-
нием температуры SK непре-
рывно уменьшается. В отличие
от предела текучести и времен-
ного сопротивления SK умень-
шается с повышением темпера-
туры без образования площадки
в области средних температур.
У нелегированного титана
зависимость SK от температуры
аналогична, В частности, при рис> 44. Температурная зависимость
— 196е С SK равно 196 кгс/мм2, SK, <тв и о012 а-сплавов:
при 20° С— 94 кгс/мм2, при Ti- 1,8V (•-------®), Ti-6Al-6Sn (О—О)
300° С — 66 кгс/мм2. И (а + ₽) -сплавов:
Существенное изменение вида T1-6A1-4V (о—О) и ti-6A1-iov (•-•)
температурной зависимости SK
происходит при переходе от а- к а ф- [3-сплавам. При низких
температурах величина SK у сплава Ti—6А1—-4Vнесколько меньше,
чем у нелерированного титана и а-сплава. Разрыв между сг0э2 и SK
значительно сократился — 42 кгс/мм2 при —100° С (120 кгс/мм2
у а-сплава). С повышением температуры SK уменьшается так же,
как и предел текучести. Однако при переходе в область средних
температур SK резко увеличивается. Разница между о0,2 и 5кпри
этом достигает 90 кгс/мм2 (при 300° С). Дальнейшее повышение
температуры сопровождается снижением SK.
Повышение степени гетерофазности сплава за счет увеличения
количества ванадия до 10% (т. е. увеличение количества (3-фазы,
в данном случае) приводит к дальнейшему снижению SK в области
низких температур и сокращению разрыва- между сг02 и 5К (до
34 кгс/мм2 при —100° С). В области средних температур SK про-
должает увеличиваться.
У сплавов, не содержащих (3-фазу, в частности у сплава Ti—-
6А1—6Sn (рис. 44), в области средних температур также имеет
ЮЗ
место «горб» на температурной зависимости SK, однако величина
максимума меньше, чем у двухфазных сплавов.
Таким образом, в области низких температур повышение о02
за счет легирования с образованием а- и а ф fJ-сплавов сопрово-
ждается уменьшением разницы между ст012 и ов, а также SK, что,
очевидно, является следствием исчерпания способности к дефор-
мационному упрочнению и запаса пластичности. В области сред-
них температур повышение о0>2 за счет легирования сопровождается
ростом разности между о0,2, ав и SK, что обусловлено, по-види-
мому, процессами типа деформационного старения, а также уве-
личением запаса пластичности по сравнению с областью низких
температур.
3. Влияние легирования
на пластичность титановых сплавов
при различных температурах
Ранее при анализе температурной зависимости характеристик
пластичности нелегированного титана (см. рис. 38) отмечалось,
что в присутствии значительного количества примесей или в ре-
зультате наклепа вид температурной зависимости относительного
удлинения и относительного сужения существенно изменяется.
Аналогичные изменения происходят и при легировании. В каче-
стве примера на рис. 45, а, б показана зависимость относительного
удлинения ряда сплавов титана от температуры испытания. Как
следует из приведенных данных, у малолегированных сплавов,
в. частности, у сплава Ti— 1,02V, форма температурной зависи-
мости удлинения такая же, как у высокочистых сортов нелегиро-
ванного титана—нисходящая кривая при повышении темпера-
туры от —196 до , 500'' С. Аналогичное явление наблюдается
104
у сплавов титана с цирконием, малыми количествами р-стабилиза-
торов или олова, т. е. во всех случаях, когда упрочнение в резуль-
тате легирования относительно невелико. При этом повышение
относительного удлинения при понижении температуры испыта-
ния происходит и при многокомпонентном легировании, как это
наблюдалось в работе ПО] при изучении сплавов Ti—2,5Zr
с добавками молибдена, ванадия, ниобия в небольших количествах.
При легировании сильными упрочнителями (алюминий, кисло-
род, азот, p-стабилизаторы в больших количествах и т. п.) удлине-
ние резко снижается в области низких температур и в меньшей
мере в области средних температур, особенно на границе между
средними и высокими температурами (450—500° С). В результате
этого температурная зависимость удлинения приобретает вид
восходящей кривой (максимумом при средних температурах
— 300° С).
На том же рисунке показана зависимость относительного су-
жения от температуры тех же сплавов, удлинение которых рас-
сматривалось выше. При испытании сплавов, мало упрочненных
легированием (сплавов с цирконием, малым количеством Р-ста-
билизаторов и т. п.), относительное сужение при низких и сред-
них температурах сохраняет высокие значения. При введении
сильных упрочнителей относительное сужение существенно
снижается в области низких температур и кривая гр — ГС приоб-
ретает «привычный» для многих металлов вид: повышение пла-
стичности с увеличением температуры испытания.
Таким образом, уровень характеристик пластичности и форма
их температурной зависимости определяется степенью упрочне-
ния сплавов при легировании. Иллюстрацией этому является
рис. 46, на котором показаны зависимости б и гр при —100° С
от сг0,2, построенные по испытаниям различных а- и а -|- (3-сплавов
в отожженном состоянии.
Как следует из рисунка, в области низких температур, в дан-
ном случае при —100° С, рост предела текучести сопровождается
снижением относительного удлинения. Наиболее значительное
снижение происходит при повышении предела текучести до 70—
80 кгс/мм2. Дальнейший рост прочностных характеристик при-
водит к меньшему снижению относительного удлинения. Система
легирования (вид и соотношение легирующих элементов) не ока-
зывает существенного влияния на уровень пластичности. Можно
лишь отметить, что в области малых значений предела текучести
(в пределах 40—60 кгс/мм2) пластичность алюминийсодержащих
сплавов ниже, чем у сплавов, содержащих малые количества
(3-стабилизаторов, циркония или их сочетание. Несколько отлично
изменение гр с ростом прочности. У сплавов с пределом текучести
в-диапазоне 40—60 кгс/мм2, содержащих ванадий и цирконий, от-
носительное сужение не снижается, оставаясь на уровне относи-
тельного сужения нелегированного титана. Заметное уменьшение
относительного сужения наблюдается у сплавов с оловом и
105
особенно с алюминием. Дальнейшее повышение прочностных харак-
теристик, которое может быть достигнуто только за счет увеличе-
ния содержания алюминия, появления частиц [3-фазы при значи-
тельных содержаниях [3-стабилизаторов или комплексного легиро-
вания а- и p-стабилизаторами и примесными элементами, приводит
к снижению относительного сужения.
Напомним, что аналогичная зависимость пластичности от проч-
ности свойственна сплавам и в верхней части низкотемпературной
области, а именно при 20° С.
Рис. 46. Зависимость о и тр при —100° С а- и а+ (3-
сплавов от их предела текучести:
О — Т1, • - Ti—А1; О — Ti—V; X — T1-6A1-V,
□ — Ti — 6А1 — Zr, V — Ti—Sn; Д, А — Ti — Zr
Таким образом, общей закономерностью для низкотемператур-
ной области является снижение пластичности с ростом прочности
независимо от того, какая система легирования использована для
повышения прочности. «Естественность» этого явления вытекает
из самого принципа упрочнения титановых сплавов, которое сво-
дится к созданию различного рода препятствий движению дисло-
каций. В результате этого исчерпывается часть физического упроч-
нения, на которое способен титан при данных температурах (явле-
ние, аналогичное наклепу), и «запрещается» пластическая дефор-
мация по части плоскостей скольжения и двойникования. Вслед-
ствие этого равномерная доля деформации и полное удлинение
уменьшаются примерно пропорционально степени упрочнения.
Поэтому любой вид упрочнения — наклеп, присутствие леги-
рующих или примесных элементов, радиационный наклеп и т. п.,
неизбежно приводит к сокращению удлинения.
106
Относительное сужение в большей мере, чем удлинение, за-
висит от сосредоточенной части деформации. Сосредоточенное су-
жение главным образом определяется степенью однородности
микропластической деформации и, следовательно, однородностью
структуры и самого твердого раствора. Поэтому заметное сниже-
ние относительного сужения наступает тогда, когда при легиро-
вании создаются неоднородные твердые растворы (системы с алю-
минием и оловом) или гетерогенные системы (системы с содержа-
нием Р-стабилизаторов сверх пределов растворимости в (3-фазе).
Так как для значительного повышения прочности необходим пере-
ход именно к таким сплавам, то рост прочности, естественно, со-
провождается снижением относительного сужения.
Таким образом, в общем случае для использования в области
низких температур могут быть рекомендованы две группы спла-
вов: 1) сплавы, содержащие малые количества ^-стабилизаторов
и цирконий и имеющие предел текучести в 2—2,5 раза выше, чем
у нелегированного титана (в частности, при —100° С о0,2 = 50-э-
-4-70 кгс/мм2); удлинение у таких сплавов меньше, чем у титана,
но относительное сужение близко к сужению титана; характерная
особенность их — рост относительного удлинения и разницы
между пределом текучести и временным сопротивлением при по-
нижении температуры от средних до криогенных; 2) многокомпо-
нентные а- и а -ф р-сплавы с пределом текучести в 3—-4 раза выше,
чем у титана. У таких сплавов понижены и относительное удлине-
ние и относительное сужение. При понижении температуры от
средних до криогенных характеристики пластичности таких спла-
вов, а также разрыв между пределом текучести и временным со-
противлением уменьшаются.
Следует, однако, подчеркнуть, что даже при значительном со-
держании легирующих элементов оказывается невозможным до-
стижение равенства сопротивления пластической деформации со-
противлению отрыва, т. е. условия, при котором, согласно схеме
Иоффе, материал переходит в хрупкое состояние. Поэтому а- и
а -ф р-сплавы титана не хладноломки. Специфические случаи
хладноломкости титановых сплавов будут рассмотрены ниже.
В области средних температур так же, как и при низких тем-
пературах, рост прочности а- и а-ф р-сплавов за счет легирования
сопровождается снижением пластичности. На рис. 47 показана
зависимость относительного удлинения и относительного сужения
при 300° С от предела текучести сплавов с разными системами ле-
гирования.
Из рисунка следует, что относительное удлинение, независимо
от того, какой элемент был использован для легирования (вана-
дий, алюминий, олово, цирконий или их сочетания), плавно сни-
жается, асимптотически приближаясь к некоторому значению —
около 10%. Наиболее значительное снижение относительного удлиг
нения происходит при повышении предела текучести до 30—
40 кгс/мм*, что в 3—4 раза превосходит предел текучести нелеги-
107
рованного титана. Дальнейшее повышение предела текучести До
80—90 кгс/мм2 сопровождается незначительным снижением удли-
нения.
Более сложный вид имеет зависимость относительного сужения
от предела текучести. При относительно низких значениях пре-
дела текучести (до 30—35 кгс/мм2) относительное сужение разных
сплавов находится в узкой полосе разброса. Однако при дальней-
шем повышении прочностных характеристик система легирования
Рис. 47. Зависимость <5 и тр при 300° С а- и а + р-спла-
вов от их предела текучести:
О — Ti; О — Ti —А1; • — Ti—V; X — Ti —6А1—V; □ —
Ti —6А1 —Zr; V — Ti —Sn; A — Ti —Zr; Д — Ti —6A1 —Mo;
— Ti—6A1—Sn
алюминием и оловом или алюминием и цирконием, резко теряют
пластичность. У сплавов системы Ti—Al—Р-стабилизаторы (в част-
ности, ванадий, молибден) относительное сужение имеет высокие
значения. Металлографическое исследование показало, что сплавы
с ванадием и молибденом имеют весьма мелкозернистую структуру
по сравнению со сплавами без p-стабилизаторов. Очевидно, это
обстоятельство и является причиной более высокой их пластич-
ности, оцениваемой по величине относительного сужения.
Таким образом, для среднетемпературной области характерно
следующее:
относительное удлинение практически не зависит от системы
легирования и определяется, главным образом, уровнем прочности
сплава; при этом в широком диапазоне прочностей (в частности,
по пределу текучести — от 40 до 90 кгс/мм2) относительное удли-
нение остается примерно на постоянном уровне не ниже 12—13%;
108
относительное сужение снижается с повышением прочности,
однако степень снижения существенно зависит от системы легиро-
вания. В сплавах с ^-стабилизаторами, которые оказывают моди-
фицирующее влияние на микро- и макроструктуру, возможно до-
стижение более высокой пластичности (ф = 604-80%), чем у спла-
вов, не содержащих p-стабилизаторов, при одинаковой прочности.
Области низких и средних температур обычно рассматриваются
как «служебные» температурные области. Высокотемпературная
область представляет интерес, главным образом, как область
выполнения технологических операций: прокатка, ковка, штам-
повка, горячая гибка и т. п.
Рис. 48. Относительное сужение а-сплавов в зависимости
от температуры испытания: а — мелкое зерно:
• — Т1-6А1; X — Ti — 6AI — 2V; О — Ti — 8Sn; □ —
Ti — 6А1 - 2Sn; A — Ti — 6A1 — 6Zr; — Ti — 6A1 — 8Sn;
6 — крупное зерно:
• — Ti — 5.5A1 — 2,2V — 3Zr; О — Ti — 5.5A1 — 2,2V — 2Sn;
V — Ti — 5.5A1 — 2Sn; □ — Ti — 5,6A1 — l,3Cr
В 50-х и начале 60-х годов, когда активно разрабатывались
различные марки титановых сплавов, технологическая пластич-
ность была объектом широких исследований. Было установлено
общее положение о том, что в P-области пластичность практически
любых сплавов весьма высока, но с переходом в высокотемпера-
турную часть a-области резко снижается. Основной причиной этого
считается уменьшение пластичности при переходе от р-титана
с ОЦК-решеткой к гексагональному а-титану. Однако эта причина
является основной, но не единственной, так как нелегированный
титан и ряд его малолегированных сплавов имеют высокую, почти
неограниченную пластичность и в высокотемпературной части
a-области (при 700—800° С), и только при легировании сильными
упрочнителями типа алюминия, кислорода и т. п. снижение пла-
стичности становится ощутимым.
Как следует из рис. 48, снижение пластичности сплавов титана
даже в мелкозернистом состоянии (кованые и отожженные прутки
диаметром 15 мм) может принимать катастрофические размеры:
109
относительное сужение при 700° С равно 8—10%. Еще большее
снижение пластичности наблюдается при испытании сплавов
в крупнозернистом состоянии, в частности в литом. Наибольшее
снижение пластичности сплавов происходит в интервале между
500° С и температурой перехода в P-область. Пластичность в ука-
занном интервале температур может быть ниже, чем в области
средних температур, и даже ниже пластичности сплавов при ком-
натной температуре.
Это явление вызвано изменением характера разрушения при
переходе из области средних в область высоких температур.
Рис. 49. Повреждаемость сплава
Ti—6AI при деформировании
растяжением (а, б) и круче-
нием (в): а — зависимость фн
в момент образования первых зернограничных дефектов и ф
в момент разрыва образца от температуры испытаний; б — за-
висимость количества дефектов на площади 0,5 мм2 (N) и их
средней протяженности (Г), а также пластичности при нор-
мальной температуре (ф) в зависимости от степени растяже-
ния при 800° С; в — зависимость плотности от степени закру-
чивания при 800° С (/ — головка; 2 — рабочая часть)
Металлографическое исследование образцов сплава Ti—6А1 по-
казало, цто при 800° С разрушение имеет четко выраженный меж-
зеренный характер. Микродефекты в виде пор и трещин на гра-
ницах зерен наблюдаются во всем деформированном объеме об-
разца.
Количество такого рода дефектов максимально у поверхности
разрыва и убывает по мере удаления от места разрыва к головке
образца. Опытами по металлографическому изучению образцов,
подвергнутых растяжению на разные степени деформации, было
установлено, что зернограничные микродефекты в данном сплаве
возникают на ранней стадии деформации. В частности, из рис. 49, а
следует, что возникновение микродефектов фиксируется при растя-
жении, которому соответствует относительное сужение около 5—
10%, а окончательное разрушение образцов происходит с отно-
сительным сужением 60—70%. Наиболее раннее повреждение по
границам зерен имеет место при 700—900° С. При более низких
температурах, в частности при 500° С, повреждения возникают при
ПО
значительно больших степенях деформации, причем возникнове-
ние микродефектов практически предшествует полному разруше-
нию образца. В ^-области зернограничное разрушение не наблю-
дается.
Кинетика повреждаемости сплава титана с 6% алюминия при
800° С показана на рис. 49, б в виде зависимостей количества и
длины пор и трещин от степени деформации, а также зависимости
относительного сужения при комнатной температуре от степени
деформации при 800° С. В последнем случае образцы сначала под-
вергались растяжению при 800° С, а затем перетачивались на
одинаковый диаметр и испытывались при комнатной температуре.
Поры возникают при растяжении на 5—6%, при последующем
растяжении их размеры несколько увеличиваются (до —50 мк);
в интервале степеней растяжения от 10 до 25% происходит в основ-
ном увеличение количества дефектов без изменения их размеров.
На некоторой стадии растяжения, в данном случае при удлинении
25—30%, цепочки пор сливаются в полости. Количество дефектов
при этом уменьшается, а размеры их резко возрастают. После-
дующее растяжение, сверх 35—40%, приводит к последователь-
ному разрыву перемычек между полостями, образованию маги-
стральной трещины и разрыву образца. Следует отметить, что
приведенные зависимости имеют больше качественный, чем коли-
чественный характер, так как при механическом приготовлении
шлифа мелкие дефекты заполировываются, а при последующем
травлении, даже кратковременном, растравливаются не только
дефекты, но и рыхлоты в металле. В наших экспериментах шлифы
полировались с добавкой в пасту травящего раствора, что суще-
ственно уменьшало «наволакивание» металла на микродефекты,
а последующее травление производилось весьма кратковременно.
Однако даже принятые меры не дают полной надежности в опре-
делении количества и размеров микродефектов на начальной стадии
их возникновения.
В этом отношении более надежным является определение от-
носительного сужения при комнатной температуре как характери-
стики, чувствительной к повреждениям в металле. Из рис. 49, б
следует, что после деформации при 800° С на 10%, относительное
сужение при 20° С снижается мало. Отсюда можно заключить, что
на этой стадии растяжения возникают рыхлоты, растравливаю-
щиеся в поры при приготовлении шлифа, и неопасные для служеб-
ных свойств сплава. Однако в дальнейшем, когда размеры и ко-
личество пор превышают возможности указанных выше методи-
ческих ошибок, пластичность металла заметно уменьшается, осо-
бенно при таких степенях горячей деформации, при которых це-
почки пор сливаются в полости.
Зернограничные повреждения возникают не только при растя-
жении, но и при кручении. На рис. 49, в показана зависимость
плотности образца от степени закручивания при 800° С (цилиндри-
ческий образец, диаметр рабочей части 10 мм). Разность между
111
плотностью головки и рабочей части образца увеличивается с ро-
стом угла закручивания. Металлографический анализ этих же
образцов показал, что при закручивании на 0,5 оборота в осевой
зоне образца обнаруживаются полосы скольжения, сконцентриро-
ванные в отдельных зернах, но микродефекты в виде пор или рас-
травов отсутствуют.
В периферийной части на отдельных границах заметны точеч-
ные растравы -— поры. При закручивании на один оборот микро-
дефекты появляются в осевой и особенно в периферийной зонах.
Преимущественное расположение пор соответствует местам выхода
полос скольжения на границу зерна, а также «тройным» точкам —
местам стыка трех зерен. Явно видно, что полости на границах
зерен образованы из цепочек пор. Дальнейшее увеличение угла
закручивания сопровождается раскрытием полостей. Полное раз-
рушение образца произошло при закручивании на 4,3 оборота.
При сжимающих схемах нагружения зернограничное разру-
шение выражено в меньшей степени. Однако практически в любых
технологических операциях присутствует растяжение. Поэтому
микродефекты на границах зерен обнаруживаются при про-
катке — из-за эффекта опережения течения внутренних слоев
металла по отношению к течению поверхностных слоев, при
осадке — из-за возникновения растягивающих напряжений на
поверхности в момент образования бочки и т. п. При всестороннем
сжатии повреждения могут возникать только в поверхностных
слоях изделия из-за неоднородного течения, обусловленного тре-
нием об инструмент. При всестороннем растяжении, в частности
при гибке труб, листовой штамповке—вытяжке, рыхлость или
поры возникают по всей толщине изделия, в которой действуют
растягивающие напряжения.
На разрушение по границам зерен заметное влияние оказы-
вает скорость деформирования. В этом отношении представляют
интерес испытания сплава Ti—6А1 при 800° С с разными скоро-
стями деформирования и на различные степени растяжения.
В условиях ползучести испытывались образцы, нагруженные на
O,15o0t2, О,3о02 и 0,6<т02, где о02—предел текучести при растяже-
нии со скоростью 1,5 мм/мин. Средние скорости деформации со-
ставили соответственно — 0,1; 4,0 и 45 %/ч. Кроме того, были ис-
пытаны образцы при активном растяжении со скоростью движе-
ния захватов машины 25 и 100 мм/мин. Соответствующие скорости
деформации—5-Ю8 и 2-Ю4 %/ч. Металлографический анализ
испытанных образцов показал, что в образцах, деформировавшихся
с минимальной скоростью (0,1 %/ч), поры не обнаруживались даже
при растяжении на 31% (образцы не разрушались). При деформи-
ровании со скоростью 45 %/ч поры наблюдались при растяжении
на 10; 15,5 и 24,5% и более. Поры и крупные полости были обна-
ружены в образцах, продеформированных на 15, 18 и 28% со ско-
ростью 5-Ю8 %/ч и со скоростью 2-Ю4 %/ч при растяжении на
12, 24 и 28% (образцы разрушились).
П?
Таким образом, уменьшение скорости деформации уменьшает
возможность межзеренного разрушения титанового сплава, а дли-
тельная пластичность оказывается существенно выше кратковре-
менной.
Рис. 50. Макроскопический вид межзеренных повреждений
на поверхности сляба (а) и внутри листа (б)
Для примера межзеренного разрушения при активном дефор-
мировании приведен рис. 50, а, на котором показана поверхность
сляба сплава Ti—3,7А1 — 1,8V, прокатанного после нагрева до
960—970° С (в а-области).
113
Важным является то, что межзеренное разрушение не только
снижает технологическую пластичность, что надежно обнару-
живается по поверхностным дефектам, но и может приводить
к образованию внутренних дефектов, снижающих служебные ха-
рактеристики металла. В частности, на рис. 50, б приведена фото-
графия макроструктуры листа сплава с 6% алюминия и 8% цир-
кония, прокатанного при 900е С с таким соотношением диаметра
валков и толщины проката, которое обеспечивало максимальный
эффект опережения.
На наружной поверхности проката дефекты отсутствовали,
однако во внутренних объемах обнаружено значительное коли-
Z00 W0 600 800 WOOt.X о ZOO W0 600 8001000t,°C ZOO WO 600 800 lOOOIfC
Рис. 51. Зависимость пластичности (ip, e) титановых сплавов от температуры ис-
пытания при малых и больших добавках Р-стабилизаторов: а------------Ti—
6А1; О — о — Ti—6А1—0,6Мо; •—• — Ti—6А1—6Мо; 6—9—• — Ti—
6А1—О.ЗМо; О—О — Ti—6А1—4Мо; в — •—• — Ti—6А1—0,ЗСг; о — О —
Ti—6А1—0,6Сг; А—А — Ti—6А1—4,0Сг.
чество дефектов, видимых невооруженным глазом, и в полосе, ука-
занной стрелкой’, — при металлографическом анализе.
Вредные последствия микроповреждений могут быть частично
ликвидированы отжигом. В частности отжиг образцов, растяну-
тых на разные степени деформации пр и-800° С, привел к повыше-
нию относительного сужения на 10—15%. Однако полного устра-
нения охрупчивания не происходит, так как крупные микроде-
фекты (полости на границах зерен) не «залечиваются».
Кроме рассмотренных повреждений на границах зерен воз-
можен еще один тип также зернограничных разрушений, связан-
ных с присутствием в сплаве Р-стабилизаторов.
Ранее уже отмечалось, что при введении в сплавы, особенно
в алюминийсодержащие сплавы, p-стабилизаторов в количестве,
не превышающем предела их растворимости в a-фазе или незна-
чительно превышающем ее, возникают не «чистые» a-твердые рас-
творы, а так называемые бетированные сплавы. В таких сплавах
на границах зерен (при мелкозернистой структуре) или на гра-
ницах пластин a-фазы (в p-превращенных структурах) присут-
ствуют выделения p-фазы. В высокотемпературной части a-об-
ласти сопротивление деформации p-фазы существенно меньше,
чем у a-фазы, особенно, когда последняя содержит в себе такие
114
элементы, как олово, алюминий, цирконий и т. п. При растяги-
вающих напряжениях деформация локализуется в малопрочных
прослойках p-фазы, приводя впоследствии к ее разрушению.
Происходит неожиданное явление — добавки р-стабилизатора
снижают технологическую пластичность сплава. В частности, на
рис. 51, а видно, что малые добавки молибдена (0,6%) увеличивают
«провал» пластичности сплава Ti—6А1, оцениваемой по относи-
Рис. 52. Разрушение по границам a-кристаллов в сплаве
Ti—6А1—1,5V в результате гибки при 850—900° С
тельному сужению при 800° С. Аналогичное явление наблюдается
и при сжатии (рис. 51, б), так как на поверхности бочки осаживае-
мого образца возникают растягивающие напряжения. Подобное
снижение пластичности вызывают малые добавки хрома (рис. 51, в),
ванадия, марганца, железа и т. п. Благотворное действие Р-ста-
билизаторов распространяется на тот интервал температур, на
который снижается температура р —+ а ф- p-перехода. Пример
разрушения отрывом по межпластинчатым выделениям р-фазы
приведен на рис. 52, на котором показана микроструктура по-
верхностной зоны погиба листа из сплава с 6—6А1 и 1,5V, изогну-
того при 850—900° С.
4. Случаи хладноломкости титановых сплавов
В настоящее время известны два случая хладноломкости ти-
тановых сплавов: хладноломкость а-сплавов из-за повышенного
содержания водорода и хладноломкость р-сплавов, обладающих
ОЦК-решеткой.
8*
115
Водородная хладноломкость. Как известно [63], истинное
сопротивление в момент разрыва (SK) в области низких температур
может резко снижаться при введении в титан водорода. У нелеги-
рованного титана с содержанием водорода 0,001% SK при пони-
жении температуры непрерывно увеличивается, но при содержа-
нии водорода 0,012% SK увеличивается при понижении темпера-
туры только до —70° С. При дальнейшем уменьшении темпера-
туры испытания рост SK прекращается. Увеличение содержания
водорода сопровождается уменьшением уровня «предельной» проч-
ности и расширением интервала температур, в пределах кото-
рого SK сохраняет постоянное значение. Напомним, что предел
текучести мало изменяется при введении водорода и непрерывно
повышается при снижении температуры испытания. Поэтому при
определенных содержании водорода и температуре сопротивление
разрыву оказывается меньше предела текучести. Металл переходит
в хрупкое состояние. Снижение SK связано с тем, что водород в ти-
тане находится в виде гидридной фазы, обладающей малым со-
противлением отрыву. При этом гидриды имеют не глобулярную,
а пластинчатую форму. В связи с этим микротрещины, возникаю-
щие при отрыве по гидридным пластинкам, оказываются больше
критического размера трещины, необходимого для хрупкого раз-
рушения.
Основные изменения механических свойств титана, связан-
ные с повышенным содержанием водорода, сводятся к следую-
щему.
1. Пластичность высокочистого титана, оцениваемая по отно-
сительному сужению, в области низких температур (от —196
до -ф100оС) практически не меняется и находится на высоком
уровне (около 80%). На таком же уровне пластичность титана
остается и при увеличении скорости испытания от 0,0021 до
5500 мм/с. Увеличение содержания водорода от 0,001 до 0,01
и тем более до 0,03—0,04% приводит к значительному снижению
относительного сужения при температурах ниже 20° С. При по-
вышенных скоростях деформации падение пластичности наблю-
дается и при 20—80° С.
2. Существенно снижается прочность надрезанных образцов.
Если временное сопротивление гладких образцов при комнатной
температуре не меняется при увеличении содержания водорода от
0,001 до 0,08%, то предел прочности надрезанных образцов не-
прерывно уменьшается и при содержании водорода 0,08% ста-
новится почти в 4 раза меньше, чем при содержании водорода
0,001%. Незначительное снижение прочности надрезанных образ-
цов наблюдается только при изменении содержания водорода в пре-
делах 0,001—0,008%.
3. При повышенном содержании водорода становится явно
выраженным порог хрупкости, аналогичный порогу хрупкости
хладноломких металлов. В частности, у титана с содержанием
водорода около 0,03% порог хрупкости при испытании гладких
116
образцов на ударный изгиб находится в интервале 20—40° С.
При введении надреза порог хрупкости смещается до 100—180° С.
4. Весьма существенным является и то, что при выделении
гидридов в металле возникают внутренние растягивающие на-
пряжения за счет разности удельных объемов матрицы и гидридов.
Следствием этого может быть самопроизвольное растрескивание
или облегчение распространения трещины под действием внеш-
них нагрузок.
Таким образом, при определенном содержании водорода титан
приобретает склонность к хладноломкости и, кроме того, сни-
жается его эксплуатационная надежность при длительном дей-
ствии статических нагрузок.
До сих пор рассматривалось охрупчивание наводороженного
титана при различных «внешних» условиях (температура, скорость
испытания, надрезы и т. п.). Вредное влияние водорода может
значительно изменяться под воздействием «внутренних» факторов
металлургического происхождения.
Величина и форма гидридных выделений зависят от характера
структуры полуфабриката. В металле с крупнозернистой струк-
турой гидриды более крупны и грубы, чем в мелкозернистых изде-
лиях. В соответствии с этим и охрупчивающее влияние водорода
в крупнозернистом металле значительно выше, чем в мелкозерни-
стом. В частности, при содержании водорода в пределах 0,004—
0,007% у мелкозернистых образцов титана ударная вязкость со-
ставляет 8—16 кгс-м^см2. Вперегретом выше температуры поли-
морфного превращения титане ударная вязкость при том же со-
держании водорода снижается до 3—6 кгс-м/см2. Следует учиты-
вать, что возникновение перегретой P-превращенной структуры
неизбежно при выполнении сварочных операций (металл шва и
зона термического влияния), при изготовлении крупных поковок,
ацетиленокислородной резке и т. п. Поэтому для изделий, под-
вергающихся такого рода технологическим переделам, необхо-
димо всемерное снижение содержания водорода.
Существенное влияние на водородное охрупчивание титана
оказывают наклеп и повышение содержания примесей внедрения —
кислорода, азота, углерода. Оба указанных фактора повышают
сопротивление титана деформированию и в этом отношении дей-
ствуют подобно внешним охрупчивающим факторам (температура,
объемность напряженного состояния и т. п.). Вместе с этим они
снижают пластичность a-матрицы, уменьшают пределы раствори-
мости водорода (примеси) и, по-видимому, интенсифицируют про-
цесс выделения гидридов (наклеп). Все это вместе взятое приводит
к уменьшению безопасных пределов содержания водорода в ти-
тане.
Вредное влияние водорода может быть уменьшено рациональ-
ным легированием титана. Установлено, что «-стабилизирующий
элемент замещения — алюминий — сильно увеличивает раствори-
мость водорода в титане. При содержании алюминия в титане
117
около 5%, обычном для большинства а-сплавов, гидридная фаза
появляется, если содержание водорода превышает 0,01 %. В том же
направлении, хотя и в меньшей степени/действуют олово и цир-
коний. Следствием этого, является то, что у алюминийсодержа-
щих сплавов ударная вязкость снижается при более высоком
содержании водорода, чем у нелегированного титана. Так, удар-
ная вязкость титана резко снижается при 0,006—0,007% водо-
рода, у сплава титана с 5% алюминия — при 0,018% водорода,
а у сплава с 7% алюминия — при 0,03% водорода.
Тем не менее, нельзя преуменьшать вредность влияния водо-
рода в а-сплавах титана, ориентируясь на приведенные выше дан-
ные, так как при длительном пребывании металла под нагрузкой
возможно охрупчивание и выделение гидридов. Так, при испыта-
нии сплава титана с 5% алюминия на длительную прочность были
получены следующие результаты.
Содержание Н2, % .
Время испытаний, ч
ф в надрезе, % . .
0,002 0,015
221,2 213,5
Не разрушились
0,03 0,045
111,1 177,2
3,6 3,5
Из приведенных данных следует, что длительная пластичность
сплава с повышенным содержанием водорода резко снижается.
При этом весьма важным является то, что, хотя образцы с содер-
жанием водорода 0,015% не разрушились, в них при металлогра-
фических исследованиях зоны надреза обнаружено выделение
гидридов. Следовательно, такой металл после длительных экс-
плуатационных нагрузок, а в сварных конструкциях и от дей-
ствия сварочных и реактивных напряжений, может переходить
в хрупкое состояние. Действительно, склонность к растрескива-
нию титановых сплавов, содержащих алюминий, олово, медь,
обнаруживается при содержании водорода >0,01%.
Кроме этого, необходимо учитывать, что в а-сплавах титана
так же, как и в нелегированном титане, на крупнозернистой струк-
туре безопасное содержание водорода значительно меньше, чем
у металла с мелкозернистой структурой.
Таким образом, фактически безопасные пределы содержания
водорода в сплавах по сравнению с титаном не должны быть
больше чем в 1,2—1,5 раза.
Важное значение имеет явление «естественного» старения на-
водороженного титана. В закаленном (400° С) титане ударная
вязкость при различном содержании водорода находится на более
высоком уровне, чем после медленного охлаждения. Однако дли-
тельная выдержка при комнатной температуре приводит к зако-
номерному снижению ударной вязкости закаленного титана до
уровня медленно охлажденного. Отсюда следует, что при изго-
товлении полуфабрикатов малой толщины (тонкие листы, трубы
и т. п.), охлаждающихся после горячей прокатки, термообработки
или травления в горячем-щелочном расплаве с большой скоростью,
наводороживание может быть не обнаружено при оценке качества
118
металла по обычным механическим свойствам. Вредные послед-
ствия наводороживания выявятся лишь по прошествии дли-
тельного времени. Подобное явление свойственно и а-сплавам
титана.
Пределы безопасного содержания водорода существенно рас-
ширяются при легировании Р-стабилизаторами за счеттого, что рас-
творимость водорода в р-фазе
больше, чем в a-твердых рас-
творах. Изменяются и формы
водородного охрупчивания. Все-
сторонние исследования позво-
лили авторам работы [43] ре-
комендовать следующие нормы
содержания водорода в разных
сплавах (табл. 31). Авторами
указанной работы отмечается,
что ведомство ВВС США для
всех а ф- р-сплавов, несмотря
на малую склонность к охруп-
чиванию, установило предельное
содержание водорода 0,0125%.
Если учесть, что на склон-
ность к водородному охрупчи-
ванию, в частности переходу
а-сплавов в хладноломкое со-
стояние, большое влияние ока-
зывают структура, содержание
примесей, длительно действую-
щие напряжения, а в сварных
швах, кроме того, возможно
перераспределение водорода
из-за градиента температур, то
указанные в таблице предель-
ные содержания водорода сле-
дует считать завышенными. Для
а-сплавов, используемых в виде
крупногабаритных полуфабри-
катов в сложных сварных кон-
струкциях, подвергающихся
длительным статическим и циклическим нагрузкам, содержание
водорода должно быть ограничено до 0,008%. При этом полностью
гарантируется отсутствие всех видов водородного охрупчивания.
Таким образом, титан и его сплавы по своей природе нехладно-
ломкие материалы. Хладноломкость титановых а- и а ф- р-спла-
вов — частный случай, обусловленный специфическим влиянием
водорода.
Хладноломкость р-сплавов. В отличие от титана, а- и
а -фр-сплавов на его основе склонность к хладноломкости р-сплавов
Т аблица 31. Нормы содержания,
водорода в сплавах титана
Марка сплава Тип сплава Предель- ное со держание водорода, %
ВТ 1-00 а 0,008
ВТ 1-0 а 0,01
ВТ1-1 а 0,012
ВТ5 (ВТ5Л) а 0,014
ВТ5-1 а 0,012
014 0,01
ОТ4-1 0,005
ВТ20 Псевдо-а 0,02
АТЗ, АТ4, АТ6, АТ8 0,015
ВТЗ-1, ВТ6, ВТ8, ВТ6С, ВТ14, ВТ16 а ф Р 0,03
ВТ22 0,05
ВТ15 3 0,15
119
является их «природным» свойством и в общем виде подобна хлад-
ноломкости иных металлов с ОЦК-решеткой.
На рис. 53 (по данным О. С. Беловой и авторов) приведена тем-
пературная зависимость прочностных свойств р-сплава титана
типа американского сплава B-120VCA, делегированного 2,5Мо
и l,5Zr. Сплав выплавлялся на высокочистых шихтовых материа-
Рис. 53. Температурная зависимость
ав, ап и а0,2 у [5-сплава (/), а-спла-
ва (2) и железа (3)
лах, прокатывался в листы толщи-
ной 30 мм и затем закаливался
с 900° С (выдержка перед закал-
кой 1 ч). Микроструктура листов
после такой обработки представ-
ляла собой крупные полиэдриче-
ские зерна, свободные от каких-
либо выделений и признаков ран-
них стадий распада. На этом же
рисунке показана зависимость
прочностных свойств от темпера-
туры испытания для малоуглеро-
дистого железа и а-сплаца титана.
Рис. 54. Зависимость ударной вязкости
Р-сплава от температуры: •—• — глад-
кие; О — О — надрезанные образцы
При понижении температуры прочность р-сплава титана резко
увеличивается, а разрыв между пределом текучести и временным
сопротивлением сокращается так же, как и у железа. Ударная
вязкость р-сплава при комнатной и повышенных температурах
имеет весьма высокие значения — 24—35 кгс-м/см2. Однако при
снижении температуры испытания ударная вязкость р-сплава
так же, как у железа, интенсивно уменьшается и при —100° С
составляет2—4 кгс-м/см2. У а-сплава ударная вязкость находится
на меньшем уровне, но при понижении температуры уменьшается
120
плавно и при (—100)-г(—180)° С существенно выше, чем у fi-сплайа
и железа.
Порог хладноломкости у ОЦК-металлов наиболее явно выра-
жается при испытании на ударный изгиб гладких образцов. По-
добное явление наблюдается и у р-сплавов титана. Как видно из
рис. 54, при испытании гладких образцов в интервале температур
(—60)-ь(—100)° С имеет место значительный разброс данных (от
4 до 34 кгс-м/см2), а ниже—100° С все образцы разрушаются
хрупко^ Введение надреза смещает порог хрупкости в сторону
Рис. 55. Порог хрупкости Р-сплава, определяемый
по виду излома (X — X), величине ая (О — О) и пла-
стичности по Штрибеку (•—•)
повышенных температур и расширяет интервал температур, в пре-
делах которого происходит снижение ударной вязкости.
Увеличение скорости испытания приводит к значительному
снижению пластичности при растяжении, особенно при низких
температурах испытания. Переход от статического растяжения
гладких образцов (1,5 мм/мин) к динамическому (5500 мм/с) со-
провождается уменьшением относительного сужения почти в 2 раза
при комнатной температуре и примерно в 10 раз при —60° С.
При понижении температуры испытания происходит изменение
вида излома: от «вязкого» к кристаллическому. Первые фасетки,
появляющиеся при —10° С, имеют размытые очертания и неров-
ную, испещренную линиями поверхность, свидетельствующую
о весьма значительной предшествующей деформации. С пониже-
нием температуры испытания фасетки становятся резко очерчен-
ными, с ровной, без следов деформации, поверхностью. Форма
фасеток соответствует форме полиэдрических зерен. Появление
фасеток сопровождается падением до нуля пластичности при раз-
рушении, определяемой по Штрибеку (рис. 55).
121
Более детальные исследования строения излома образцов
р-сплава, испытанных при —180° С [114], показали, что началь-
ные стадии разрушения характеризуются чертами хрупкого из-
лома — прямолинейностью, отсутствием вокруг трещин следов
скольжения и т. п. Трещины проходят по телу зерен, а не по их
границам. Такой характер микроструктуры в районе разрушения
дает основание считать, что оно происходит путем отрыва по от-
дельным кристаллографическим плоскостям. «Тонкое» строение
поверхности фасеток подобно строению фасеток в таких металлах,
как кремнистое железо, вольфрам и т. п. В частности, характерны
такие детали, как «рыбья кость», веероподобные рисунки, прямо-
линейные линии — ступеньки, направленные друг к другу под
определенным углом, а при низких температурах испытания —
совершенно гладкие поверхности. При электронно-микроскопи-
ческом исследовании было установлено, что трещина отрыва рас-
пространяется не по одной плоскости, а по ряду плоскостей спай-
ности. При этом отрыву предшествует некоторая пластическая
деформация, обнаруживаемая во всех случаях в виде «гребешков»,
«язычков» и тому подобных признаков вязкого поведения мате-
риала в субмикроскопических объемах. Анализ фрактограмм с боль-
шого количества фасеток показал, что плоскость фасетки близко
совпадает с плоскостью (001), являющейся в ОЦК-металлах пло-
скостью отрыва. Направление прямолинейных параллельных сту-
пенек на поверхности фасеток совпадает с направлениями [010]
или [100], т. е. с ребрами куба. Не вдаваясь в дальнейшую дета-
лизацию процесса хрупкого разрушения, отметим, что общие за-
кономерности перехода от вязкого к кристаллическому излому
в р-сплавах титана и других ОЦК-металлах практически одина-
ковы, а содержание кристаллической составляющей в изломе яв-
ляется объективной характеристикой перехода в хрупкое со-
стояние.
Действительно, первые признаки кристаллической составляю-
щей обнаруживаются при —10° С, а при —50° С их количество
составляет —50%. Как следует из табл. 32, дальнейшее незначи-
Т а б л и ц а 32. Зависимость работы разрушения Р-сплава
при статическом изгибе от температуры испытания
t, °C А общ, кгс- м •^нач, кгс- м •^кон, кгс- м % max, кгс Примечание
+20 15,12 4,0 11,12 2440 Образец сечением 10Х
0 18,22 ,3,88 14,34 3000 X10, надрез глубиной 2 мм с радиусом 0,1 мм,
—30 14,05 3,13 10,92 2720 угол раскрытия 60°
—50 12,86 2,39 10,46 2875
—70 Срыв на диаграмме
122
тельное снижение температуры испытания приводит к хрупкому
разрушению при статическом изгибе надрезанных образцов.
Так же как и у сталей, критическая температура хрупкости
р-сплавов титана существенно повышается при увеличении раз-
меров образца. В частности, при переходе от образцов сечением
5 X 5 мм к образцам сечением 20 X 20 мм критическая темпера-
тура по виду излома повышается от —70 до —50° С, а первые при-
знаки фасеток в крупных образцах обнаруживаются при +10° С,
в то врем I как на мал ix образцах — при —10° С.
р-сплавы титана исключительно чувствительны к содержа-
нию примесей. Однако ударная вязкость и критическая тем-
пература хрупкости существенно изменяются: ударная вяз-
кость от 15—18 до 25—30 кгс-м/см2, а критическая температура
хрупкости по срыву на диаграмме от —20 до —70° С. В этом же
направлении действуют процессы распада p-твердых растворов.
При наличии явных признаков распада, возникающих в резуль-
тате медленного охлаждения соответствующего скорости охла-
ждения с 900° С листа толщиной 30 мм на воздухе, ан р-сплава
уменьшается до 6 кгс -м/см2, а критическая температура хрупкости
повышается до 120° С и даже до 300° С.
Значительное влияние на склонность р-сплавов к хрупким
разрушениям оказывает и наклеп. В результате наклепа на 20%
критическая температура хрупкости повышается с —70 до —45° С.
Таким образом, общие закономерности охрупчивания р-сплавов
титана в области низких температур полностью аналогичны за-
кономерностям хладноломкости сталей и других металлов с
ОЦК-решеткой.
5. Особенности ползучести титановых сплавов
Низкотемпературная ползучесть. Известно, что целому ряду
конструкционных материалов (медь, алюминий и т. п.) свойственна
ползучесть при низких температурах, т. е. при температурах ниже
(0,15-н0,2) Тпл. Ползучесть и связанная с ней временная зависи-
мость прочности при низких температурах обнаружены и у более
тугоплавких металлов, в частности у железа [621. В этом отно-
шении склонность титана к ползучести при комнатной темпера-
туре, установленная еще в 50-х годах, не является каким-то спе-
цифическим- его свойством. Однако из-за деформационного старе-
ния в железе и сплавах на его основе ползучесть при комнатной
температуре не проявляется, а если и проявляется, то при на-
пряжениях между <т012 и (гв. Практически вопрос о ползучести
железных сплавов приобретает серьезное значение при темпера-
турах выше 300° С.
У титана ползучесть при низких температурах выражена более
явно. При применении высокочувствительной аппаратуры пол-
зучесть и последействие обнаруживаются даже при о = О,1о02
(температура —50° С, длительность нагружения 200 ч) [1221.
123
При таких напряжениях скорость деформации и величина на-
копленной деформации весьма малы и в большинстве случаев
могут не учитываться. Большего внимания заслуживает ползу-
честь при напряжениях в интервале ar00i < о < а0,2, что соот-
ветствует (0,5-^0,6) сг012 <о <о012. В качестве примера на рис. 56
ползучести а-сплава с пределом
приведены первичные кривые
текучести 57—58 кгс/мм2. Из рисунка следует, что при 20° С за-
метная ползучесть наблюдается при растягивающих напряжениях
36 кгс/мм2 (около 0,6a0i2), а при 48 кгс/мм2 (~О,85о0,2) ползучесть
существенно возрастает. Кривые ползучести при данной продол-
жительности испытаний состоят из двух ветвей: начальной или
неустановившейся ползучести при длительности 100—500 ч и
участка, близкого к прямолинейному, на котором скорость пол-
зучести практически постоянна. Если условно продлить прямо-
линейный участок до пересечения с осью ординат, то точка пере-
124
сечения позволит определить условно начальную деформа-
цию (бусл). а всю деформацию ползучести представить в виде
б-б«"+6уст=6^+^,
где V — скорость установившейся ползучести, %/ч; / — время, ч.
Некоторые основные закономерности ползучести при комнат-
ной температуре следуют из рис. 57 и 58. У титана марки ВТ 1-1
условно-начальное удлинение при напряжениях 0,52ов (О,6аго,2)
резко увеличивается по сравнению с испытаниями под напряже-
нием меньше 0,5св и достигает значительной величины (около
1,5%). Легирование повышает сопротивление ползучести. В част-
ности, у а-сплава системы Ti—Al—Zr с пределом текучести около
52 кгс/мм2 интенсивный рост 6"^ наблюдается при напряжениях
выше 0,65ав, а у сплава системы Ti—Al с пределом текучести
около 63 кгс/мм2 — при 0,7ав. Тем не менее, исключить полностью
ползучесть при напряжениях, меньших предела текучести, за
125
счет легирования обычно не удается. Действительно, согласно
данным [1071 заметная ползучесть при о = (0,67н-0,78) <тв наблю-
дается у сплава Ti—6А1—2Nb—ITa—0,8Мо с orOi2 = 71,7 кгс/мма.
У сплава ВТЗ-1 значительное 6®®’ наблюдается при напряже-
ниях 65—75 кгс/мм2 [17], что составляет —'(0,6-4-0,7) ов.
10'5
a)v,
10">
10 s
ю
10
10'7
0,3 0,4 0,5 0,6 0,1 0,8
10 s
10 7___________________________.
0,9 1,0 0,5 0,6 0,1 0,8 0,9 1,0б/бе
б/б,
Рис. 58. Зависимость 'установив-
шейся скорости 'ползучести тита-
на (а), сплава Ti—5А1(б) и сплава
Ti—ЗА1—2Zr‘T«) от относительной
нагруженности
Из рис. 58 следует, что скорость ползучести на втором, прямо-
линейном, участке также существенно зависит от уровня напряже-
ний. Так же как и 6®®’, скорость ползучести при напряжениях
меньше (0,5н-0,7) ов ничтожна и становится здметной при более
высоких напряжениях. При этом у более легированных, т. е.
более прочных, сплавов скорость ползучести меньше, чем у менее
легированных.
126
Весьма важным является то, что скорость ползучести при вы-
соких уровнях напряжений хотя и заметна, но приводит к накоп-
лению деформации значительно меньшей, чем 6“®’. Так, уа-сплава
с <*0,2 = 52 кгс/мм2 при напряжении 0,78ов скорость ползучести
составляет ~ 10~3 %/ч и, следовательно, за 1000 ч 6уст = 1%,
в то время как 6“®’ при этих же напряжениях составляет 4,5%.
Накопление деформации на установившемся участке ползучести,
соизмеримой с 6“®’, требует существенного увеличения продол-
жительности испытаний. При более низких напряжениях и зна-
чительных базах испытаний относительная доля деформации на
установившемся участке увеличивается и становится преимуще-
ственной. Так, у сплава ВТ1-1 при напряжении 23,7 кгс/мм2
(0,45ов или О,55о012), соответствующем пределу ползучести на
базе 10 000 ч и деформации 1%, доля деформации на установив-
шемся участке ползучести составила 0,8%. При увеличении базы
до 100 000 ч предел ползучести уменьшился до 22,1 кгс/мм2,
а 6уст повысилась до 0,96%. Аналогичное явление наблюдается
и у сплава с a0j2 = 65 кгс/мм2 с той лишь разницей, что его пре-
делы ползучести более высоки, чем у титана ВТ1-1, и составляют
0,76стр 2 или 0,68ав на базе 10 000 ч и О,63о02 или 0,57ов на базе
100 000 ч.
Четкое разделение кривой ползучести на два участка — не-
установившейся и установившейся, возможно при испытании под
напряжениями, значения которых находятся в интервале от
(0,5-е-0,7) а0,2 до (0,95-^1,0) о0,2- При напряжениях выше а02 не-
установившаяся ползучесть переходит в третью стадию ползу-
чести практически без участка установившейся ползучести. Про-
должительность испытаний при этом находится в пределах от не-
скольких минут до нескольких часов. При напряжениях несколько
ниже а02 участок установившейся ползучести весьма продолжи-
телен. При испытании на базе 2000 ч образцы не разрушаются
при напряжениях (0,95-М),97) а012, а на базе 10 000 ч — при на-
пряжениях около (0,9-е-0,95) о0,2. Дальнейшее уменьшение на-
пряжений приводит к такому уменьшению скорости установив-
шейся ползучести, что разрушение не достигается за практически
достижимые базы испытаний — 100 000 ч и более. В связи с этим
условный предел длительной прочности а- и а + р-сплавов при
нормальной температуре находится в пределах (0,9-нО,95) ц02.
Таким образом, при напряжениях меньше (0,5-i-0,7) а02 пол-
зучесть титана и сплавов пренебрежимо мала и этот уровень на-
пряжений можно рассматривать как условный предел ползучести,
в то время как напряжения, соответствующие (0,9-4-0,95) о0,2,
представляют собой условный предел длительной прочности.
В интервале между этими «пороговыми» напряжениями кри-
вые ползучести при перестройке их в двойных логарифмических
координатах приобретают вид прямых и параллельных между со-
бой линий. Это позволяет описать связь между параметрами пол-
' 127
зучести (деформация — е, время — т, напряжение — о) в виде
простых уравнений. В частности, для сплава Ti—6А1—2Nb—
ITa—0,8Мо авторы [107] установили, что при любом из напря-
жений 8 = Ат0-183. Величина А при любом времени испы-
таний связана с напряжениями в виде А =
Отсюда весь процесс ползучести описывается уравнением 8 =
13,89
(Т
103,55
Подобные уравнения могут быть составлены для любого сплава,
в котором при действии нагрузки не происходят фазовые превра-
щения. При этом для вывода уравнения достаточно испытаний
2—3 образцов.
Следует, однако, отметить, что подобная математическая об-
работка кривых ползучести справедлива в ограниченном диапа-
зоне напряжений и продолжительностей испытаний. В частности,
автор [107] вывел приведенные формулы для испытаний при на-
пряжениях выше О,75о012 и в диапазоне от 10—15 до 2000—3000 ч.
В связи с явлением ползучести в титановых сплавах при нор-
мальной температуре и напряжениях меньше о0>2 имеет место
релаксация напряжений. При испытании на релаксацию величина
накопленной деформации весьма близка к деформации ползучести,
которая накопилась бы при непрерывном действии постоянного
напряжения, равного полусумме начального и конечного напря-
жений, как это было показано в работе [17]. Релаксация интен-
сивно протекает в первые минуты и часы испытаний, а затем
затухает. Процесс релаксации протекает в том же диапазоне напря-
жений, в котором наблюдается ползучесть. В связи с этим услов-
ный предел ползучести (0,5—0,7)сго>2 в зависимости от легирован-
ности сплава является одновременно и условным пределом релак-
сации напряжений, а релаксационная стойкость может оцени-
ваться по результатам испытаний на ползучесть.
Ранее уже отмечалось, что начальный участок ползучести вно-
сит основной вклад в общую деформацию ползучести, так как на-
копление деформации на установившемся участке требует дли-
тельного времени. Отсюда появляется возможность уменьшения
ползучести и повышение релаксационной стойкости за счет пред-
варительного исчерпания 6“®’. Экспериментально это было по-
казано авторами [17], которые установили, что на сплаве ВТЗ-1
предварительная ползучесть почти полностью исключает ползу-
честь при повторном нагружении при тех же или меньших на-
пряжениях. На этом основании авторы рекомендуют детали типа
бандажей подвергать предварительной опрессовке при достаточно
высоких напряжениях. По указанным соображениям следует под-
черкнуть благотворность сквозных и поверхностных пластических
обработок (обкатка, дробеструйная обработка, алмазное выгла-
живание и т. п.) для работоспособности таких изделий как тур-
128
ОИННЫС Л Olid ШИ, крснел\, ирулчипвх, DaviDi п uvn, ^iuyivhidi uw^iu
чек, работающих на изгиб на жесткой опоре, и т. п.
Ползучесть проявляется не только при статическом, но и ци-
клическом нагружении. Исследование ползучести в условиях мало-
циклового растяжения (мягкое нагружение) было проведено,
в частности, авторами [171 на сплаве ВТ8. Исследования пока-
зали, что при максимальных напряжениях цикла отах 5= 0,9 ов
кривые ползучести при циклическом нагружении соответствуют
кривым при статическом нагружении. Величина пластической
деформации при разрушении (6, ф) равна деформации при стати-
ческом разрушении. Квазистатический характер разрушения на-
блюдается при частоте нагружения 0,5 и 2 цикл/мин. Уменьше-
ние стП1ах приводит к переходу от квазистатики к усталостному
разрушению, однако не мгновенно, а постепенно. Так, при amln =
= 0,88ав накопленная до разрушения деформация достаточно
велика, 6 = 4,4%, ф = 6,8%, при последующем уменьшении отах,
6 и ф продолжают уменьшаться и становятся пренебрежимо ма-
лыми при ошах = 0,65ов, т. е. тогда, когда ползучесть практически
отсутствует.
Таким образом, необходимо отметить, что явление «холодной»
ползучести, £отя и требует определенного внимания, но не может
рассматриваться в качестве отрицательной характеристики кон-
струкционных титановых сплавов по ряду причин. Действительно,
при коэффициенте запаса 1,5 (минимальный для машиностроения)
рабочие напряжения составляют 0,7авг т. е. близки к условному
пределу ползучести и деформация ползучести ничтожно мала
(~1% за 100 000 ч). При коэффициенте запаса 2 ара3 = 0,5ав
и, в частности, на сплаве Ti—6А1—2Nb—ITa—0,8Мо накоплен-
ная деформация не достигает 0,3% за 30 лет [9]. Следовательно,
даже при минимальных запасах прочности явление ползучести
в Конструкциях не реализуется. Следует учитывать, что в плоском
напряженном состоянии, а также в результате наклепа или по-
верхностной пластической деформации сопротивление ползу-
чести увеличивается. Наконец,, важным обстоятельством является
то, что титан, а-сплавы, отожженные а + р-сплавы не охрупчи-
ваются под напряжением. При ползучести образец разрушается
после накопления такой деформации, при которой он разрушается
при испытании на разрыв. Поэтому на основании известных зна-
чений 6, ф, ополз и т. п. долговечность элементов конструк-
ций надежно прогнозируется путем несложных расчетов.
Ползучесть при средних температурах. При повышении тем-
пературы сопротивление деформации титановых сплавов умень-
шается и вместе с тем уменьшается и сопротивление ползучести.
Однако темп уменьшения а0>2 и ов значительно больше, чем сопро-
тивления ползучести. В результате этого относительный уровень
напряжений, при которых имеет место ползучесть, повышается
при переходе в среднетемпературную область.
9 В. Б. Чечулин и др.
12)
1\ак следует из рис. о/, резкое возрастание о““’ при оои
у титана и а-сплавов наблюдается при о (0,8—0,9) ов, т. е.
при напряжениях либо равных, либо более высоких, чем <т02.
Кроме этого, скорость ползучести на установившемся' участке
при одинаковых относительных напряжениях в области средних
температур значительно меньше, чем при нормальной температуре
(рис. 58). В результате этого условный предел ползучести даже на
базе 100 000 ч оказывается близким к <т0>3 (рис. 59). Важной осо-
бенностью «среднетемпературной» ползучести титановых сплавов
Рис. 59. Зависимость предела текучести (0 — 0) и преде-
лов ползучести(Х—X) титана (а) и сплава Ti—ЗА1—2Zr (б)
от температуры; предел ползучести:
1 — 1% за 10 000 ч, 2 — 1% за 50 000 ч, 3 — 1% за 100 000 ч
является то, что основной вклад в общую деформацию вносит пол-
зучесть на начальном участке. Это обстоятельство, ощутимое и
при нормальной температуре, в области средних температур выра-
жено еще более контрастно. Поэтому применение таких техно-
логических мероприятий, как предварительная опрессоцка, на-
клеп, поверхностная пластическая обработка деталей и т. п.,
исчерпывающих, б”^, является весьма эффективным средством
повышения стабильности размеров деталей и узлов.
Ранее уже отмечалось, что в области средних температур ле-
гирование, сопровождающееся образованием неоднородных твер-
дых растворов или двухфазных сплавов, приводит к увеличению
разрыва между <т012 и ав, а0>2 и SK, т. е. увеличивает способность
к деформационному упрочнению. В' соответствии с этим у сплавов,
содержащих такие элементы, как алюминий и олово, и у двух-
фазных а + р-сплавов сопротивление ползучести значительно
выше, чем у нелегированного титана. Так, при 350° С у титана
марки ВТ1-1 ffj^ooo = 0,65<тв, а у сплавов Ti—Al и Ti—Al—Zr
o^ooo = (0,84-0,85) ов (рис. 60).
130
Так же, как и при нормальной температуре, в области средних
температур титан, а- и а + р-сплавы не охрупчиваются под на-
пряжением и временная зависимость прочности определяется ис-
черпанием запаса пластичности в процессе ползучести. В связи
с этим предел длительной прочности, выраженный в относитель-
ных единицах, повышается при средних температурах в такой же
мере, как и относительный предел ползучести (рис. 61).
Таким образом, одной из характерных особенностей титановых
сплавов является то, что предел ползучести, предел длительной
прочности (а также и предел релаксации) по отношению к пределу
предела ползучести (за 10 000 ч,
1%) к пределу прочности от тем-
пературы: О — О —сплав Ti—
ЗА1—2Zr; X—X — Ti—5А! и
А-А -ВТ1-1
длительной прочности к временному сопро-
тивлению сплавов титана от температуры
текучести или временному сопротивлению повышаются при пере-
ходе от низких к средним температурам. У всех конструкционных
сплавов при практически достижимых базах испытаний указан-
ные характеристики близки или выше о0,2.
В отношении причин указанного явления существуют раз-
личные мнения. Согласно одному из них в области средних тем-
ператур имеет место особое внутриструктурное явление типа де-
формационного старения в стали и других ОЦК-металлах. В по-
следние годы развиваются представления о смене основного ме-
ханизма пластической деформации при переходе из одной тем-
пературной области в другую. В частности, по мнению автора ра-
боты [1401 граница между низкотемпературной и среднетемпера-
турной областями для титана соответствует 130° С. Анализ указан-
ных гипотез не входит в задачу настоящей книги. Следует только
отметить, что и в том и другом случаях очередное изменение меха-
ники деформирования должно быть при (0,3-1-0,4) Тпл, при кото-
рой резко увеличивается диффузионная подвижность атомов
основного металла и легирующих элементов.
Ползучесть при высоких температурах. В области высоких
температур ползучесть титана осуществляется так же, как и у дру-
9* 131
гих металлов при температурах выше (0,4н-0,5)Тпл. Если при низ-
ких и средних температурах существуют диапазоны напряжений,
в пределах которых ползучесть практически отсутствует, а при
более высоких напряжениях скорость ползучести имеет затухаю-
щий характер, то при температурах выше 400—450° С ползучесть
наблюдается и при весьма низких напряжениях (0,1 — 0,15) о0 2,
скорость ползучести не затухает, а ее величина имеет степенную
зависимость от напряжения. Из работ Шерби, МакЛина и др.
известно, что скорость ползучести металлов в указанных темпера-
турных условйях существенно зависит от таких констант металла,
как модуль упругости и скорость самодиффузии. Характеристики
упругости титана существенно меньше, а диффузионная подвиж-
ность атомов выше, чем, например, у никеля, железа и ряда дру-
гих металлов, поэтому он не может рассматриваться как жаропроч-
ный материал. Тем не менее при температурах, ненамного пре-
вышающих 0,47^ — до 600—650° С, и относительно небольших
продолжительностях нагруженйя — от секундных до 100 ч, воз-
можно получение сплавов с достаточно высокой жаропрочностью.
p-фаза в титановых сплавах при высоких температурах обла-
дает меньшим сопротивлением деформации, чем твердые'растворы
на основе а-титана. Поэтому двухфазные а + р-сплавы, высоко-
прочные при низких и средних температурах, не пригодны для
эксплуатации при высоких температурах. Согласно данным [391
при 500° С у сплава ВТЗ-1 предел ползучести на базе 100 ч и де-
формации 0,2% составляет примерно 3 кгс/мм2, а у сплава ВТ6С —
около 2 кгс/мм2. Существенное уменьшение скорости ползучести
наблюдается при легировании такими элементами, как Al, Sn,
Zr, а также интерметаллидобразующими элементами типа Si,
В, Сг и т. п. Сплавы, содержащие указанные элементы, при 500° С
имеют 0^2 — 7; 10 и даже 15 кгс/мм2 (сплавы марок АТЗ, АТ4,
и АТ6 соответственно). Согласно данным [115], o^J, равный
28 кгс/мм2, обеспечивается у сплава Ti—5А1——5Sn—2Zr—0,8Мо—
0,5Si при температуре ~580° С, у сплава Ti—5А1—6Sn—2Zr—
0,8Мо—0,25Si при~550°С и т. п. Наилучший результат был по-
лучен на сплаве Ti—5А1—5Sn—2Zr—(2—3) Мо—0,5Si, у кото-
рого при 538° С остаточная деформация не превышала 0,27% при
напряжении 38,5 кгс/мм2 и продолжительности испытания 96 ч.
Сплавы такого типа пока не нашли широкого применения ни за
рубежом, ни в СССР, однако из приведенных данных следует, что
на основе титана возможно создание достаточно жаропрочных
сплавов.
Следует отметить, что титановые сплавы обладают качеством,
выгодно отличающим их от ряда других материалов, а именно —
ростом пластичности при увеличении продолжительности испыта-
ний. Известно, что у большинства жаропрочных материалов умень-
шению напряжений и увеличению длительности испытаний соот-
ветствует уменьшение пластичности в связи с активизацией меж-
132
зеренного разрушения. У титановых сплавов, как было показано
ранее на примере сплава Ti—6А1, межзеренное разрушение в об-
ласти высоких температур имеет место при активном растяжении,
но уменьшается при увеличении длительности испытаний. В соот-
ветствии с этим длительная пластичность оказывается выше, чем
кратковременная. Аналогичные данные были получены в работе
[83] на сплаве ОТ4. Пластичность этого сплава тем больше, чем
больше продолжительность испытания. Особенно ярко эта осо-
бенность проявляется с переходом из области средних в область
высоких температур (от 400 к 550° С). В частности, при 550° С
при испытании под напряжением 14—15 кгс/мм2 к моменту раз-
рушения 6 составило 60—70%, под напряжением 5—6,5 кгс/мм2 —
около 130%. Таким образом, а- и а -Т р-сплавы обладают высокой
длительной пластичностью в области высоких температур, что
исключает возможность преждевременных разрушений при дли-
тельном нагружении и позволяет уверенно прогнозировать долго-
вечность по известным значениям скорости ползучести и запаса
пластичности, определенному при кратковременных испытаниях.
ГЛАВА IV. УСТАЛОСТНАЯ ПРОЧНОСТЬ СПЛАВОВ ТИТАНА
1. Основные закономерности усталссти титана
Существование предела усталости. Принципиальные особен-
ности усталости металлов можно выявить по характеру кривой
усталости в координатах:'амплитуда напряжения оа — логарифм
числа циклов до разрушения 1g N (кривые Веллера). По совре-
менным представлениям [31, 101] в общем случае для металлов
в зависимости от уровня амплитуды напряжений можно выделить
два главных участка на кривой усталости (не считая переходной
области и области отсутствия разрушений): область малоцикловой
усталости (квазистатическое разрушение) и область чистой или
многоцикловой усталости. Резкий перелом кривой усталости при
переходе от малоцикловой области в область чистой усталости и
малый наклон кривой на втором участке для большинства сталей
оценивался как существование «физического передела усталости»,
т. е. такого циклического напряжения, ниже которого практически
невозможно разрушить материал. <
Трудностью изучения усталостных кривых является чрезвы-
чайно большой разброс циклической долговечности — нечеткое
выявление хода кривой; поэтому для детального изучения харак-
тера кривой наиболее правильно сделать статистический анализ
экспериментальных данных, как это и было сделано для титановых
сплавов [77, 100]. Был изучен закон распределения циклической
долговечности на заданных уровнях амплитуды долговечности.
На достаточно большом количестве экспериментального материала
133
было показано существование логарифмически нормального за-
кона распределения значений долговечности титановых сплавов
при заданных циклических напряжениях, составляющих 1,1—
1,5 от установленного предела усталости на базе 10-10е—
10 • 107 циклов.
Изображение распределения циклической долговечности х —
Рис. 62. Распределение циклической долговечности на вероятностной
бумаге без учета (/) и с учетом «порога чувствительности» (2):
О — О— p = f(Ni)\ X—X—p = f(Ni — N0S)
ствует о близком к нормальному распределению lg N и о существо-
вании при малых долговечностях «порога чувствительности по
циклам» титана: по мере уменьшения вероятности разрушения
экспериментальные точки отклоняются от прямой и располагаются
на некоторой кривой, приближающейся к вертикали. Согласно
методике, принятой для определения величины порога чувстви-
тельности [811, можно принять порог чувствительности для дан-
ного случая Nos = 3 • 104. При числе циклов менее Ngs вероят-
ность поломки ничтожно мала и ее следует считать невозможной.
Закон распределения величины xr = lg (N — Nos) описывается
134
нормальной функцией гораздо лучше, чем х = lg N (в координа-
тах рис. 62 экспериментальные точки ложатся на прямую линию).
Следует отметить, что несмотря на то, что факт существования
«порога чувствительности по циклам» у титана является несомнен-
ным, учет его при вычислении статистических характеристик не
является, по нашему мнению, обязательным. Неоднократные про-
Рис. 63. Кривая усталости технически чистого титана при
большом количестве испытаний на каждом уровне напряже-
ний: I——। — средние значения и доверительные интер-
валы значений N (цифры у экспериментальных точек указы-
вают на количество неразрушенных образцов на базе 108)
верки показали, что учет величйны Nos не вносит заметных уточ-
нений в результаты вычислений, так как величина Nos получается
очень малой по сравнению с величиной средней циклической долго-
вечности N, которая определяется как антилогарифм lg N. Не-
однократная экспериментальная проверка показывает, что для
титановых сплавов распределение х = lg N очень близко к нор-
мальному для технически чистого титана и для его сплавов, для
гладких и для надрезанных образцов (или образцов с другим кон-
центратором, например с отверстием). Установление нормального
135
распределения опытных значений долговечности при заданном
уровне амплитуды напряжений позволяет изучать усталостную
кривую по среднестатистическим значениям. ____
Построение логарифма средней циклической долговечности 1g N
от амплитуды перенапряжения аа выявило устойчиво линейную
зависимость этих величин в области напряжений от 1,05 до I,5ol1(
где — предел усталости на базе 107—108 циклов. Для примера
на рис. 63 приведены результаты определения усталостной кри-
вой при большом количестве испытаний (по 24 образца на каждый
уровень). На этом рисунке изображены среднестатические точки
и доверительные интервалы рас-
сеивания. Из рисунка видна пря-
молинейность участка кривой
в области ограниченной долговеч-
ности. При числе циклов около
5 • 106 в полулогарифмических коор-
динатах график дает отчетливо
выраженный перелом, который
типичен для сталей и является
первым признаком существования
физического предела выносливости
и у титановых сплавов при комнат-
ной температуре.
Вторым критерием существова-
Т а б л и ц а 33. Вероятность
определения выносливости
База испытания, циклы Вероятность опре- деления величины О-i (%) при уров- нях напряжений, кгс/мм2
17,3 15,4 14,0
5-Ю6 4 70 100
10-106 0 33 100
100•106 0 12 88
ния физического предела вынос-
ливости у титана должно быть незначительное снижение пре-
дела выносливости при увеличении базы в 10 или 100 раз. Допу-
стимое снижение предела выносливости при таком увеличении
базы можно принять равным 10%, исходя из того, что такова ста-
тистическая колеблемость этой величины для стали.
Неоднократный статистический анализ показал, что базе ис-
пытания более 5-Ю6 десятикратное увеличение числа циклов не
приводит к изменению вычисляемого предела выносливости более,
чем на 10%. В частности, для технически чистого титана [77, 100]
снижение напряжений с (1,05-4-1,08)ст_1 до 1 q_v т. е. на 5—8%,
влечет за собой по меньшей мере десятикратное увеличение ци-
клической долговечности. В табл. 33 приведены значения предела
усталости, вычисленные по данным рис. 63 (сплав ПТ-ЗВ надре-
занные образцы, плоский изгиб). Как следует из табл. 33, умень-
шение45азы в 10 раз (с 108 до 107) может с 33% вероятностью при-
вести к увеличению определяемого предела выносливости с 14 до
15,4 кг/мм, т. е. на 10%.'Это же изменение, но с большей вероят-
ностью может произойти при изменении базы в 20 раз (с 5-10®
до 108 циклов).
Таким образом, к настоящему времени можно считать дока-
занным существование «физического предела усталости» у титано-
вых сплавов при комнатной температуре в пределах 10% точности
при изменении базы испытаний в 10 раз. Достаточно достоверные
136
результаты определения предела выносливости титановых сплавов
получаются при базе испытания 107 и более циклов.
Общий уровень усталостной прочности титановых сплавов.
Большой интерес представляет сравнение общего уровня уста-
лостной прочности титана и его сплавов с пределом прочности на
разрыв. Для стали обычно уровень усталостной прочности на глад-
ких образцах (а_х) оценивается по отношению к временному со-
противлению (<гв) соотношением а_х = (0,45—0,55) ов.
Рис. 64. Соотношение между временным сопротивлением (ав) и преде-
лом выносливости (а_!) титановых сплавов по отечественным (о) и
зарубежным (х) данным:
1 — а-, = 0,5 ав, 2 — О-! = 0,6 <тв, 3 — а-, = 0,4 ов
Из рис. 64 видно, что имеется определенное рассеивание то-
чек, соответствующих отдельным определениям. В отличие от
более ранних сведений [100, 117] нет существенных различий
между отечественными и зарубежными данными. Характерно, что
так же, как и у сталей, предел усталости титановых сплавов
составляет (0,4н-0,6) ав.
В табл. 34 приведены значения предела выносливости для боль-
шинства серийных отечественных сплавов [20] для конкретных
видов полуфабрикатов. Приводимые данные являются гарантиро-
ванными, т. е. минимальными для данных сплавов при регламен-
тированных условиях изготовления (главным образом, структуры
и обработки поверхности) образцов, их формы и методики испы-
тания.
Чувствительность к концентраторам напряжений. Обычно
концентратор напряжений количественно оценивается теорети-
ческим коэффициентом концентрации (ак), вычисляемым по теории
137
Таблица 34 Предел выносливости промышленных титановых сплавов
(на базе 107 циклов)
Марка сплава Вид термо обработки Вид полу фабриката (размер мм) » Времен ное со против ление, кгс/лм2 Предел выносливости кгс/мм2, не менее
20° С О о О О
Гладкие ; образцы Надрезан ные об разцы Гладкие образцы
ВТ1-00 ВТ1-0 ОТ4 0 ОТ4-1 ПТ-ЗВ ОТ4 АТЗ ВТ5 ВТ5-1 4201 ВТ4 ВТ6С АТ4 ВТ20 ОТ4-2 ВТ6 ВТ14 ВТЗ 1 ВТ16 ВТ15 Отжиг » » » » » » » » » » » » » » Закалка и старение Отжиг Закалка и старение Отжиг Закалка и старение Закалка и старение Закалка и старение Лист 1,5 » 1,0 » 1,0 » 1,0 Прутки 0 25 Лист 1,2 Пруток 0 20 То же Лист 1,8 » 2,0 » 1,5 » 3 Пруток 0 14 Лист 2 » 2 Пруток 0 25 То же Лист 2 » 2 Пруток 25 » 25 Пруток 0 25 Лист 2 30—45 40—55 50—65 60—75 65—83 70—90 75—90 75—90 75—90 80—85 85—100 85—100 85—105 „95—115 100—120 92—107 ПО 90—107 120 100—120 120 110—125, 135—150 16 23 30 36 40 42 40 40 40 50 50 42 40 53 55 40 42 54 62 54 28 25 42 40 42 38 -.gill II 1 IS 1 1 1 III 1 II II 1 1 18 25 30 38 37 38 42 15 22 20 26 25 34 42 44 34 38 36 26 26 29 36 28
138
Продолжение табл 34
Предел кгс/мь выносливости 1’, ие менее
Марка сплава Вид термо обработки Вид полу фабриката (размер, мм) Времен ное со против леиие, 2( ° С О 0^ О 0^ 400° С 1 500° С
кгс/мм2 Гладкие образцы Надрезан ныс об разцы Гладкие образцы
ВТ22 ВТ5Л ВТ6Л Отжиг Закалка и старение Отжиг » Пруток 0 25 То же Отливки » 110—125 140—155 70 85 53 58 28 20 33 38 50 53 — 1111
Рис. 65. Соотношение между теоретиче-
ским (ак) и эффективным (Рк) коэффициен-
том концентрации напряжений при усталост-
ных испытаниях титановых сплавов
на отношение Рк/«к. Сопоставление
упругости как отношение максимума местных напряжений у кон-
центратора к средним номинальным, без учета последнего Ре-
альные металлы снижают номинальную прочность в меньшей сте-
пени, численно это снижение определяется эффективным коэффи-
циентом концентрации рк,
являющимся отношением
номинальной прочности
гладких образцов и образ-
цов с концентратором на-
пряжений. Чем ниже рк,
тем менее чувствителен ме-
талл или сплав к концен-
трации напряжений; чем
ближе рк приближается
к ак, тем более он чувстви-
телен к концентраторам.
На рис. 65 представлена
зависимость рк от ак для
различных титановых
сплавов. Из этих данных
видно, что, как и для ста-
лей, прочность сплава
практически не влияет
данных по титану и стали показывает, что чувствитель-
ность к концентраторам напряжений при базе испытания
106—109 циклов (многоцикловая или «чистая» усталость) у тита-
новых сплавов не более высокая, чем у сталей сопоставимой
прочности, а может быть и несколько более низкая.
139
На рис. 66 представлена зависимость предела усталости, опре-
деленного на надрезанных образцах, от временного сопротивле-
ния сплава. Для построения графика использовались результаты
испытаний отечественных сплавов (ак «= 2,80-4-3,63) и данные за-
рубежных работ (ак = 2,64-4-4,0). На графике нанесены отдель-
ные данные по стали и алюминиевым сплавам. Как видно, рассеи-
вание экспериментальных точек оказалось заметно более низким,
чем при испытании гладких образцов (см. рис. 64); результаты
испытаний укладываются в довольно узкую полосу разброса.
Это дало основание некоторым исследователям [117] даже пред-
Рис. 66. Зависимость предела усталости титановых сплавов при испы-
тании надрезанных образцов от их временного сопротивления:
X---X — зарубежные данные, О—О — отечественные данные, □—□ — сталь
2X13; А—А — алюминиевые сплавы
дожить устойчивое соотношение между временным сопротивле-
нием и усталостной прочностью при ак =(2,6-^4,0) для тита-
новых сплавов: сРД = 0,22ов.
Рис. 66 показывает, что уровень циклической прочности тита-
новых сплавов, определенный на надрезанных образцах, выше,
чем у алюминиевых сплавов соответствующей прочности и на-
ходится на уровне лучших данных для стали. Меньший разброс
данных говорит о том, что испытание надрезанных образцов из
титановых сплавов является более надежным и показательным,
вероятно, из-за близости технологии получения надреза — точе-
ние (см. п. 5).
Масштабный фактор. Пределы усталости, полученные на ла-
бораторных образцах малого диаметра, могут значительно отли-
чаться от пределов усталости крупных натурных деталей из-за
проявления так называемого масштабного фактора [97]. Влияние
масштабного фактора на усталость титанового сплава ПТ-ЗВ в ши-
роком диапазоне диаметров от 12 до 180 мм изучалось И. В. Куд-
рявцевым и др. Материалом для исследования служили поковки
диаметром 290 мм и длиной 1100—1700 мм. Из поковок длиной
1700 мм изготавливали образцы с диаметром рабочей части 180 мм.
Из коротких поковок по всему сечению вырезали образцы с диа-
метром рабочей части 12, 20 и 40 мм, которые испытывались по
6—8 шт. в серии на машинах ЦНИИТмаш У-12, У-20 и У-40, сим-
140
Рис. 67. Зависимость предела
усталости сплава ПТ-ЗВ от диа-
метра образцов '
метричным консольным изгибом при вращении. Испытание образ-
цов диаметром 180 мм проводилось на резонансной машине У-200
(по 5 шт. в серии). База испытаний составляла 10’ циклов. Основ-
ные результаты, полученные на гладких образцах, приводятся на
рис. 67, из которого видно естественное проявление масштабного
фактора: затухающее влияние размера образцов по мере их увеличе-
ния. Увеличение диаметра испытываемых образцов с 12 до 180 мм при-
вело к снижению предела усталости титанового сплава,имеющего вре-
менное сопротивление 72—79 кгс/мм2,
на —40%, что не превышает изме-
нения предела усталости сталей та-
кой же прочности. Более подробное
изучение особенностей проявления
масштабного эффекта, правда при
меньшем изменении размеров (от 8 до
32 мм), проведено (на воздухе и
в 3%-ном растворе NaCl) Ю. П. Сири-
ным и др. Испытывалось большое
количество образцов каждого размера
(диаметром 8 мм— 108 шт., диамет-
ром 10—32 мм по 15—30 шт. в серии),
что позволило провести статистиче-
скую обработку результатов, по-
строить полную вероятностную диа-
грамму усталости для образцов диа-
метром 8 мм и определить закон рас-
пределения предела выносливости.
Использование полученного уравне-
ния кривой усталости дало возможность построить распределе-
ние предела усталости на базе 10’ циклов для образцов диаметром
10, 20 и 32 мм и при меньшем количестве образцов в серии (рис. 68).
Анализ полученных результатов показывает, что для образцов
разных диаметров, испытанных как на воздухе, так и в коррозион-
ной среде, пределы усталости, соответствующие малой вероятности
разрушения (р — 2%), отличаются не существенно, т. е. нижняя
граница рассеивания пределов выносливости сплава практически
постоянна. С увеличением вероятности разрушения влияние мас-
штабного фактора на усталостную прочность увеличивается, на-
блюдается обычный ход масштабных кривых — затухание мас-
штабного эффекта с ростом диаметра образцов (см. рис. 67). В этом
можно видеть статистическую природу масштабного эффекта [97].
Характерным для титана является отсутствие инверсии масштаб-
ного эффекта в коррозионной среде, что очень важно для возмож-
ности прогнозирования масштабного -эффекта не только на воз-
духе, но и в коррозионной среде по результатам большой выборки
испытания малых образцов и определения нижнего предела рас-
пределения выносливости. Этот предел и будет устойчивым для
данного металла независимо от размера изделия.
141
6).
Рис. 68. Распреде-
ление предела вы-
носливости для об-
разцов диаметром
10 мм (а), 20 мм (б)
и 32 мм (в);
/— испытание на воз-
духе; 2 — испытание
в 3%-ном растворе
NaCl
JO J5 40
А мпли ту Sa напряжений, кгс/мм 2
142
2. Влияние состава, структуры
и термической обработки
на усталость титановых сплавов
Зависимости усталостной прочности титановых сплавов от их
состава, структуры и термической обработки посвящено много ра-
бот, но, несмотря.на обилие материала, достаточной ясности до
настоящего времени нет, по-видимому, из-за сложности и много-
гранности проблемы.
Литой и деформированный металл. Литой металл имеет суще-
ственно более низкий предел усталости, определенный на гладких
образцах; на надрезанных образцах разница в усталости литого
и деформированного металла оказывается заметно меньше.
В табл. 35 приводятся данные по пределу выносливости отечествен-
ных литейных и деформированных сплавов одинакового состава.
Т а б л и ц а 35. Предел выносливости отечественных литейных сплавов
в сопоставлении с деформированным состоянием
Литейные сплавы Деформированные сплавы, аналогичные по составу литейным
Марка сплава Предел усталости при 20° С, кгс/мм2 Марка сплава и вид полуфабриката Предел усталости при 20° С, кгс/мм2
Гладкие образцы Надре- занные образцы Гладкие образцы Надре- занные образцы
ВТ5Л 28 — ВТ5, пруток 40—45 24-31
ВТ6Л 20 — ВТ6, пруток 53—56 22—36
ВТ14Л 27 23 ВТ14, лист 2 мм 40 -—
ВТЗ-1Л 22 — ВТЗ-1, пруток 54—58 24
В T9 Л 18 18 ВТ9, пруток 52 —
Для высокопрочных титановых сплавов в литом состоянии ха-
рактерна своеобразная зависимость усталостной прочности от со-
держания в них кислорода. Если в деформированных сплавах по-
вышение содержания кислорода (в пределах 0,02—0,3%) одно-
значно приводит к повышению как статической прочности, так
и предела усталости, то для литого состояния с ростом содержания
кислорода у технически чистого титана повышение предела уста-
лости не наблюдается, а для прочных сплавов, например для ВТ6,
предел усталости падает. В табл. 36 даются результаты испыта-
ния литого и деформированного металла с различным содержанием
кисдорода, которые иллюстрируют изложенное [131, 1411. Сле-
дует отметить, что это явление возможно наблюдается из-за не-
достаточной отработанности технологии литья и термообработки
отливок, допускающих еще сильную сегрегацию примесных эле-
ментов в структуре отливок.
143
Т а б л и ц a 36. Влияние содержания кислорода
на предел усталости литого и деформированного металла
Сплав Предел усталости на гладких образцах (кгс/мм8) при содержании кислорода, %
0,072 0,087 0,09 0,11 0,15 0,18 0,32
Технически чистый титан, деформированный Сплав Ti—4 Al—4 Мп, от- ливка 16,0 19,4 35 28 24 17,5 33,2
Многими исследованиями выявлены основные закономерности'
изменения предела усталости титановых сплавов в результате
горячей пластической обработки, которая в общем случае значи-
тельно повышает усталостную прочность литого металла. Дефор-
мация в температурной области существования а + P-фаз по срав-
нению с деформацией в P-области дает заметно большие 'значения
усталостной прочности титановых сплавов. Так, для сплава
типа ВТ6 ковка в p-области понизила предел усталости по сравне-
нию с ковкой в а + P-области на 12%, при этом высокотемпера-
турные нагревы в P-области снижают усталостные свойства даже
в случае последующей нормальной деформации в а + Р-области
[139]. Замечено существенное значение степени горячей пласти-
ческой обработки: чем более деформирован металл при прочих
равных условиях, тем выше его усталостная прочность. При этом
наибольшее возрастание предела усталости происходит при вели-
чинах деформации до 3—4-кратных. При большей деформации
изменение усталостных свойств невелико. Наиболее высокие зна-
чения усталостной прочности титановых сплавов можно получить
применением рациональной термомеханической обработки.
Величина зерна. Влияние величины зерна, сформированного
методом наклепа и рекристаллизации технически чистого титана,
на его усталостную прочность изучалось в работе [141 ]. Для сред-
ней величины зерна титана 9,32 и 110 мкм были получены значения
предела усталости 24,0; 19,4 и 18,1 кгс/мм2 соответственно, или при
изменении величины зерна более чем в 10 раз предел усталости
изменился на 25%; причем наибольшее падение предела усталости
получено при изменении величины зерна от 9 до 32, а при дальней-
шем увеличении зерна темп изменения предела усталости оказался
заметно ниже.
Интересные результаты были получены в работе [99]. Авторы
работы у технически чистого титана величину зерна выращивали
нагревом в вакууме -(950° С — 2 ч); после этого часть заготовок
перековывалась на прутки с измельчением зерна. Крупнозерни-
стая структура титана имела предел усталости 21—23 кгс/мм2,
с большим разбросом данных в области ограниченной выносли-
144
вости, а мелкозернистый титан имел = 30 кгс/мм2. При испы-
тании надрезанных образцов получились близкие значений пре-
дела усталости: 10,9 и 11,0 кгс/мм2. Заметное увеличение уста-
лостной прочности при измельчении зерна было установлено и
для сплава типа ВТ6 [127]. Следует все же отметить, что во мно-
гих случаях под величиной зерна принимаются довольно резко
различные понятия (макрозерно, микрозерно, «грубозернистая»
структура и т. п.); поэтому не всегда удается проанализировать
влияние на усталостную прочность величины зерна в чистом виде.
Анализ многих работ приводит к выводу, что величина зерна
(без попутных структурных изменений) может изменять предел
усталости на 20—30%. Интересно отметить, что многие исследо-
ватели пришли к выводу о меньшей чувствительности к надрезу
титановых сплавов с более крупным зерном.
Влияние термической обработки, макро- и микроструктуры.
Разнообразие легирования и фазового состава титановых сплавов
делает затруднительным классификацию их структур. Если тех-
нически чистый титан и чистые а-сплавы можно достаточно на-
дежно различать по величине зерна, то уже в бетированиых а-спла-
вах, а там более в а + р-сплавах структура имеет запутанный
характер и, естественно, ее надо рассматривать в тесной связи
с составом сплава и его термической обработкой, а еще лучше
с термопластической «предысторией».
Определенным подбором горячей деформации и термической
обработки в работе [14] были получены различные структуры
сплавов, которые оценивались по шкалам АМТУ 518—69 (балл
макро- и микроструктуры). Усталостные образцы диаметром ра-
бочей части 5,0—7,5 мм вырезались как из прессованных или
кованых прутков, так и из штампованных лопаток. Испытание
гладких и надрезанных (ак = 1,89) образцов велось при чистом
круговом изгибе. Основные результаты испытаний при комнатной
температуре приведены в табл. 37. Данные табл. 37 показывают,
что огрубление макро- и микроструктуры (увеличение балль-
ности) заметно снижает усталостную прочность титановых спла-
вов, при этом самостоятельное значение имеет и макроструктура
и микроструктура. Более чувствительным к структуре материа-
лом оказался сплав ВТЗ-1. Характерно, что испытания образ-
цов, вырезанных из штампованных лопаток сплава ВТ8, которые
подвергались высокотемпературной термомеханической обработке
(ВТМО), показали предел усталости 73—77 кгс/мм2 - против
65 кгс/мм2 без ВТМО. Очевидно, ВТМО дает большую структур-
ную однородность, Повышающую предел усталости. Близкие
к изложенным результатам получены данные для сплавов ВТ8
и ВТ9.
Выявить связь структуры с усталостной прочностью сплавов
Ti—6А1—4V (ВТ6) и Ti—4А1—4Мп сделана попытка в работе [108],
которая по своим задачам близка к ранее рассмотренной. Были
применены три варианта горячего и «теплого» деформирования для
145
Т а б л и ц a 37. Усталостная прочность сплавов ВТ8 и ВТЗ-1
в различном структурном состоянии
Сплав н темпе- ратура испыта- ний Вид полуфабриката (размер в мм) Макро- струк- тура, балл Микроструктура, балл Предел усталости, кгс/мм2
Гладкие образцы Надре- занные образцы
ВТ8, 20° С Пруток 0 18, кованый Беззер- нистая матовая Равноосная, 1—2 61,0 27,5
» 0 18, » » 0 40, прессо- ванный 1—2 Равноосная, 1-2 Игольчатая, 8 55,5 52,0 26,0 26,0
То же 2—3 Игольчатая, 3—8 52,0 22,0
ВТ8, Пруток 0 40, катаный 2 48 32
400° С Штампованные лопатки 2—3 — 47 —
» » 3—4 — 45 —
Кованый пруток 0 120 4 — 43 —
ВТЗ-1, Штампованные лопатки 2 48
400° С » » 2—4 — 45 —
» » 6—7 — 44 —
Пруток 0 35, катаный 2 — 42 24
» 0 120, кова- ный 5 — 35 15
создания различной структуры. После горячей ковки слитков
диаметром 400 мм до прутков:
0 97 мм, далее горячее прессование до 0 20 мм и ротационное обжатие
(600° С) до 12 мм;
0 97 мм, далее горячее прессование до 0 15 мм и ротационное обжатие
(600° С) до 12 мм;
0 50 мм, далее горячая прокатка до 0 12 мм.
После отжига при 750° С — 1 ч в вакууме были соответственно
получены три структуры прутков: 1) по торцу прутка — мелко-
зернистая однородная, профиль прутка — сильно волокнистый;
2) равноосная (зерна —100 мкм) почти без волокнистости; 3) струк-
тура, подобная предыдущей, но в центре более мелкозернистая.
Усталостная прочность, определяемая на образцах гладких и
с надрезом (ак = 1,88) при круговом изгибе, приведена в табл. 38.
146
Т а б л и ц a 38. Зависимость предела усталости сплавов
Ti—4А1—4Мп и Ti—6А1—4V в зависимости от структуры
Состав сплава Характеристика структуры Предел усталости, кгс/мм2
Гладкие образцы Надрезанные образцы
Ti—4А1—4Мп Равноосная мелкозернистая 57 41
Мелкозернистая (торец), во- локнистая (профиль прутка) 52 39
Равноосная мелкозерни- стая, в центре более мелкое зерно 57 40
Ti—6А1—4V Равноосная мелкозернистая 48 41
Мелкозернистая (торец), во- локнистая (профиль прутка) 43 38
Из полученных данных авторы работы делают вывод, что во-
локнистая структура не всегда дает высокие значения усталост-
ной прочности. В работе [82 ] сплав ВТЗ-1 исследовался с тремя
структурами (зернистая равноосная, «корзиночное плетение» и
игольчатая), полученными в результате деформации при различ-
ных температурах. Установлено, что зернистая равноосная струк-
тура дает усталостную прочность при вибрационных испытаниях
лопаток — 53 кгс/мм2, структура корзинчатого плетения —
50 кгс/мм2 и игольчатая — 45 кгс/мм2. Подобные результаты
получены для сплавов ВТ8 и ВТ9.
Сопоставляя усталостную прочность сплавов Ti—5А1—2,5Sn
(типа ВТ5-1) и Ti—6А1—4V (типа ВТ6) в листах толщиной 4 мм
и кованых прутках диаметром 12—18 мм авторы работы [1191
приходят к выводу, что листовой материал, обладающий более
измельченной структурой, имеет выше предел усталости, хотя
и показывает большой разброс данных. Этот разброс можно
объяснить травлением листов, что резко действует на усталост-
ную прочность. Понижение усталостной прочности при огрублении
макроструктуры было получено и для сплава АТЗ. В работе [73]
сопоставлялись две характерные структуры теплопрочных спла-
вов ВТЗ-1 и ВТ18: мелкозернистая и пластинчатая. В условиях
пульсирующего циклического растяжения при 20° С оказалась
лучшей мелкозернистая структура; при 450° С и асимметрич-
ном циклическом растяжении обе структуры стали равноцен-
ными; при 600° С и асимметричном циклическом растяжении
у сплава ВТ 18 оказалась лучшей уже пластинчатая структура.
Эти опыты показали на необходимость оценки влияния струк-
туры конкретных условий испытания.
Ю*
147
Интересные особенности влияния структуры на усталостные
характеристики титановых сплавов выявлены в работе 150].
Для сплавов ВТЗ-1 и ВТ8 в различном структурном состоянии
проанализировано рассеивание по долговечности. При этом уста-
новлено, что грубая игольчатая микроструктура дает больший
разброс отдельных значений и, значит, не только показывает по
сравнению с мелкозернистой меньшие средние значения предела
усталости, но еще более низкий предел усталости по минимальным
его значениям.
Влияние термической обработки титановых сплавов на их
усталостную прочность находится в тесной связи с изменением
структуры и прочности (см. рис. 64). Тем не менее, выбором оп-
тимальной термической обработки можно несколько повышать
предел усталости. Для чистых и бетированиых а-сплавов такой
оптимальной обработкой является наклеп (при температурах
ниже рекристаллизации) и отжиг при температурах ниже точек пре-
вращения а ф- р -+ р или а-^ а + Р (но, естественно, выше темпера-
туры рекристаллизации). Охлаждение после отжига лучше иметь
ускоренное: в воде или на воздухе. Такая обработка должна при-
вести к образованию мелкозернистой глобулярной структуры, наи-
более выгодной для получения высоких значений предела уста-
лости для а-сплавов титана.
Существенное значение для выбора режима термообработки
сплавов с а Т p-структурой имеет знание диапазонов превраще-
ния фаз при нагреве и охлаждении. На относительное количество,
состав и устойчивость p-фазы в значительной мере влияют темпе-
ратура выдержки, способ или скорость охлаждения и последую-
щий отпуск (старение). Во всех случаях нагрев титановых сплавов
до температуры существования P-фазы не дает улучшения их
усталостной прочности, а, наоборот, унижает ее. Нагрев до темпе-
ператур в зоне а ф- p-фаз (ниже температуры а ф- Р -> Р) с охла-
ждением после этого с печью (отжиг в обычном понимании) дает
для а ф- Р-сплавов с пределом прочности при растяжении —90—
100 кгс/мм2 сравнительно низкие значения предела выносливости,
а именно от —39,0 до —48 кгс/мм2, т. е. по нижней части разброса
данных (см. рис. 64). Нагрев до этих же температур (зона а ф-
ф- Р) с ускоренным охлаждением приводит у сплавов с прочностью
94—118 кгс/мм2 к значениям предела выносливости (знакоперемен-
ный изгиб) 54—61 кгс/мм2, что уже лежит в верхней зоне рассеи-
вания. Нагрев до температур в зоне а ф- р с ускоренным охлажде-
нием и с последующим отпуском приводит у сплавов со структу-
рой а ф-Р к пределу прочности 114—142 кгс/мм2 и пределу уста-
лости 54—69 кгс/мм2 [117]. Данную термообработку можно реко-
мендовать только для заготовок сплавов, имеющих достаточно
мелкозернистую структуру или структуру корзинчатого плете-
ния, испытываемых при многоцикловых нагружениях. При мало-
цикловой усталости с перегрузками дополнительный бтпуск может
оказать отрицательное влияние на работоспособность металла..
148 -
В настоящее время нет достаточно обширных данных, но уже
имеющиеся отрывочные сведения говорят о том, что наиболее
высокие значения [82] усталостной прочности можно достичь
при термомеханических видах обработок, при которых соотноше-
ние между временным сопротивлением и пределом усталости
может составлять: = (0,6-^0,7)ов.
Содержание водорода. Известно, что водород даже при сравни-
тельно небольшом содержании может вызвать охрупчивание
титановых сплавов, проявляющееся в различных формах [63, 36].
Влияние водорода в технически чистом титане на его усталостные
характеристики впервые описано в работе [99], в которой
был определен предел выносливости на гладких и надрезанных
образцах. В технически чистом титане с одинаковой структурой,
но с разным содержанием водорода усталостная прочность оказа-
лась: на гладких образцах 30,8 и 30,0 кгс/мм2, на надрезанных
образцах (ак= 3,4) 10,7 и 11,0 кгс/мм2, т. е. содеражание водорода
не повлияло на общий уровень усталостной прочности и, что важно,
на чувствительность к надрезу. Подобные результаты были полу-
чены для технически чистого титана американского производства
и сплава Ti—8Мп (Р-сплав) при содержании в них водорода до
0,04% (обычно в сплавах допускается не более 0,015Н2) и при
испытании гладких и надрезанных образцов.
В последнее время проведены обстоятельные исследования
усталостной прочности а ф- р-сплава Ti—4Al—4Мп с различным
содержанием водорода [116]. Основные результаты работы при-
водятся в табл. 39.
Т а б, л и ц а 39. Усталостная прочность сплава ВТ6
с различным содержанием водорода
Внд образца Предел усталости (кгс/мм2) при содержании водорода, %
0,001 0,006 0,0155 0,0295 0,0495
Гладкие 62,0 60,9 63,1 62,1 62,7
Надрезанные (ак = 2,7) 32,8 35,2 36,5. 36,1 36,8
Влияние водорода на выносливость при циклических напря-
жениях выше предела усталости в области малоциклового разру-
шения требует специального изучения.
Усталостная прочность сварных соединений. Усталостная
прочность сварных соединений определяется главным образом
двумя факторами: конструктивным оформлением сварного сое-
динения и качеством металла шва и околошовной зоны (в том
числе чувствительностью шва к конструктивным элементам свар-
ного соединения). Фактор конструктивного оформления является
общим для сплавов различной основы, поэтому его анализ выходит
149
за рамки настоящего труда. Исследование усталостной прочности
металла шва и околошовной зоны [98] показало большую ее
зависимость от качества присадочного материала, тщательности
защиты от поглощения газов из воздуха расплавленным и нагре-
тым металлом во время процесса сварки, наличием в сварном
шве различного рода пороков или дефектов (непроваров, пори-
стости и т. п.). При определении пределов усталости сварного
соединения снималось усиление, чтобы в чистом виде выявить
усталостную прочность сварного соединения по сравнению с уста-
лостной прочностью основного металла.
В результате проведенных исследований удалось выяснить,
что металл сварного соединения при наиболее оптимальной
технологии сварки имеет предел усталости не выше 80% от предела
усталости основного металла (о_х). Наибольшее снижение пре-
дела усталости сварного соединения наблюдается при наличии
непроваров — 0,37o_i; нарушения газовой защиты зоны сварки
снижают усталость до 0,60о_1; пористость—до 0,43а_!.
В работе [86] была исследована циклическая прочность двух
типов сварных листовых соединений: аргонодуговая, сварка
встык с присадкой и контактная шовная сварка встык с двусто-
ронними накладками. Испытание образцов велось плоским симме-
тричным изгибом. Разрушение образцов происходило по месту
сплавления металла шва с основным металлом, т. е. по месту
конструктивного концентратора напряжений. Для того чтобы
оценить раздельно роль внешних концентраторов и роль самой
сварки («внутренний» концентратор) на усталостную прочность
сварных соединений титана, были определены пределы выносли-
вости образцов без усиления и накладок, которые перед цикличе-
ским нагружением срезались. В этих испытаниях определено
снижение циклической прочности только в результате действия
структурных или внутренних концентраторов. Как видно из
рис. 69, на котором представлены основные результаты работы,
предел выносливости таких образцов оказался еще более низким,
чем у образцов с усилением; эффективный коэффициент внутренней
концентрации для аргонодуговой и контактной сварки оказался
соответственно 1,74 и 3,25. Все образцы этих серий разрушались
по шву. Сопоставление усталостной прочности сварных соединений
титана с подобными соединениями других металлов (стали, алюми-
ниевые сплавы) показало, что они имеют близкие значения отно-
шений предела усталости сварного соединения и основного ме-
талла. Эксперименты показали, что пределы усталости стыковых
соединений титановых листов при изгибе, выполненных ручной
аргонодуговой сваркой и контактной сваркой, составляют соот-
ветственно 77 и 65% от усталостной прочности основного металла;
причем снижение предела выносливости идет в основном за счет
внутренних структурных дефектов сварного шва.
Усталостные испытания точечных соединений листовых кон-
струкций [5] из сплавов ВТ1-0 и ОТ4-1, сталей и алюминиевых
150
сплавов показали близость предела усталости стали и титановых
сплавов. По данным этой работы, уровень усталостной прочности
изученных сварных соединений определяет их конструктивное
оформление, при этом род материала имеет меньшее значение.
Один из действенных методов повышения усталостной проч-
ности сварных соединений — их низкотемпературный отжиг,
Рис. 69. Кривые усталости сварных образцов из листо-
вого титана:
1 — аргоиодуговая сварка с усилением, 2 — контактная
сварка с накладкой, 3 — приварка ребра жесткости, 4 —
аргонодуговая сварка со снятым усилением; 5— контактная
сварка со снятыми накладками
повышающий предел усталости титановых сварных соединений
на 25—40%.Важным методом повышения усталостной прочности
сварных соединений является проведение механического наклепа
района сварногб соединения различными способами (накатка
роликами и шариками, дробемет, виброударный способ, про-
ковка швов и др.).
3. Влияние среды и температуры
Коррозионная усталость. Уже первые исследования титана
как нового конструктивного металла показали его резкое отличие
от многих металлов в части коррозионно-усталостной прочности.
Агрессивная среда, в частности морская вода, практически не
изменяла его предел усталости, определенный на воздухе. В даль-
нейшем этот очень важный факт неоднократно проверялся для
151
технически чистого титана различного качества [99, 100] и для
сплавов различных классов [13,30] на гладких и надрезанных
образцах при базе испытания до 107 циклов. В табл. 40 обобщены
данные о коррозионно-усталостной прочности некоторых титано-
вых сплавов и параллельно испытанных с ними других металлов.
Как видно из представленных данных, технически чистый титан
различного качества не чувствителен к коррозионной среде при
усталостных испытаниях. Наблюдаемое небольшое повышение
усталостной прочности, очевидно, объясняется охлаждающим
действием среды. По данным табл. 40 можно заключить, что й
сплавы на основе титана не снижают или очень мало снижают
свою усталостную прочность (в пределах от 0 до 8% от уровня
определяемой величины). Однако при выявлении снижения уста-
лостной прочности, например для сплавов ВТЗ-1 и ВТ8, было
замечено, что в коррозионной среде не удается четко выявить
перелома усталостной кривой (оа—lg N), т. е. уловить физи-
ческий предел усталости.
Для более детального изучения коррозионно-усталостной проч-
ности были проведены испытанйя на сплаве ВТ6 (см: п. 2).
Базовое число нагружений составляло при испытании на воздухе
107 циклов, а при испытании в 3%-ном растворе NaCl—3-107 ци-
клов. Средние значения предела усталости образцов диаметром
10 мм, испытанных на воздухе и в коррозионной среде, практи-
чески /совпадают (см. рис. 68). Однако рассеивание пределов вы-
носливости сплава для образцов данного диаметра при испыта-
ниях в коррозионной среде больше, чем на воздухе, поэтому
при малой вероятности разрушения (большая вероятность надеж-
ной работы без разрушения) в коррозионной среде имеем снижение
усталостной прочности на 2 кгс/мм2 (~6%). Более заметное
снижение предела выносливости под воздействием коррозионной
среды можно наблюдать при испытании образцов диаметром 32 мм
на 4—5 кгс/мм2 или на 12—15%. Таким образом, во всех случаях
пренебрегать коррозионной чувствительностью усталостной проч-
ности титановых сплавов нельзя, особенно когда требуется боль-
шая надежность работы деталей машин и механизмов. Но в то
же время влияние коррозионной среды на титановые сплавы зна-
чительно меньше, чем на стали и широко применяемые цветные
сплавы.
Сведений о влиянии на усталортную прочность титановых
сплавов нейтральных газовых сред относительно мало. Некото-
- рые косвенные данные показывают, что испытание на усталость
в инертных газах (гелий, аргон) не дает повышения его предела
выносливости. Однако скорость распространения усталостной
трещины значительно выше на воздухе, чем в вакууме [121].
Ускорение роста усталостной трещины наблюдается при цикличе-
ском нагружении в водороде [133] при температурах испытания
выше—73°С; при более низких температурах водород не оказывает
сколько-нибудь заметного влияния на рост трещины.
152
Т а б л и ц a 40. Коррозионно-усталостная прочность титановых сплавов
Металл, вид образца, характер нагружения Предел выносливости, кгс/мм2
Воздух Пресная вода Водный раствор
3% NaCl 3% НС1
Технически чистый титан Марка ВТ1-1 Кованый пруток (<тв = 58,8 кгс/мм2) изгиб: гладкие образцы 30,8 33,3*
надрезанные образцы 10,7 — 11,0* —
растяжение—сжатие гладкие образцы 27,3 28,6 — •—
Горячекатаный лист (ов = = 47 кгс/мм2) изгиб: гладкие образцы 25,6 — — 26,0
надрезанные образцы 16,5 — — 15,6
Марка ИМП-1 ** (ов = 95 кгс/мм2) 47 — 50 •—
Американского производства (ов = 36 39 38* •—
= 63 кгс/мм3) Сплав Ti—4 Al (типа ВТ5) Г орячекатаный лист (ст в = = 76 кгс/мм2) изгиб: гладкие образцы 29 29
надрезанные образцы 12 — 12 —
кручение: гладкие образцы 12 — 10 •—
Сплав ВТЗ-1 Пруток изгиб: гладкие образцы 52 48
надрезанные образцы 34 — 33 —
Сплав ВТ8 Пруток*** изгиб гладких образцов: термическое улучшение 50 47
вакуумный отжиг 950° С — 42 — 40 —
12 ч * Испытание в синтетической мс ‘ ** Технически чистый титан, по >рской воде лученный идриднока льциевым ь <етодом.
♦*♦ Испытание на базе 5* 107.
153
Фретинг-эффект. Особое значение в усталостной прочности
титановых сплавов имеет фретинг-эффект, или контактная кор-
розия, в местах сопряжения. Наличие контактного трения при
циклическом нагружении у всех металлов приводит к заметному
снижению усталостной прочности, особенно в коррозионных
средах. Титановые сплавы в этом отношении мало отличаются
от сталей, близких к ним по прочности [76]. Возникающее кон-
тактное трение (в местах заделок, прессовых посадок, креплений
и т. п.) резко снижает усталостную прочность, действуя подобно
концентратору напряжений. Степень снижения усталостной проч-
ности в основном зависит от сопряженного материала, вызываю-
щего фретинг-эффект, удельного давления в месте сопряжения
и окружающей среды. Удельное давление [76] оказывает сильное
влияние только при его низких значениях. В прочных креплениях
или плотных посадках при удельных давлениях более 3—5 кгс/мм2
усталостная прочность мало изменяется. Так, по данным работы
[76], прессовая посадка втулки с удельным давлением 5 кгс/мм2
снижает усталостную прочность технически чистого титана с 32
до 11,2 кгс/мм2. Дальнейшее увеличение удельного давления
посадки до 20 кгс/мм2 снизило предел усталости до 10,3 кгс/мм2.
В среднем предел усталости при наличии фретинг-эффекта (oLiT)
у титановых сплавов на воздухе при контактировании с однород-
ным сплавом составляет 20—40% от исходного предела усталости,
т. е. oL‘iT = (0,2 —0,4)о_!. При контактировании с более мягкими
материалами (медные, алюминиевые или магниевые сплавы) это
соотношение повышается и достигает a!LiT = О.бо.!. Повышения
значения о*лт до (0,5-i-0,6)o_i можно добиться анодированием
поверхности или покрытием пленкой полимеров, т. е. благодаря
улучшению условий трения.
Эффективным средством повышения циклической прочности
узлов с туго посаженными деталями является поверхностное
упрочнение подступичных частей, в частности обкаткой роликами.
Широкие исследования по усталостной прочности образцов раз-
личного размера диаметром 12—180 мм с прессовыми посадками
из сплава ПТ-ЗВ при испытании на воздухе проводились в уже
упомянутой работе.
При испытании образцов диаметром 12 и 20 мм с туго насажен-
ными втулками контактное давление втулки на образец создава-
лось за счет зажатия разрезной втулки в цанговом патроне.
На гладкую часть образцов диаметром 40 мм в холодном состоя-
нии напрессовывались сплошные втулки с натягом 0,02—0,04 мм.
Контактное давление при этом составляло около 4 кгс/мм2. Об-
разцы диаметром 180 мм испытывались с втулкой, срстоящей из
двух половин. Учитывая, что через втулку не передавался изги-
бающий момент, а также усилие затяжки болтов захватов машины,
можно считать, что удельное давление на образец составляло
во всех случаях примерно 30 кгс/мм2. Режимы предварительной
154
Т а б л и ц а 41. Режим обкатки посадочных поверхностей образцов
Диаметр образца, мм Усилие обкатки, кгс Подача, мм Диаметр ролика, мм Профиль (ра- диус) ролика, мм
12 150 0,10 28 2
20 300 0,10 28 2
40 400 0,11 28 2
180 2000 0,30 80 10
обкатки посадочных поверхностей были выбраны на основе спе-
циальных опытов (табл. 41). Значения пределов усталости, полу-
ченные для всех испытанных серий образцов, для гладких образ-
цов и образцов с напрессованными втулками приведены в табл. 4-2.
Т а б л и ц а 42. Усталость гладких образцов
и образцов с напрессованной втулкой
Диаметр образцов, мм Предел усталости, кгс/мм!
Гладкие образцы Образцы с напрессованной втулкой
ие обкатанные обкатанные не обкатанные обкатанные
12 22 22 13,5 17,5
20 20 16 9,0 15,0
40 16 16 9,5 16,0
180 14,5 14,5 10,5 14,0
180 — — — 17,5*
* Втулка насаживалась на поверхность со снятием после обкатки чистовым точением слоя 0,2 мм.
Как видно из полученных данных, прессовые посадки в 1,5—
2,0 раза снизили усталостную прочность образцов. Обкатка поверх-
ности значительно . повысила предел усталости образцов всех
диаметров. Причем для обкатанных образцов диаметром 40 и
Д80 мм с напрессованными втулками передел усталости повысился
до значений предела усталости гладких образцов. Еще более
высокое значение получено для образцов диаметром 180 мм,
которые после обкатки до запрессовки втулок подвергались
чистовой обработке со снятием слоя 0,2 мм, что улучшало чистоту
поверхности. Из табл. 42 также видно, что при увеличении мас-
штаба (диаметра) образцов фретинг-эффект не усиливается.
Исследование одновременного воздействия коррозионной среды
и контактного трения на . усталостную прочность титанового
155
сплава ВТ6 с прочностью ств = 804-86 кгс/мм2 изучалось Глад-
ковским В. А. и др. Из кованых заготовок вырезались специаль-
ные образцы диаметром рабочей частй 20 мм, моделирующие
ось с напрессованными втулками. Моделировалось два типа за-
крепления втулок: конические напрессованные втулки, пере-
дающие изгибающий момент, и цилиндрические втулки, не пере-
дающие момент. Материалом для изготовления втулок служили
Рис. 70. Кривые выносливости образцов из сплава ВТ6 с напрессован-
ными втулками, контактным давлением 6 кгс/мм2 (а) и 16 кгс/мм2 (б):
1 — испытание на воздухе; 2 — испытание в 3%-ном растворе NaCl, 3, 4 —
упрочнение накаткой, испытание соответственно на воздухе и в 3%-ном
растворе NaCl
таким образом, чтобы контактное давление было qx ~ 5-4-7 кгс/мм2
и q2 = 15-f17 кгс/мм2. Усталостные испытания производили
на воздухе и в 3%-ном растворе NaCl. Обкатывание подлежащих
упрочнению подступичных частей конических и цилиндрических
образцов выполнено с помощью шарикового приспособления
при следующих режимах: усилие обкатки Р = 200 кгс, диаметр
шарика D — 10 мм, скорость обкатки 350 об/мин, число проходов 2.
Кривые усталости для образцов с напрессованными втулками,
передающими' изгибающий момент, при различных контактных
давлениях представлены на рис. 70. Предел усталости гладких
образцов без напрессовки втулки был получен 38 кгс/мм2 для
испытания на воздухе и в коррозионной среде. Напрессовка
втулок на неупрочненные образцы (как и для сталей) приводит
к значительному снижению предела усталости (более чем в
3 раза). Коррозионное воздействие (3%-ный раствор NaCl) при-
водит лишь к незначительному дополнительному понижению
156
усталостной прочности неупрочненных образцов с напрессован-
ными втулками, т. е. коррозионная среда мало усиливает фретинг-
эффект. Место разрушения образцов на воздухе и в коррозион-
ной среде при контактном давлении 5—7 кгс/мм2 оказалось разным.
При испытании на воздухе появлялась трещина и полный излом
происходил на расстоянии 1—2 мм от торца втулки, т. е. в зоне
наибольшего контактного трения. В 3%-ном растворе NaCl зона
разрушения смещалась вглубь подступичной части на расстояние
20—30 мм от наружного торца ступицы вследствие износа контак-
тирующих поверхностей и уноса продуктов трения (главным
образом порошок TiO2) жидкой средой. При увеличении контакт-
ного давления запрессовки от 5—7 до 15—17 кгс/мм2 можно за-
метить некоторое снижение несущей способности по долговечности,
однако на предел выносливости данное увеличение контактного
давления практически не повлияло. При контактном давлении
запрессовки 15—17 кгс/мм2 достигается такая прочность прес-
сового соединения, что продукты фретинг-коррозии уже не выно-
сятся, а запираются у начала подступичной части втулки, и зона
излома находится на расстоянии 1—2 мм от торца втулки во всех
случаях. Данные рис. 70 показывают также, что упрочнение
обкаткой шариком является весьма эффективным средством умень-
шения вредного влияния фретинг-эффекта.
Дальнейшие опыты показали, что передача момента через
напрессованную втулку не вызывала дополнительного снижения
предела выносливости. Материал втулок из титановых сплавов
с различными механическими свойствами (прочность в пределах
58—83 кгс/мм2, твердость НВ 250—300 кгс/мм2 при испытании
на воздухе и в коррозионной среде) практически не оказал
влияния на несущую способность прессовых соединений при
циклическом нагружении неупрочненного металла.
Зависимость усталостной прочности от температуры. Как от-
мечалось (см. табл. 34), усталостная прочность титановых
сплавов падает по мере повышения температуры испытания.
Наибольшее снижение предела усталости наблюдается „у техни-
чески чистого титана, наименьшее — у теплопрочных а Д- р-спла-
вов. Относительное изменение предела усталости в зависимости
от температуры для этих сплавов (ВТ6, ВТ8, ВТЗ-1, ВТ16 и ВТ22)
показано на рис. 71, из которого следует, что повышение темпе-
ратуры до 400—450° С снижает усталостную прочность на 20—
25%. Это снижение несколько меньше, чем снижение временного
сопротивления под влиянием повышения температуры до 400—
450° С. Интересным является то, что предел усталости, определен-
ный на надрезанных образцах, значительно меньше зависит от
температуры испытания, чем предел усталости гладких образцов.
Из этих данных видно также, что изменение усталостной прочно-
сти более значительно при отрицательных температурах, чем:
в диапазоне 20—450°С. Многие исследователи уровень цикличе-
ской прочности титановых сплавов при повышенных температурах
157
(выше 300°С) непосредственно связывают с длительной прочно-
стью, отождествляя влияние длительности действия статической
и циклической нагрузки.
Более детальное изучение усталости титановых сплавов при
низких температурах [143] показало, что при понижении темпе-
ратуры ниже комнатной резко увеличивается чувствительность
к концентрации напряжений, при температурах жидкого азота
эффективный концентратор, как правило, близок к теоретическому.
Наибольшее возрастание усталостной прочности при отрицатель-
Рис. 71. Относительное изменение предела усталости теплопрочных
титановых сплавов от температуры, % —предел усталости при
комнатной температуре — 100%, —при температуре i);
О—О —гладкие образцы; X — X —надрезанные образцы
ных температурах наблюдается при симметричном цикле нагру-
жения. Испытание при самых низких температурах показало, что
понижение температуры до —258° С вызывает только повышение
предела усталости, никаких явлений хладноломкости выяв-
лено не было.
Изучение термической усталости показало, что в диапазоне
изменения температур до 400° С титановые сплавы обладают
очень высокой термической усталостью — практически не удава-
лось разрушить стандартные образцы при самых быстрых охлаж-
дениях при циклах охлаждения до десятка тысяч. При более вы-
соких температурах нагрева жесткозакрепленных образцов
резкое охлаждение приводило к разрушению. Стойкость к тер-
мической усталости титановых сплавов ОТ4 и ВТ14 оказалась
высокой и превысила стойкость стали ЭИ 435.
/
4. Условия нагружения
Частота циклов. По данным различных исследований [8, 132],
изменение частоты циклического нагружения в интервале 500—
5000 цикл/мин, как и у сталей, мало сказывается на определяемом
158
п д л усталости титановых сплавов. альнейшее повышение
частоты приводит к заметному увеличению предела усталости
[71, 49], хотя при частоте до —10 000 цикл/мин это часто уклады-
вается в полосу разброса экспериментальных значений. В табл. 43
Т а б л и ц а 43. Влияние частоты нагружения
на усталостную прочность некоторых сплавов
Материал Частота 16 Гц Частота 3000 Гц
Предел усталости, КГС/ММ2 Предел усталости, кгс/мм2
20° С — 196° С 20° С — 196° С
Дюраль Д16 14 32 20 37
Титановые сплавы: ОТ4-1 ВТ22М 32 62 51 87 42 62 58 89
Углеродистая сталь марки 45 23 66 32 74
приведены данные [71 ] по влиянию частоты нагружения в диапа-
зоне 1000—180 000 цикл/мин для двух титановых сплавов, дюраля
и углеродистой стали. Приведенные данные показывают, что даже
сильное изменение частоты сравнительно мало сказывается на
пределе усталости, хотя некоторые исследования [132] указыва-
ют на изменения характера циклической деформации и разрушения
при изменении частоты нагружения. Значительно большее значе-
ние имеет опасность разогрева металла при нагружениях боль-
шими частотами. Титановые сплавы имеют низкую теплопровод-
ность, поэтому фактор местного разогрева велик (особенно при
циклическом растяжении—сжатии). Естественно, при разогреве
резко падает сопротивление усталости. Внутренний разогрев
металла при высокочастотных нагружениях может усилить влия-
ние окружающей среды (коррозионно-усталостный эффект или
окисление поверхности газами) и привести к неверным резуль-
татам испытания или к преждевременному выходу из строя деталей
механизмов и машин.
Схема напряженного состояния. Известно, что испытание
на изгиб для усталости металлов является более «мягким» видом
нагружения, и при переходе на циклические испытания при
растяжении—сжатии или кручении уровень предела усталости
может в большей или меньшей степени снижаться. В табл. 44
дается сопоставление пределов выносливости, определенных при
различных видах нагружения для некоторых сталей, алюминие-
159
Т а б л и ц a 44. Сопоставление пределов выносливости
при нагружении круговым изгибом, растяжением—сжатием
и знакопеременном кручении
Марка сплава, харак теристика концентра тора напряжении Времен- ное со- против- ление аВ) кгс/мм2 Предел выносливости, кгс/мм2
Изгиб а_г Растя- жение- сжатие Кру чение ц*Р 0 4
Технически чистый
тнтан:
ВТ1-1 (ак = 1) 50,5 31,7 27,3 — 86,4 —
ВТ1-2 (ак == 1) 58,0 30,7 28,6 — 93,2 —
Коммерческий титан (Англия):
ак= 1 56,2 27,6 26,7 — 96,6 —
ак= 2 18,1 17,3 — 95,2 —
ак = 3,3 17,3 11,8 — 68,4. —
Ti—1А1—1Мп (Ан- глия):
ак= 1 75,6 45,7 45,7 — 100 —
ак= 2 28,3 22,0 — 77,8 —
ак = 3,3 23,6 18,1 — 76,8 —
ВТ5 (ак = 1) 78,0 40,0 42,4 — 106,0 —
ВТ5-1 (ак = 1) 80,5 36,5 39,0 — 107,0 —
80,5 36,5 35,4 — 97,0 —
Ti—5А1 (Англия):
ак= 1 85,0 37,8 44,1 — 116,0 —
«к = 2 26,8 20,5 — 76,5 —
ак = 3,3 24,4 15,7 — 64,5 —
Тг— 4А1—4Мп (Ан- глия):
ак= 1 107,2 63,0 58,3 — 92,6 —
ак = 2 33,1 25,2 — 76,3 —
ак — 3,3 ,29,1 15,7 — 54,0 —
Ti-5A1—2,5Sn (ФРГ):
ак= 1 107—113 42 35 26 62,0 62,0
ВТ9 ак = 1 Ti-6A1—4V (ФРГ) 111 52 42,8 36,3 82,5 70,0
ак ~ 1 (отжиг) 115—135 46 34 27 74,0 58,6
ак — 1 (закалка, старение) 136—163 — 43 32 — —
160
вых сплавов и титановых сплавов. Известно [100,119], что отноше-
ния о£.1/о_1 и <укр/сг_1 (коэффициенты эквивалентности) для испы-
танных титановых сплавов находятся на уровне стали, не превы-
шая обычно наблюдаемых пределов. Следует отметить увеличе-
ние разницы между o_i и oLi при наличии концентраторов напря-
жений и повышении прочности сплавов. Характерным, хотя
пока необъяснимым фактом, являются близкие значения пределов
усталости ст_1 и ctJLi для чистых а-сплавов (ВТ5, ВТ5-1, Ti—1А1—•
Рис. 72. Полная диаграмма уста- Рис. 73. Полная диаграмма усталости
лости сплава ВТ6 при различных сплава ВТ6 для гладких и надрезанных
температурах образцов с различным теоретическим
коэффициентом концентрации
Асимметрия цикла. Наиболее простой случай асимметричного
нагружения — это наложение статического растяжения (или
сжатия) при циклическом одноосном растяжении — сжатии, когда
напряжения алгебраически складываются и металл подвергается
асимметричному растяжению—сжатию, пульсирующему растя-
жению или пульсирующему сжатию. На рис. 72 и 73 представлены
так называемые полные диаграммы усталости сплава Ti—6AI—4V
(аналога сплава ВТ6) при различных температурах и при различ-
ной концентрации напряжений (круговой надрез) [117—118]. Эти
диаграммы представляют зависимость разрушающих циклических
напряжений от статического напряжения растяжения. Вершиной
11 В. Б. Чечулин н др. 161
этих диаграмм является предел текучести материала, когда прак-
тически нулевые циклические напряжения могут привести к раз-
рушению. Циклическая составляющая определяется отклонением
от осевой прямой, идущей из точки нулевых напряжений к вер-
шине. Из рис. 72 видно, что повышение температуры испытания
более резко снижает предел текучести, чем предел усталости,
кроме того, асимметрия цикла (наложение статического растяже-
ния) наиболее резко снижает предел выносливости при достиже-
нии статических напряжений более 0,5 от предела текучести
(о012). Интересно влияние асимметрии цикла на предел выносли-
вости при одновременном действии концентрации напряжений
(рис. 73). Концентратор напряжений заметно усиливает действие
асимметрии цикла при статических напряжениях менее 0,5 о0>2,
а в области высоких статических напряжений надрезанные
образцы выдерживают более высокие суммарные статические и
циклические напряжения.
Наложение статического растяжения (или сжатия) на цик-
лическое растяжение—сжатие хорошо позволяет наблюдать дей-
ствие ассимметрии цикла на усталостное поведение металла, хотя
на практике встречается не так часто (вибрация натянутых бол-
тов и др.). Более часто встречается наложение статического
растяжения или кручения на циклические напряжения от зна-
копеременного изгиба (лопатки турбин, компрессоров или вен-
тиляторов, лопасти насосов, валы и т. д.). Изменение предела
выносливости при изгибе двух титановых сплавов и стали 2X13
при наложении осевого растяжения дано на рис. 74, а при нало-
жении кручения — на рис. 75(103]. Если статические касательные
напряжения (рис. 75) снижают предел выносливости при изгибе
у титанового сплава примерно так же, как у стали, то растя-
гивающие напряжения при изгибных циклических напряжениях
более заметно сказываются на титановых сплавах, чем, в частно-
сти, на стали 2X13. Асимметрия цикла в этом случае заметно
сказывается на более прочном сплаве ВТЗ-1, чем на пластичном
сплаве ПТ-ЗВ.
Интересные результаты были получены Г. Е. Мажаровой при
испытании сплава ВТ8 при асимметричном цикле сжатия (цикли-
ческий изгиб и статическое сжатие, коэффициент асимметрии — 5).
Оказалось, что титановый сплав повысил сопротивление цикли-
ческим напряжениям в большей степени, чем сталь 40ХНМА,
испытывавшаяся параллельно.
Нестационарность нагружения. Фактических данных по влия-
нию нестационарности циклического нагружения на усталостные
свойства титановых сплавов еще очень мало. В работе [75] было
оценено влияние циклических перегрузок на усталостную проч-
ность сплава титана ПТ-ЗВ и стали марок 15 и Ст4. Автор работы
пришел к выводу, что у испытанных материалов, которые имели
близкий предел выносливости, одинаковые кратковременные
циклические перегрузки могут приводить к упрочнению и разу-
162
прочнению, при этом не было найдено никакой закономерности.
Из испытанных материалов титановый сплав показал наименьшую
чувствительность к перегрузкам. И. В. Козловым и Н. Вассер-
маном и др. были проведены специальные исследования усталостной
прочности титанового сплава ВТ6 (ов = 81 кгс/мм2, б = 18,3%,
ф = 47%) при нестационарном нагружении. Испытывались образ-
цы диаметром 10 мм круговым изгибом. Испытание большого
количества образцов каждой партии позволяло с достаточной
достоверностью проводить ста-
тистический анализ результатов
испытания и получать вероят-
ностную картину предела вынос-
Рнс. 75. Влияние постоянных каса-
тельных напряжений тс (кручение) на
предел усталости сплава ПТ-ЗВ при
круговом циклическом изгибе: o_j —
предел усталости при чистом круговом
изгибе — 28 кгс/мм2; сЛ.1—предел
усталости при наложении тс; тт — пре-
дел текучести при кручении, 29 кгс/мм2;
Рнс. 74. Влияние осевого статического
растяжения на предел выносливости
при изгибе: а_т — предел усталости
при симметричном изгибе; — пре-
дел усталости при наложении осевого
растяжения;
1 — сталь 2X13; 2 — сплав ПТ-ЗВ; 3 —
сплав ВТЗ-1
1 — гладкие образцы; 2 — надрезанные
образцы
ливости при заданном числе циклов. Это позволило исключить
влияние на получаемые данные естественного рассеивания при
усталостных испытаниях, которое, по нашему мнению, в работе
[75] помешало найти четкие закономерности. В первую очередь
было выяснено влияние предварительного нагружения цикли-
ческими напряжениями ниже стационарного предела выносли-
вости — влияние «тренировки». Результаты испытаний даны на
рис. 76, из которого видно, что тренировка титанового сплава
приводит к заметному повышению вторичного предела выносли-
вости, хотя в области малой вероятности разрушения пределы
выносливости тренированного и нетренированного металла сбли-
жаются.
Были проведены также усталостные испытания при програм-
мном нагружении, т. е. при систематической смене уровня цикли-
11* 163
ческих напряжений (04 и о2) через определенное количество цик-
лов (п1 и п.2) с определением влияния нижнего циклического
напряжения (о2) на долговечность при программном нагружении.
В результате проведенных испытаний с изменением амплитуд
между двумя уровнями выявлено существенное влияние напря-
жений ниже предела выносливости на суммарную долговечность.
С увеличением продолжительности действия (п2) низких напряже-
ний (о2) это влияние усиливается. Нижняя граница уровня на-
пряжений, еще влияющая на Долговечность при , программном
нагружении, лежит выше половины предела выносливости при
стационарном нагружении. Было выявлено также, что кор-
Рис. 76. Влияние тре-
нировки на характе-
ристики усталостной
прочности сплава ВТ6:
1 — распределение исход-
ного предела усталости;
2 — распределение вто-
ричного предела уста-
лости
розионная среда (3%-ный раствор NaCl) качественно не изменяет
закономерностей усталостного поведения при программном на-
гружении.
Малоцикловая усталость. Кривые малоцикловой усталости
при «мягком» нагружении (амплитуда напряжений постоянная)
для титановых сплавов, как и для других металлов, можно условно
разбить на три типичных участка: первый — неразрушения,
второй и третий — соответственно квазистатического и усталост-
ного разрушения. На первом участке, лежащем в интервале до
—40—50 циклов, разрушения при амплитуде напряжений ниже
временного сопротивления не происходит. На втором участке
материал разрушается в результате циклической ползучести
после исчерпания его пластичности и носит явно выраженный
квазистатический характер (наличие шейки, большая остаточная
деформация). Усталостное разрушение, наблюдающееся на тре-
тьем участке, характеризуется низким остаточным удлинением
и специфическим усталостным видом излома. Протяженность
участка квазистатического разрушения для титановых сплавов
меняется в достаточно широких прёделах (от 40 до 20 000 циклов)
и при прочих равных условиях зависит от температуры испытания.
Типичные 'кривые малоцикловой усталости титановых сплавов
[84] при пульсирующей нагрузке растяжением представлены на
рис. 77. При «жестком» циклическом нагружении (амплитуда
164
деформаций постоянна) кривая малоциклового разрушения тита«
новых сплавов имеет обычный нисходящий ход (рис. 78). Жесткое
нагружение может привести к упрочнению или разупрочнению
в зависимости от состава и прочности титанового сплава и темпе-
ратуры испытания. Как правило, технически чистый титан и
сплавы средней прочности при жестком нагружении упрочняются,
сплавы высокой прочности (ов > 70 кгс/мм2) чаще всего разу-
прочняются, хотя само упрочнение и разупрочнение носит неод-
Рис. 77. Кривые малоцнкловой усталости титановых
сплавов (мягкое нагружение) при температуре — 196° С
(---------------) и при 20° С (-----):
о—О — квазнстатическое разрушение, *—• — усталостное
разрушение
позначный характер и зависит от состава, структурного состоя-
ния и температуры испытания. Испытания при повышенных
температурах (до 450° С) в большинстве случаев приводят к упро-
чнению, наиболее сильному — к, диапазоне температуры 200—
400° С. В этом температурном интервале титановые сплавы, ви-
димо, имеют общее деформационное упрочнение (рис. 79) [113],
которое сказывается и на ползучести, и длительной прочности.
Характер разрушения при малоцикловом нагружении в зависи-
мости от температуры испытания имеет три вида: в диапазоне
температур ниже 200° С (испытано до —196° С) разрушение ти-
тана идет по образующимся двойникам, в температурном интер-
вале 200—400° С — по телу зерна (транскристаллитное) и при
более высоких температурах — по границам зерен.
Общая закономерность влияния температуры испытания на
малоцикловую прочность — повышение абсолютных значений проч-
165
*ности и долговечности при понижении температуры и снижение —
при повышении температуры. Повышение температуры испыта-
ния титана приводит к изменению наклона кривых ограниченной
долговечности (увеличения их крутизны). Эта закономерность
объясняется уменьшением физического упрочнения и увеличением
Рис. 78. Кривые малоцик-
ловой усталости (жесткое
нагружение) сплава типа
ВТ6:
1 — общая деформация ци-
кла; 2 — пластическая де-
формация цикла
—О-----испытание при 20° С;
—Д— — испытание при
148® С, —□— — испытание
при 315° С, —X----испыта-
ние в 3%-иом растворе
NaCl (20° С)
вероятности поперечного скольжения. Специальные исследования
[47,84] показали, что при всех температурах испытания от —196
до 450° С при числе циклов до 103—104 у титановых сплавов проис-
ходит квазистатическое разрушение, сопровождающееся боль-
шой пластической деформацией. Чаще всего с понижением темпе-
Рис. 79. Влияние темпе-
ратуры на отношение
условного предела вынос-
ливости (при Л'=105)
к пределу текучести при
той же температуре (сг( 2)
ратуры переход от квазистатического разрушения к усталостному
смещается в область более низких долговечностей.
Влияние предела прочности и концентрации напряжений на
малоцикловую усталость титановых сплавов ВТ8 и ВТ9 было
исследовано [36] при повторно-статическом растяжении на уста-
новке с частотой 14 цикл/мин. Определение условного предела
долговечности велось на базе 104 циклов на гладких и надрезан-
ных (ак = 4 -ьб) цилиндрических образцах; металл образцов
166
проходил различные режимы термической и термомеханической
обработки. Было выявлено, что изменение прочности сплавов
от 105 до 157 кгс/мм2 приводит к изменению условного предела
малоцикловой прочности от 91 до 98,5 кгс/мм2, т. е. меньшее,
чем повышение статической прочности. На надрезанных образцах
такое же повышение статической прочности привело к снижению
малоцикловой прочности с 40 до 29 кгс/мм2. Предел ограниченной
выносливости сплава ВТЗ-1 (частота нагружения 3 цикл/мин,
база испытания 5-103 циклов), определенный на гладких образ-
цах, оказался равным 91,5 кгс/мм2 (95% величины предела теку-
чести). На надрезанных образцах малоцикловая прочность ока-
залась 53,5 кгс/мм2. Наибольшую чувствительность к надрезу
при малоцикловых испытаниях титановые сплавы показывают
при базе испытания 100—1000 циклов или при напряжениях
70—80% от предела текучести. Если при многоцикловых испы-
таниях, по многочисленным оценкам, титановые сплавы имеют
чувствительность к концентраторам такую же, как стали одного
с ними уровня прочности, то при малоцикловом нагружении
титановые сплавы, особенно высокопрочные, имеют заметно боль-
шую чувствительность к концентраторам напряжений. Как пока-
зали предварительные исследования [93], при испытании на воз-
духе структурное состояние и термическая обработка титановых
сплавов слабо влияют на их малоцикловую прочность. Несколько
пониженную малоцикловую выносливость показывают титановые
сплавы с замедленным охлаждением при развитии структурной
неоднородности.
Существенное влияние на малоцикловую прочность титановых
сплавов оказывает поверхностное упрочнение. Так, обкатка
образцов из сплава ВТЗ-1 [46] повышает их малоцикловую
прочность на базе 5-Ю3 циклов гладких образцов на 7%, а над-
резанные на 24% (см. табл. 50). Долговечность гладких образцов
при циклическом напряжении 95 кгс/мм2 виброшлифование
увеличивает на 30%, виброупрочнение — на 50%, а гидродро-
беструй — на 70%. Обкатка роликом надреза практически пол-
ностью может нейтрализовать его действие как концентратора
напряжений. Таким образом, упрочнение поверхности титановых
сплавов является наиболее эффективным методом повышения их
малоцикловой прочности. Неблагоприятная поверхностная обра-
ботка (например, пескоструй или некоторые режимы ЭХО) может
понизить малоцикловую усталость титановых сплавов. Частота
циклов при испытании на воздухе слабо влияет на усталостные
характеристики титановых сплавов при малоцикловом нагружении:
малоцикловая выносливость несколько понижается (на 5% по
напряжениям) при уменьшении частоты с 2—3 до 0,5 цикл/мин.
Исключительно своеобразным оказалось поведение титановых
сплавов при малоцикловом нагружении и воздействии корро-
зионной среды. Известно, что титановые сплавы обладают высокой
коррозионной стойкостью в большинстве природных сред (вода
167
и растворы нейтральных солей). Крайне слабо влияет коррозион-
ная среда и при многоцикловых усталостных испытаниях (см. п. 3).
В то же время рядом исследований выявлены случаи сильного
понижения малоцикловой усталости высокопрочных титановых
сплавов под воздействием коррозионной среды. Удалось уста-
новить определенные закономерности влияния коррозионной среды
на малоцикловую усталость титановых сплавов. Основная кор-
розионная среда, в которой проводились исследования, — это
Рис. 80. Испытание на малоцикловую усталость прн из-
гибе гладких образцов из титановых сплавов на воздухе
(О—О) и в 3%-ном растворе NaCl (•—•):
0—0 — ВТ1-1; А—А - ТС5; - ВТЗ-1
водопроводная вода и 3%-ный водный раствор поваренной соли.
Было установлено, что технически чистый титан практически не
снижает свою малоцикловую прочность как при испытании глад-
ких, так и надрезанных образцов (30, 44]. Практически не чув-
ствительными к коррозионной среде при малоцикловом нагруже-
нии оказались многие сплавы средней прочности, легированные не-
большим количеством алюминия (до —2%) и (3-стабилизаторами
(V, Ni и др.). Для всех испытанных титановых сплайов не удается
выявить понижение малоцикловой выносливости под воздейст-
вием коррозионной среды (3%-ный раствор NaCl) при испытании
гладких образцов или при малом коэффициенте концентрации
напряжений [30, 44, 22]. Коррозионно-усталостная прочность
титановых сплавов выявляется в области ограниченной долго-
вечности только при испытании надрезанных образцов и тем в боль-
шей степени, чем выше коэффициент концентрации напряжений
и выше уровень циклических напряжений. Наиболее суще-
ственно зависит величина малоцикловой выносливости тита-
168
новых сплавов в коррозионной среде от содержания в них
алюминия. При содержании в сплавах алюминия более 2%,
как правило, появляется коррозионная чувствительность; при
6% алюминия и более сплавы имеют очень низкую малоцикловую
выносливость в коррозионной среде. Характерно, что добавка
в сплавы p-стабилизаторов и появление в структуре остаточной
0-фазы резко снижает коррозионную чувствительность; поэтому
различные сплавы на основе титана проявляют разную чувстви-
Рис. 81. Испытание на малоцикловую усталость при изгибе надре-
занных образцов нз титановых сплавов на воздухе (полые значки)
и в 3%-ном растворе NaCl (залитые значки):
Д-Д _ BT1-1; 0-0 — TI-4A1; - ВТЗ-1
тельность к коррозионной среде. К этому следует добавить, что
на коррозионную чувствительность при малоцикловых нагруже-
ниях сильное влияние оказывают и технологические примеси,
содержащиеся в титановых сплавах (кислород, азот, углерод,
кремний). Как правило, эти примеси усиливают коррозионную
чувствительность. Если при испытании на воздухе структурное
состояние сплава, его термическая обработка и частота циклов
мало оказывают влияния на малоцикловую выносливость, то
при испытании в коррозионной среде эти факторы приобретают
серьезное значение. Уменьшение частоты нагружения уже при-
водит к снижению коррозионной чувствительности. Очень вред-
ной оказывается термическая обработка с медленным охлажде-
нием [44] или применение низкотемпературного старения. На
рис. 80 и 81 представлены некоторые характерные данные по
влиянию коррозионной среды на малоцикловую усталость тита-
новых сплавов.
169
5. Влияние качества и состояния поверхности
Состояние поверхностных слоев металла при его циклическом
нагружении имеет принципиальное значение, так как по совре-
менным представлениям [31 ] именно в поверхностных слоях
из-за их физической неравноценности с основным объемом металла
происходят первые пластические деформации, приводящие к уста-
лостным трещинам.
Чувствительность титановых сплавов к неровностям поверх-
ности так же, как и к ее дефектам (трещины, острые царапины,
забоины и.т. д.), можно оценить по чувствительности к концен-
траторам напряжений (см. п. 1). Опыт усталостных испытаний
показал, что в этом отношении титан близок к стали. Каких-либо
отклонений от обычных закономерностей у титановых сплавов
в этом отношении не обнаружено. В наибольшей степени чувстви-
тельны к шероховатости поверхности высокопрочные титановые
сплавы, в наименьшей степени — технически чистый титан.
Влияние технологии обработки резанием. Уже первые иссле-
дования титановых сплавов показали, что в зависимости сгг харак-
тера их обработки резанием усталостная прочность может сильно
изменяться. Было выявлено, что после абразивной шлифовки,
особенно при форсированных режимах, титановые сплавы показы-
вают наиболее низкие значения усталостной прочности и, наобо-
рот, механическая обработка точением лезвийным инструментом
при низких скоростях резания и снятием небольшой стружки
при чистовой обработке с последующей ручной полировкой тон-
кой шкуркой дает самые высокие значения усталостной прочности.
Разница в определяемых пределах выносливости для этих двух
видов обработки для одних и тех же титановых сплавов может
быть двух- и даже трехкратной. Большинство исследователей
неблагоприятное влияние шлифовки на усталостную прочность
объясняло созданием в поверхностном слое высоких растягиваю-
щих напряжений [40, 21 ].
Обстоятельное исследование причин понижения усталостной
прочности после абразивной шлифовки произведено Л. А. Глик-
маном и Л. М. Фейгиным [21 ]. Для исследования был взят тита-
новый сплав с 4,5А1 (типа ВТ5), усталостные испытания прово-
дились круговым изгибом гладких цилиндрических образцов
диаметром рабочей части 7,5 мм. Часть образцов на конечной
стадии изготовления шлифовалась на воздухе или в аргоне кру-
гом ЭБ60СМ1К при частоте вращения круга 2000 об/мин и подаче
0,1 мм, охлаждение давалось минимальным (для исключения
коробления образцов); другая часть образцов изготавливалась
точением с тщательной полировкой наждачной бумагой до шеро-
ховатости поверхности V 8. Шлифованные образцы по партиям
подвергались дополнительной обработке с целью снятия остаточ-
ных напряжений или тонкого поверхностного слоя. На каждый
вариант испытывали по нескольку партий образцов с целью
170
проверки однозначности получаемых данных. Результаты иссле-
дования представлены на рис. 82. Как видно из представленной
диаграммы, шлифованные образцы по сравнению с точеными и
полированными образцами устойчиво имели на —25% ниже
усталостную прочность. Защита зоны шлифовки аргоном не
изменила низкие значения усталостной прочности; следовательно,
основная причина понижения усталостной прочности после шли-
фовки — не результат химического взаимодействия поверхности
Рис. 82. Результаты испытаний на усталость при различной обработке рабочей
части образцов:
1 — токарная обработка с ручной полировкой шкуркой; 2 — шлифовка абразивным
кругом (ШАК); 3 — ШАК в струе аргона; 4 — ШАК и травление в кислоте; 5 — ШАК и
отпуск в аргоне 650° С — 1,5 ч; 6— ШАК с последующим снятием поверхностного слоя
химическим полированием
с воздухом. Практически не повысились низкие значения устало-
стной прочности и после того, как шлифованные образцы были
отожжены (650° С— 1,5 ч) в аргоне, в результате чего остаточ-
ные поверхностные напряжения должны практически полностью
сняться. Таким образом, растягивающие поверхностные напря-
жения также в данном случае не являются главной причиной
понижения усталостной прочности. Кстати, неоднократные спе-
циальные проверки действия поверхностных растягивающих на-
пряжений на предел усталости титановых сплавов привели к вы-
воду, что сами по себе растягивающие напряжения могут снизить
предел усталости на гладких образцах не более чем на 10%,
даже при высокой величине остаточных напряжений [21].
Из рис. 82 также видно, что только снятие поверхностного
слоя, и то не любым способом, может исключить вредное действие
шлифовки на усталостную прочность. В работе [21] было установ-
лено, что при принятых режимах абразивной шлифовки для вос-
171
становления усталостной прочности до уровня точеных образцов
с ручной полировкой необходимо снять поверхностный слой
толщиной около 0,1 мм. Очень важно, что действенность восста-
новления усталостной прочности после шлифовки снятием поверх-
ностного слоя была проверена резонансными испытаниями реаль-
ных турбинных лопаток (длиной более 600 мм), изготовленных из
того же титанового сплава типа ВТ5. Основные результаты испы-
таний представлены в табл. 45.
Т а б л и ц а 45. Результаты усталостных испытаний образцов
и турбинных лопаток с различной обработкой поверхности
(сплав Ti—4,0 Al)
Обработка поверхности Предел усталости, кгс/мм2
на цилиндриче- ских образцах, изгиб при вибрацион- ных испытаниях лопаток
Шлифовка абразивным кругом (ШАК) 30 12
ШАК с последующим химическим поли- рованием со снятием слоя, мм:
0,02 32 —
0,035 33 —
0,1 41 —
ШАК с дополнительной осторожной шли- фовкой — 15
ШАК с дополнительной осторожной шли- фовкой и химическим полированием — 20
Токарная обработка с ручной полировкой шкуркой 38—44
Таким образом, в результате абразивной шлифовки помимо
возникновения поверхностных растягивающих напряжений на
титановых сплавах может возникнуть дефектный поверхностный
слой, резко снижающий усталостную прочность. Физичёская
природа этого дефектного слоя еще не совсем ясна. Можно пред-
положить, что при шлифовке в поверхностном слое возникают
микротрещины.
Дальнейшие исследования особенностей воздействия шлифовки
на усталостную прочность титановых сплавов показали [24], что
существенное значение имеет материал и зернистость абразива,
режимы и шлифовальное оборудование. Отечественные и зару-
бежные исследования по выбору материалов абразивных кругов
показывают, что лучшую производительность и меньшее снижение
172
усталостной прочности можно получить при использовании кругов
из зеленого карбида кремния, борсиликокарбида и карбида бора;
наоборот, худшие результаты дают круги из хромистого электро-
корунда и монокорунда. Так, после шлифования образцов из
сплава ВТЗ-1 кругами из зеленого карбида кремния усталост-
ная прочность оказывается в 2 раза выше, чем после шлифования
кругами из монокорунда. В некоторых зарубежных странах
(США, Япония) для шлифования титана применяют новые виды
абразивных материалов — карбид циркония, корунд с присадками
двуокиси циркония и др. Важнейшими параметрами режима
шлифования, оказывающими наибольшее влияние на выносливость,
являются смазочно-охлаждающая жидкость, подача на врезание
и скорость круга. По данным [24], сухое шлифование приводит
к микротрещинам в поверхностном слое даже при отсутствии
прижогов. Охлаждение простой эмульсией уже повышает предел
усталости на 17%, а применение в качестве охлаждения 10%-ного
раствора нитрата натрия и 0,5%-ного бутилнафталинсульфоната
увеличивает усталостную прочность по сравнению с сухим шли-
фованием на 33%. Увеличение подачи на врезание заметно снижает
усталостную прочность. В частности, при охлаждении раствором
нитрата натрия с увеличением подачи с 1 до 5 мк/об предел выно-
сливости понижается на 12%. Увеличение линейной скорости
шлифования с 10 до 30 м/с приводит к снижению предела выно-
сливости на 25%. Анализ показывает, что при шлифовании тита-
новых сплавов наиболее опасно развитие высоких температур
на поверхности, которые приводят к высоким растягивающим
поверхностным напряжениям и образование дефектного поверх-
ностного слоя. Поэтому применять шлифование абразивными
кругами как финишную операцию не рекомендуется. После
этой операции необходимо полировать абразивными лентами
или войлочными кругами с нанесенным на них абразивом, что
должно обеспечить удаление напряженного дефектного поверх-
ностного слоя.
Детали машин, как правило, имеют сложную геометрическую
форму. Места переходов от одной поверхности к другой являются
концентраторами напряжений, по которым в большинстве слу-
чаев происходит разрушение. Как показывает опыт, виды и ре-
жимы обработки оказывают более сильное влияние на выносли-
вость на поверхностях с концентраторами напряжений, чем на
гладких поверхностях, поэтому качественной обработке в райо-
нах концентрации должно быть уделено особое внимание.
Режимы и технология точения лезвийным нструментом также
может определенным образом влиять на усталостную прочность.
Высокая скорость резания и большая подача заметно снижают пре-
дел усталости вследствие ухудшения шероховатости поверхности и
появления неблагоприятных поверхностных напряжений. Имеются,
однако, режимы резания, которые создают поверхностный наклеп
и сжимающие напряжения, повышающие предел усталости титана.
173
Замечено отрицательное влияние на усталостную прочность тита-
новых сплавов охлаждения жидкостями (вода, эмульсии и т. п.)
при высоких скоростях резания. В этом случае происходит поверх-
ностное наводороживание и даже появление гидридных пленок
и слоев, создающих растягивающие напряжения и хрупкость
поверхности. Во всех случаях конечные операции механической
Рис. 83. Влияние способа получения надреза остротой ак на эф-
фективный коэффициент концентрации для технически чистого
титана; гея — зона фактических данных; о — средние дан-
ные;
1 — шлифование, 2 — токарное точение, 3 — накатывание
обработки деталей из сплавов титана, подвергающиеся системати-
ческим циклическим нагрузкам, необходимо строго регламенти-
ровать, а еще лучше предусмотреть специальную поверхностную
обработку, снимающую все неблагоприятные поверхностные явле-
ния и упрочняющую металл. Применение рациональной финиш-
ной обработки деталей, эксплуатирующихся в условиях усталости,
является особенно важным при наличии концентраторов напря-
жений. На рис. 83 представлены данные зависимости эффектив-
ного коэффициента концентрации (Зк для технически чистого
титана в'зависимости от метода получения надреза различной
174
остроты aR. Из приводимых данных [1171 видно, что при изго-
товлении надреза шлифовкой эффективный коэффициент концен-
трации рк может получаться даже выше теоретического ак. По-
лучение надреза накаткой практически нейтрализует концентра-
цию напряжений. Приведенный пример очень важно учитывать
при выборе метода нарезки резьб на крепеже.
Химическая, гальваническая и химикотермическая обработка.
Наиболее часто применяемая поверхностная операция обработки
большинства листов, труб и других профилей — это кислотное
травление. В результате такой обработки по отдельным данным
циклическая прочность снижается от 20 до 40%. Наибольшее
влияние травления на усталость наблюдается на высокопрочных
сплавах, наименьшее — на технически чистом титане. Заметное
снижение усталостной прочности титановых сплавов происходит
и при других видах химической, электрохимической и гальвани-
ческой обработки. В частности, электрохимическая обработка
(ЭХО) снижает сопротивление усталости (до 40%), подобно кислот-
ному травлению, причем восстановление' предела усталости, как
и в случае шлифовки, часто достигается только после наклепа
или после удаления поверхностного слоя около 0,1 мм. При спе-
циальной разработке режимов ЭХО в сочетании с другими видами
поверхностной обработки можно достичь высоких значений уста-
лостной прочности [851. Даже электролитическое полирование
несколько снижает усталостную прочность.
Гальванические покрытия, как правило, резко снижают
усталостнуВ прочность титановых сплавов. Характерные примеры
влияния гальванических и химических покрытий на усталостную
прочность тжгановых сплавов даны в табл. 46. Следует учесть,
что наибольшее снижение усталости при нанесении гальваниче-
ских покрытий наблюдается, когда в качестве подготовки поверх-
ности (активация поверхности) принимается кислотное травление,
само по себе вредное в части усталостной прочности. Применение
перед химическими или электрохимическими методами покрытия
других видов освежения поверхности (например, гидропеско-
'струя) заметно снижает неблагоприятное влияние на усталость
гальванических покрытий. Из табл. 46 видно также, что некото-
рые виды электрохимической и химической обработки мало
влияют на усталость (анодное окисление, кадмирование и суль-
фирование).
Сильное влияние на усталостную прочность титановых сплавов
оказывает и химико-термическая обработка поверхности, про-
водимая для улучшения антифрикционных свойств. Наиболее
простыми и распространенными методами химико-термической
обработки являются термическое оксидирование на воздухе и
азотирование. Далее приводятся данные по влиянию этих видов
обработки на усталость титановых сплавов, полученные Н. И. Ло-
шаковой, С. Ю. Юрьевым и Г. Н. Всеролодовым. На рис. 84
приведены характерные диаграммы выносливости после оксидиро-
175
Таблица 46. Влияние химических и гальванических покрытий
поверхности титановых сплавов на их усталостную прочность
Поверхностная обработка Усталостная прочность сплавов, кгс/мм8
Техни- чески чистый титан Ti — l,5Fe— l,5Cr Ti — 4AI- 4Mn Ti — 2,5A1— 10 Sn—4Mo— 0,2 Si
Без обработки (исходное со- стояние) 26 46 50—65 53
Электрохимические покрытия: анодное окисление хромирование никелирование кадмирование трехслойное покрытие медью, никелем и хромом 26 18 13,8 26 41 30 22 46 42 12,4 11,5
Химическая обработка: сульфирование серебрение 26 49 44 40 —
вания и без него для гладких и надрезанных образцов диаметром
рабочей части 6 мм при круговом консольном изгибе. Оксидиро-
вание проводилось нагревом образцов в открытой электропечи при
800° С и выдержке в течение 1 ч. Материал образцов — сплав
Ti—4А1 (ВТ5 с несколько пониженным содержанием алюминия).
Из рисунка видно, что термическое оксидирование может резко
снижать предел усталости. Особенно велико снижение при испы-
тании гладких образцов (почти в 2 раза); на надрезанных (ак =
— 3,5) образцах снижение не превышает 25%. Подобное влияние
термического оксидирования на усталостную прочность обнару-
жено и при испытании других сплавов (ВТЗ-1, ВТ6 и др.).
Обобщенные результаты, характеризующие зависимость предела
выносливости сплава ВТ5 от режима оксидирования, приводятся
на рис. 85. Как следует из этого рисунка, повышение темпера-
туры и увеличение продолжительности изотермического окисле-
ния сопровождается снижением предела выносливости оксиди-
рованных при 750—800° С гладких образцов на 30—50%, надре-
занных — на 25—30%. Повышение температуры оксидирования
более резко понижает усталостную прочность гладких образцов,
чем увеличение длительности процесса. Падение выносливости
надрезанных образцов идет в первые часы выдержек, а при повы-
шении температуры (от 750 до-800° С) и увеличении длительности
176
оксидирования свыше 1—3 ч практически не меняется. Анало-
гичные результаты получены в работах при изучении различных
методов химико-термической обработки титановых сплавов [118].
Обобщение фактических данных по влиянию поверхностной хими-
ко-термической обработки титановых сплавов на их усталостную
прочность приведено в табл. 47.
Из данных табл. 47 следует, что наибольшее снижение усталост-
ной прочности после поверхностной химико-термической обработ-
ки наблюдается у высокопрочных сплавов, наименьшее — у тех-
Рис. 84. Диаграммы выносливости сплава
Ti—4А1 де и после термического оксиди-
рования (8D0° С — 1ч, охлаждение в пе-
чи, слой повышенной твердости 40 мкм):
1,2 — неоксидированные н оксидированные
гладкие образцы, 3, 4 — неоксидированные
и оксидированные надрезанные образцы
(ак = 3,5)
Продоткитемность оксидирования ч
Рис. 85. Влияние режима термиче-
ского оксидирования на предел
выносливости сплава Ti—4А1:
— неоксидированное состоя-
ние; •—• — оксидирование прн
750° С; о—О — оксидирование
прн 800° С;
1 — гладкие образцы; 2 — надрезан-
ные образцы
нически чистого титана. Общее снижение предела усталости после
проведения поверхностного химико-термического упрочнения про-
исходит за счет снижения работоспособности поверхностных
слоев и понижения сопротивления усталости основного металла
в результате структурных изменений после нагревов, особенно
высокотемпературных. По данным Н. И. Лошаковой, после пол-
ного удаления оксидированного или азотированного слоя предел
усталости основы ниже исходного на 10—12%.
Влияние финишной термической обработки. В условиях про-
изводства некоторых деталей или машиностроительных конструк-
ция часто возникает необходимость термической обработки их
в готовом виде. Для титановых сплавов это бывает релаксацион-
ный отжиг (снятие остаточных напряжений в сварных конструк-
циях или отжиг для стабилизации геометрических размеров).
12 Б. Б. Чачулин и др. 177
Т а б л и ц a 47. Влияние химико-термической обработки
на предел усталости титановых сплавов *
Марка или состав сплава Времен- ное со- против- ление, кгс/мм2 Поверхностная обработка Предел уста- лости, кгс/мм2
ВТ1-0 48,2 Точение Оксидирование на воздухе, 800° С — 4 ч 22 17,5
Технически чистый титан (ФРГ) 59,4 Полирование Азотирование в чистом азоте, 790° С — 16ч Оксидирование в чистом кислороде, 790° С — 6 ч Цементация 37,5 28,5 28,0 26,0
Ti—4А1 65 Точение Азотирование в смеси арго- на с 3% азота, '800° С — 12 ч 38,0 26,0
Ti—4A1-2V 75,3 Точение Оксидирование на воздухе, 800° С — 3—4 ч Азотирование в смеси аргона с 3% азота, 850° С — 12 ч 40,0 26,0 30,0
ВТЗ-1 * Испытание иа изг 103,0 иб с вращ Точение Оксидирование на воздухе, 800° С — 3—4 ч ением образцов 0 6.0—6,35 мм 44,5 28,0
При нагреве в открытых печах может происходить определен-
ное изменение поверхностного слоя. Температура релаксацион-
ных отжигов обычно не превышает 700° С. Отжиг при таких
температурах и выдержке в несколько часов практически не ска-
зывается на обычных характеристиках прочности и пластичности
титановых деталей (при не очень тонкостенных изделиях). В ра-
боте [79 J изучался вопрос влияния отжига при температуре 650
и 700° С листов из титанового сплава ОТ4-1 на его усталостную
прочность. Циклические испытания проводились на достаточно
представительных партиях образцов, по которым делалась оценка
178
рассеивания данных. Результаты испытаний приведены в табл. 48.
Как следует из приводимых данных, получено незначительное
влияние отжига при 650—700° С на усталостную прочность сплава
ОТ4-1, причем характерно, что практически не выявлено сколько-
нибудь заметного преимущества отжига в аргоне или вакууме по
сравнению с отжигом на воздухе.
Т а б л и ц а 48. Влияние среды отжига листов из сплава ОТ4-1
на его усталостную прочность
Характеристика отжига Предел уста- лости, кгс/мм2 Характеристика рассеивания
Состояние поставки листов 34,2 0,214
Отжиг на воздухе:
650° С — 2 ч 32,5 0,38
700° С — 1 ч 33,0 0,314
Отжиг в аргоне:
650° С — 1,5 ч 33,0 0,317
650° С — 5,0 ч 30,5 0,299
700° С — 1,5 ч 33,5 0,436
Отжиг в вакууме (10" Змм рт. ст.) 650° С — 5 ч 33,0 0,601
Влияние улучшающей термической обработки (920° С—1ч —
охлаждение; отпуск 590° С) на усталостную прочность проводи-
лось в работе [141. Цилиндрические образцы диаметром рабочей
части 5 мм из сплавов ВТ8 и ВТЗ-1 после указанной термообра-
ботки на воздухе, в аргоне и в вакууме подвергались циклическим
испытаниям при чистом круговом изгибе. Результаты усталостных
испытаний обрабатывались статистически для определения
границ областей рассеивания, что позволило провести сравнение
с учетом рассеивания по нижним, средним пределам усталости
и верхним границам рассеивания долговечности на фиксирован-
ном уровне перенапряжения. В табл. 49 приведены результаты
исследования. По среднему пределу усталости для сплава ВТ8
термообработка не только на воздухе, но и в аргоне и вакууме
заметно снижает предел усталости. При оценке по нижней границе
областей рассеивания предел усталости образцов, прошедших
термообработку на воздухе, ниже исходного на ——13%, а в аргоне
и в вакууме дают превышение исходного на ~7%. При испытаниях
сплавов ВТ8 и ВТЗ-1 на фиксированных уровнях напряжений
12* 179
Т а б л и ц а 49. Влияние среды отжига
на усталостные характеристики
сплава ВТ8
Предел
усталости,
кгс/мм2
Среда термообработки по нижнеи границе рассеивания по среднему значению
Исходное состояние 37,34 53,5
Воздух 32,41 39,0
Аргон 39,11 46,0
Вакуум (10“ 3 мм рт. ст.) 40,66 49,0
и оценке по рассеиванию долговечности было обнаружено явное
преимущество нейтральных защитных сред (аргона и вакуума)
по сравнению с термообработкой на воздухе.
Таким образом, фактические данные показывают, что отжиг
готовых деталей из титановых сплавов без ущерба для их устало-
стной прочности можно проводить на воздухе при температуре
до 700° С и длительности выдержки до 5 ч. Более высокотемпера-
турную термическую обработку следует вести в аргоне или ваку-
уме. Лучший способ избе-
жать понижения усталостной
прочности — проведение тер-
мической обработки до конеч-
ной обработки резанием, хотя
бы тех поверхностей, кото-
рые подвергаются цикличе-
ским напряжениям.
Поверхностный наклеп.
Как показали последние ис-
следования, наклеп поверх-
ности для титана более эффек-
тивен, чем для стали. Если
для стали основная польза
от наклепа заключается в со-
здании сжиь/ающих поверх-
ностных напряжений, то для
титановых сплавов имеет еще
большее значение повышение
прочности и однородности
механических свойств по-
верхностных слоев. Часто
поверхностный наклеп титана необходим, чтобы снять неблаго-
приятное влияние предшествующей поверхностной обработки
(шлифование, травление и др.). В настоящее время разработаны
самые разнообразные методы механического упрочнения поверх-
ности металлов: накатка роликами и шариками, вибродинамиче-
ское упрочнение, дробеструй или дробемет, гидропескоструй и
галтовка и др. [24, 851. Наибольшее упрочнение и повышение
усталостной прочности можно получить накаткой роликами или
шариками. В табл. 50 приводятся данные по влиянию обкатки на
усталостную прочность сплава ВТЗ-1 [46, 65].
Как следует из табл. 50 и других данных [76], наклеп поверх-
ности накаткой может очень сильно повысить (в два и более раза)
усталостную прочность титановых сплавов. Достаточно действен-
ным способом является и гидродинамическое упрочнение, мало
уступающее по действенности обкатке. Гидродробеструй и вибро-
галтовка дают упрочнение на глубину до 130 мкм, чистую поверх-
ность и повышают усталость на 20—50% и более в зависимости
от режима (см. рис. 86). Менее действенным оказывается дробе-
180
мет и гидропескоструй, которые чаще Применяются как операции,
снимающие вредное действие других финишных обработок, или
как подготовка поверхности к гальваническим или химическим
покрытиям.
Имеются общие закономерности влияния на усталостные
свойства титановых сплавов механического наклепа поверхности,
которые были выявлены рядом исследований. Было установлено,
Рис. 86. Кривые усталости
при 20° С лопаток ком-
прессора (3-я ступень) из
сплава ВТ9 после различ-
ных режимов поверхност-
ного упрочнения:
1 — электрохимическая обра-
ботка (ЭХО), q == 10а/см2,
5— ЭХО и виброгалтовка;
3—ЭХО и гидродробеструй—
виброгалтовка
что поверхностный наклеп достаточно эффективен не только для
многоцикловой усталости, но и при малоцикловых нагружениях
[54]. Наиболее действенен наклеп поверхности при концентрации
напряжений и при фретинг-эффекте, особенно для малопрочных
и сплавов средней прочности. Для более эффективного использо-
вания поверхностного наклепа рекомендуется после его проведе-
ния улучшить шероховатость поверхности. Показано, что дей-
Т а б л и ц а 50. Повышение усталостной прочности сплава ВТЗ-1
за счет наклепа поверхности
Вид упрочнения поверхности образцов Предел усталости образцов на базе 4- 10’, кгс/мм2 Условный предел малоцикловой вы- носливости образ- цов на базе 5* 103, кгс/мм2
гладких надре- занных гладких надре- занных
Без упрочнения 58 24 91,5 53,5
Упрочнение накаткой роликом — 60 104,5 88,5
Виброударное упрочнение — — 97,5 —
181
ствие поверхностного наклепа сохраняется при пониженных
температурах [45] и не снимается после температуры отжига
до 400° С [65], а также в течение длительного (более 2,5 лет)
времени [76], которое превосходит длительность возможной
релаксации напряжений. Оптимальные режимы поверхностного
наклепа следует выбирать практически для конкретных деталей
и условий циклических нагружений.
ГЛАВА V. АНТИФРИКЦИОННЫЕ СВОЙСТВА ТИТАНА
И ЕГО СПЛАВОВ
1. Особенности природных антифрикционных
свойств титана
Схватывание и взаимный перенос при трении титана. Особен-
ностью титана и его сплавов является высокая склонность к кон-
тактному схватыванию при трении. Это свойство создает извест-
ные трудности при обработке титана резанием и делает опасным
его применение в трущихся узлах механизмов и машин, так как
может произойти заклинивание деталей узла трения.
Среднее значение статического коэффициента сухого трения
для пары титан—титан [136] равно 0,61, а динамического — 0,47—
0,49 (при скорости 1 см/с). Относительно тонкая естественная
окисная пленка на титане легко разрушается при трении за счет
высоких удельных нагрузок в точках контакта (на неровностях
поверхности), благодаря значительно более высокой пластичности
титана, чем у окисной пленки. На локальных участках контакта
двух поверхностей происходит явление схватывания. Этому
способствует и ряд других свойств титана: повышенная упругая
деформация из-за более низкого (например, чем у стали) модуля
упругости, более низкая теплопроводность и др. Так как титан
легко наклепывается при пластической деформации, связи, воз-
никающие в местах контакта (холодная сварка), на наклепанном
металле более прочны, чем прочность основного металла. Кроме
того, благодаря выделению теплоты трущаяся поверхность металла
обогащается газами из окружающей среды, что также повышает
прочность поверхностного слоя. Поэтому разрушение образовав-
шихся связей обычно происходит в глубине основного металла
и повреждения на трущихся поверхностях из титана носят так
называемый глубинный характер со значительным наволакива-
нием и вырывами металла.
Легирование титана различными а- и ^-стабилизаторами,
термообработка а + |3- и р-сплавов мало изменяют сопротивление
схватыванию в условиях трения [34, 57].
Появление начала схватывания на трущихся поверхностях
зависит от многих факторов, таких как удельная нагрузка,
182
скорость трения, величина относительного перемещения и его
характер, шероховатость поверхности, окружающая среда и т. п.
При прочих равных условиях значение удельной нагрузки схва-
тывания сильно зависит от величины пути взаимного перемещения
трущихся поверхностей, уменьшаясь с увеличением пути трения
(L). Так, например, при сухом трении на воздухе и перемещении
в пределах 1—2 мм со скоростью 0,1 м/с нагрузка схватывания
составляет 2000 кгс/см2; при L = 565 мм нагрузка схватывания
равна 60 кгс/см2, а при L = 10ч- 15 м она составляет всего 5—
12 кгс/см2. Это указывает на необходимость для реальных узлов
трения механизмов регламентировать допустимые параметры
трения в зависимости от условий работы узла.
Трение титана в различных средах. При трении в поверхност-
ных слоях трущихся деталей происходит развитие пластических
деформаций, на интенсивность которых значительное влияние
оказывает теплота трения. Одновременно с этим существенно воз-
растает роль диффузионных и окислительных процессов. Для ти-
тана, являющегося реактивным металлом, влияние диффузии газов
из окружающей среды на характер трения и износа оказывается
более существенным, чем у обычно применяемых в технике метал-
лов. Это обстоятельство, а также влияние процесса наводорожи-
вания поверхности титана при трении впервые было показано
авторами [23] при исследованиях изменений в поверхностных
слоях сплавов титана марок ВТ5 и ВТ14 и их связи с антифрикци-
онными характеристиками в зависимости от удельной нагрузки,
скорости и пути трения в воздухе, в 3%-ном растворе NaCl,
трансформаторном масле и аргоне. Трение однородной пары из
титанового сплава марки ВТ5 во всех средах сопровождалось
схватыванием трущихся поверхностей, которое при нагрузке
10 кгс/см2 обнаруживается уже в процессе приработки, и исход-
ная шероховатость поверхности (классов 7—8) постепенно ухуд-
шается до классов 2—5 в зависимости от удельной нагрузки.
Процесс схватывания носит установившийся характер, что про-
является в прямолинейной зависимости износа контртела и об-
разца от пути трения. Типичный для других сочетаний металлов
(или других видов фрикционной связи) участок неустановившегося
износа отсутствовал. Среднее значение суммарной интенсивности
износа образцов и контртел во всех испытанных средах при
скоростях трения 0,2 м/с оказалось линейной функцией удельной
нагрузки q (рис. 87, а)
Ih — kq,
где Ih— интенсивность износа [41]; k — коэффициент интенсив-
ности износа. Наибольший износ наблюдался в масле; он был
меньше в 3%-ном водном растворе NaCl и еще меньше на воздухе.
Значения коэффициентов трения близки при испытаниях
в масле и в воде и выше на воздухе (рис. 87, в). Изменению интен-
сивности износа в зависимости от среды соответствуют изменения
183
в поверхностных слоях металла. Микротвердость поверхности
как среднее значение из 20—30 измерений при каждой нагрузке
или скорости имеет наибольшее значение при трении на воздухе
и наименьшее в минеральном масле и в аргоне (рис. 87, б).
Одновременно с этим установлено, что максимальное упрочнение
поверхности титана происходит еще в процессе приработки или
во время первых 25—50 м пути скольжения, что подтверждено
измерением микротвердости и рентгенографическими исследо-
ваниями.
f
0,5
Рис. 87. Зависимость интенсивности
износа сплава ВТ5 (а), среднего
значения микротвердости поверх-
ности трения (б), коэффициента
трения (в) от удельной нагрузки:
1 — иа воздухе без смазки; 2 — в воде
с 3% NaCl, 3 — в минеральном масле;
4 — в аргоне
На рис. 88 представлена зависимость от нагрузки суммарного
количества кислорода и азота, а также водорода в продуктах
износа при трении в различных средах, а на рис. 89 — те же зави-
симости, пересчитанные на единицу поверхности трения и отнесен-
ные к одному километру пути. Количественное содержание кис-
лорода в продукатах износа определялось изотопным методом,
водорода — вакуумным плавлением, азота — химическим анали-
зом. Азот в продуктах износа был обнаружен только при трении
на воздухе; в 3%-ном растворе NaCl ив масле его содержание
сохранялось на уровне исходного количества в металле.
Данные рис. 88 и 89 хорошо согласуются с изменением интен-
сивности износа от нагрузки и среды (рис. 87, а). При более
высоком содержании кислорода и азота износ меньше, а с повы-
шением содержания водорода и уменьшением количества погло-
щенного кислорода износ увеличивается. Известно, что водород
184
в титане при содержании выше 0,002% (при комнатной темпера-
туре) присутствует в виде гидрида титана. Последний способст-
вует увеличению скорости распространения трещин под действием
растягивающих напряжений, возникающих в титане у концов
гидридных пластинок за счет большего удельного объема гидрида,
чем у титана. Трещины образуются при деформаций на месте пла-
стинок гидридов, которые, как правило, располагаются по гра-
ницам зерен, плоскостям скольжения и двойникования. При
Рис. 88. Массовая доля (%) кисло-
рода и азота (1—3) и водорода (4—6)
в продуктах износа в зависимости
от удельной нагрузки:
Л 6 — иа воздухе без смазки; 2,4 —
в воде, 3, 5 — в масле
Рис. 89. Массовая доля кислорода
и азота 1(1—3) и водорода (4—6)
в продуктах износа с 1 см2 поверх-
ности трения на 1 км пути в зави-
симости от удельной нагрузки:
1, 4 — иа воздухе без смазки, 2, 5 —
в воде; 3,6 — в масле
металлографических исследованиях обнаружено, что непосред-
ственно примыкающий к поверхности трения слой, микро-
структура которого после испытания в воде показана на рис. 90,
претерпевает значительные пластические деформации, характе-
ризуемые появлением большого числа линий скольжения и двой-
никования. Глубина измененного наклепанного слоя, определен-
ная на поперечных микрошлифах методом микротвердости, со-
ставляла: при трении на воздухе и в воде — 30 мкм, а в масле —
20 мкм.
Температура образца на расстоянии 1—1,5 мм от поверхности
при трении на воздухе изменялась от 30 до 140° С с увеличением
нагрузки. Однако надо учесть, что благодаря низкой тепло-
проводности титана на микровыступах поверхности может иметь
место и более высокая температура, при которой происходит
интенсивное взаимодействие титана с окружающей средой. Вы-
сокие температуры на поверхности трения (до 800° С) наблюдали
Боуден и Тейбор [91 при специальных измерениях ' методом
естественной термопары.
Износ титана в аргоне в несколько раз меньше, чем на воздухе,
что, видимо, можно объяснить тем, что в опытах наблюдалось
185
явление интенсивного взаимного переноса металла с одной тру-
щейся поверхности на другую, и тем, что, несмотря на применяв-
шуюся специальную осушку и очистку аргона селикогелем,
в продуктах износа было все же обнаружено от 2 до 5% кислорода
при сохранении количества азота и водорода на уровне их
содержания в исходном металле.
Влияние изменения скорости на характеристики трения и
состояние подповерхностного слоя титанового сплава марки
ВТ5 аналогично влиянию нагрузки [23]. Суммарная интенсив-
ность износа Ih образцов и контртел при постоянном давлении
Рис. 90. Микроструктура поверхностного слоя сплава
марки ВТ5 после испытания в воде (q = 10 кгс/см2;
v = 0,2 м/с; L = 700 м), Х600
10 кгс/см2 экспоненционально зависит от- скорости (рис. 91, а).
Если для кривых 2, 3 и участка подъема кривой 1 по оси орди-
нат отложить In Ih, а по оси ординат скорость V, то получится
линейная зависимость
Ih = Ihoexp
где Ih0—величина интенсивности износа в начале подъема
кривой; — коэффициент, зависящий в основном от давления
и среды. Наибольший износ также наблюдается в масле, а наи-
меньший — на воздухе. Среднее значение микротвердости по-
верхности (рис. 91, б) было наибольшим при трении на воздухе
и наименьшим — в масле. С ростом скорости происходило умень-
шение микротвердости поверхности, а износ соответственно воз-
растал, возрастали также и коэффициент трения (рис. 91, в),
и температура образцов (рис. 91, г), замеренная на расстоянии
1—1,5 мм от поверхности трения. С увеличением скорости умень-
шается суммарное количество поглощенных продуктами износа
кислорода и азота на единицу пути трения (рис. 92, а), а водо-
186
рода — увеличивается (рис. 92,6). При повышении .скорости
интенсивность схватывания возрастает, поэтому скорость износа
опережает скорость диффузии кислорода и азота из окружаю-
щей среды. Уменьшение количества поглощенного кислорода и
азота с увеличением скорости
Рнс. 91. Зависимость интенсивности
износа (а), средней микротвердости
поверхности (б), коэффициента тре-
ния (е), средней температуры в зоне
трения (г) от скорости:
1 — на воздухе без смазки; 2 — в воде;
3 — в масле. Однородная пара из спла-
ва ВТ5, q = 10 кгс/см1 2
риводит к падению микротвердости
поверхности (см. рис. 91, б).
Таким образом, проведенные
исследования показали, что ки-
(0г^г)10'г,8
Рис. 92. Массовая доля кислорода и
азота (а) и водорода (б) в продуктах
износа с 1 см2 поверхности трения
на 1 км пути в зависимости от ско-
рости:
/ — на воздухе без смазки; 2 — в воде;
3 — в масле
слород и азот, являясь упрочнителями титана, в некоторой степени
уменьшают износ. Упрочнение поверхности титана, по-видимому,
происходит за счет образования окислов и нитридных пленок,
а также диффузии этих газов вглубь металла при значительном
повышении температуры на локальных участках трущейся
поверхности. Можно полагать, что поглощение водорода трущейся
поверхностью титана способствует увеличению износа. При этом
несколько процессов, сопровождающих трение, — пластическая
деформация, повышение температуры и вибрация из-за микро-
выступов и процесса схватывания — проскальзывания, с одной
стороны, интенсифицируют диффузию водорода в титан и образо-
вание пластинчатых гидридов, а с другой — обусловливают их
187
быстрое разрушение (вибрация и микроудары). Кроме того, сам
гидрид титана обладает высокой хрупкостью и поэтому при трении
нроисходит непрерывное диспергирование микровыступов, по-
крытых гидридами титана.
Эффективность смазок для титана. Обладая высокой поверх-
ностной активностью, титан очень интенсивно образует окисные
пленки (хемсорбция кислорода) и адсорбирует газы из окружаю-
щей среды (активированная физическая адсорбция газов). Защи-
щенная газами активная поверхность титана теряет способность
адсорбировать обычно применяемые в промышленности виды
смазок. В работах Е. Рабиновича и А. Кингсбери [136] показано,
что минеральные масла (испытывалось 15 марок масел с различ-
ными антифрикционными добавками и без них) с вязкостью
от 50 до 1000 сСт не эффективны (/ = 0,45 0,47); производные
углеводородов с длинной цепью также не эффективны (/ близок
к 0,47); реагирующие с поверхностью титана неорганические жид-
кости (крепкий раствор каустической соды в воде, раствор йода
в спирте, раствор сероводорода в воде и др.) значительно сни-
жают коэффициент трения, но свойства этих жидкостей (низ-
кая вязкость, испарение составляющих и др.) не позволяют исполь-
зовать их для практического применения в качестве смазки;
синтетические соединения с длинной цепью (силиконовые масла,
полиэтиленовые и полипропиленовые гликоли, растворы сахара,
патока, мед и др.) уменьшают коэффициент трения; причем са-
мыми эффективными являются полиэтиленовые гликоли (/ =0,26);
некоторый положительный результат в снижении коэффициента
трения отмечается для углеводородов, содержащих галогены.
Йодистый метилен и трибромпропан дают уменьшение коэф-
фициента трения до / = 0,18 и 0,27, а четыреххлористый углерод
(/ = 0,34) малоэффективен, как и другие жидкости с низкой
точкой кипения. Углеводороды с длинной цепью являются отно-
сительно эффективными смазками в тех случаях, когда каждый
атом углерода галогенизирован. Такие углеводороды, как спирты
с длинной цепью, кислоты, мыла, малоэффективны в качестве
смазок для титана.
Г. А. Клабуковым была испытана смазочная способность
некоторых соединений, содержащих хлор и фтор. Проверялась
группа полихлорфторсилоксановых жидкостей с различными
вязкостью и содержанием хлора и фтора. Все испытанные жидко-
сти оказались неэффективными при трении пары из титана и
титана и стали.
В работе [136] и в ряде других было установлено, что из
обычно применяемых смазок только твердые смазки — графит
и двусернистый молибден — способны давать удовлетворительную,
хотя и недолговечную, смазку для титана.
После обработки поверхности титана в парах йода было полу-
чено снижение коэффициента трения титана по титану до 0,2—
0,3. В этом случае на поверхности образуется пленка двуйоди-
188
стого титана TiJ2, долговечность которой, однако, невысока. На-
тирка поверхности металла порошком йода снизила коэффициент
трения до 0,15, а сильно натертая йодистым кадмием поверхность
титана показала коэффициент трения 0,04.
, В работе [138] предложена новая эффективная для титана
смазка, представляющая собой соединение йода (массовая доля
9%) с нормальным бутилфенолом. Коэффициент трения пары ти-
тан—титан указанная смазка снижает в 2,5 раза по сравнению с ми-
неральным маслом. В. П. Дубинкиным
с соавторами предложены смазки, содер-
жащие йод и их комплексные соедине-
ния К2 (CdJ4). Эти смазки дают сниже-
ние коэффициента трения титана по ти-
тану в 2 раза по сравнению с минераль-
ными маслами, но они обладают корро-
дирующим воздействием на сталь, брон-
зу, алюминий, имеют низкую тепло-
стойкость, растворимы в воде. Низкомо-
лекулярные хлорированные продукты
(например, дихлорэтан С2Н4С12) сни-
жали коэффициент трения титана по ти-
тану до 0,21—0,23. В работе отмечается,
что 40%-ный хлорпарафин имеет хоро-
шую адгезию к титану и значительно
снижает коэффициент трения (до 0,03—
0,06). Предложен ряд смазок на основе
40%-ного хлорпарафина, загущенного
перхлорвиниловой смолой и 70%-ным
хлорпарафином. Смазки на основе хлор-
парафина на один порядок повышали на-
грузку схватывания (до 80—100 кгс/см2).
А. Г. Клабуковым и др. были испы-
Рис. 93. Зависимость коэф-
фициента трения (а) и интен-
сивности износа (б) от удель-
ной нагрузки. Смазки: 1,2 —
СН2С12; 3 — минеральное
масло; 4-—без смазки; 1 —
ВТ5 по 30ХГСА; 2, 3, 4 —
ВТ5 по ВТ5; v = 0,2 м/с
таны в качестве смазки ряд углеводо-
родов с открытой углеродной цепью (парафины), в которых
некоторые атомы углерода замещены хлором: хлористый мети-
лен СН2С12 с одним атомом углерода и хлорпарафины с различ-
ным содержанием хлора (от 28 до 70%), получаемые хлорирова-
нием нефтяных парафинов, углеродная цепь которых состоит
в среднем из 15 атомов.
Коэффициент трения с увеличением давления при смазке
хлористым метиленом уменьшался (рис. 93, а); особенно это
заметно для пары сплав ВТ5 — закаленная (HRC 45—50) сталь
марки ЗОХГСА. Значительно снижается также интенсивность
износа (рис. 93, б).
В опытах по трению титанового сплава со смазкой хлорпара-
финами ХП-40 и ХП-470 (при нагрузках 10 кгс/см2 и больших)
в начальный период испытаний наблюдалось значительное колеба-
ние коэффициента трения от 0,3 до 0,5, начиналось схватывание
189-
и повышение температуры до 80° С. Однако после остановки,
охлаждения образцов и дополнительной смазки величина коэффи-
циента трения уменьшалась до 0,04—0,06, его значение сохраня-
лось при увеличении нагрузки до 50 кгс/см2. Было установлено,
что приработкой при малом удельном давлении можно снять
верхний слой на металле, не вызывая его интенсивного разогрева,
и после дополнительной смазки коэффициент трения снижается
от 0,4 до 0,04—0,06. В этих условиях износ уменьшался в —30 раз
по сравнению со смазкой минеральным маслом.
Для проверки характера взаимодействия хлорпарафина с по-
верхностью титана нами были проведены пробные опыты, имеющие
в основном методическое значение для установления эффектив-
ности смазки на титане. Образцы титана, предварительно облу-
ченные в реакторе, после очистки покрывались смазками и через
один час выдержки смазка удалялась ватой с поверхности титана.
Вата со стертой смазкой исследовалась на радиоактивность.
В случае, если адсорбция смазки носит физический характер,
радиоактивный металл в смазку перейти не может. Если же ад-
сорбция химическая, то частицы радиоактивного металла могут
образовывать соответствующие соединения (металлические мыла,
хлориды, фториды и т. п.). После обтирки ватой образцов без смазки
и смазанных минеральным маслом не было обнаружено на ней
следов радиоактивности. При обтирке образцов, смазанных хлор-
парафином (смазкой Т-4ХЖ, разработанной В. П. Дубинкиным
с соавторами) была обнаружена радиактивность смазки и установ-
лено образование ею с титаном химического соединения. При даль-
нейшем развитии такого метода исследования могут быть разра-
ботаны количественные зависимости и подобраны смазки, эффек-
тивные для титана.
На титане, как уже отмечалось выше, обладающем низкой
адгезионной способностью поверхности, твердые смазки, разра-
ботанные ВНИИНП, оказались практически неработоспособными
[15, 80]. Только нанесение промеужуточных слоев молибдена
(напыление) и никеля (химическим путем) позволило повысить, по
словам авторов, долговечность твердосмазочного покрытия
(смазки ВНИИНП-214 и ВНИИНП-230) до уровня его долговеч-
ности на стальной поверхности, кстати, тоже обеспечивающей
только нескблькочасовую работу узла трения.
Таким образом, следует считать, что вопрос разработки эффек-
тивных смазок для титана, обеспечивающих значительное повы-
шение сопротивления схватыванию и снижение коэффициента
трения и износа в реальных узлах трения, несмотря на ряд поло-
жительных результатов, требует еще своего разрешения, так как
ни одна из описанных выше смазок не может гарантировать отсут-
ствие схватывания в узле, выполненном из титана без поверхно-
стной упрочняющей обработики.
Антифрикционные свойства неупрочненного титана в паре
с другими материалами. До сих пор не было найдено материала,
190
удовлетворительно работающего в паре с неупрочненным титаном
[128]. Исследования показывают, что титан и его сплавы при ра-
боте с другими металлами либо переносятся (налипают) на по-
верхность более твердого металла, после чего трение протекает
как в паре титан—титан, либо на поверхность титана происхо-
дит перенос более мягкого металла и трение протекает как в одно-
именной паре из мягкого металла. В таких парах наблюдается
и взаимный перенос.
При трении титана в паре с неметаллами (пластмассами,
углеграфитами) частицы износа титана внедряются в поверхность
детали из неметалла, после чего титан начинает интенсивно изна-
шиваться и в результате обратного переноса частиц износа и обра-
зования наростов интенсивно изнашивается антифрикционный
материал. Рассмотрим более подробно поведение титана в трех опи-
санных выше случаях. К первому типичному случаю можно от-
нести пары трения титан—сталь, второму — титан—цветные ме-
таллы и к третьему •— титан—неметаллические материалы.
Трение титанового сплава марки ВТ 14 по закаленной
(HRC 45—50) стали ЗОХГСА как без смазки, так и со смазкой
минеральным маслом протекает аналогично описанному выше для
пары титан—титан. Интенсивность износа титана в этом случае
обычно пропорциональна давлению, коэффициент трения дости-
гает значений, близких к его значениям при трении титана по
титану. Износ в масле в несколько раз выше, чем на воздухе;
соответственно и микротвердость поверхности титана оказывается
выше при трении на воздухе, чем в масле. Интенсивность износа
-стальных роликов была в —30 раз ниже, чем у титановых образ-
цов (букс—колодочек) из сплава марки ВТ14. Трение носит ха-
рактер схватывания. Разрыв упрочненных деформацией и газона-
сыщением мостиков сварки происходит в глубине поверхности
титановых образцов; в результате поверхность стального контр-
тела оказывается покрытой частицами налипшего сплава титана.
Различие в природе трения в паре титан—сталь на воздухе
и в минеральном масле можно, по-видимому, также объяснить раз-
личием в газонасыщении трущейся поверхности в этих средах.
Особенно заметно это сказывается при повышении скорости трения
на воздухе. В этом случае температура на расстоянии 1—1,5 мм
от поверхности возрастает от 80° С при скорости 0,2 м/с до 900° С
при скорости 3,8 м/с и удельном давлении 10 кгс/см2.
При сухом трении цветных сплавов по титану схватывание,
приводившее К заклиниванию в реальных узлах, наблюдалось
при нагрузках от 20 до 60 кгс/см2 в зависимости от скорости тре-
ния, типа узла и марки цветного сплава. Коэффициент трения
находится в пределах 0,2—0,5. Наибольшей работоспособностью
с титаном обладают высокооловянные бронзы. Как и в случае
однородной пары трения из титана интенсивность износа бронзы
по сплаву марки ВТ5 в 3%-ном растворе NaCl в 3—4 раза ниже,
чем в минеральном масле (рис. 94). Интенсивность износа бронзы
191
растет с нагрузкой почти линейно до некоторого «критического
давления», величина которого зависит от вида смазки и марок ма-
териала пары. При превышении этого давления интенсивность
износа резко возрастает, что указывает на изменение вида фрик-
ционной связи и на переход от одного вида связи к другому [41 ].
Для пары ВТ5—БрОЦ8-4 <?кр равно 200 кгс/см2 при трении в воде
и 80 кгс/см2 при трении в веретенном масле. Для пары ВТЗ-1 —
БрОЦЮ-2 дкр равно 100 кгс/см2. Трение до достижения критичес-
кого давления сопровождается
схватыванием и взаимным перено-
Рис. 94. Зависимость интенсивности
износа бронзы (/—3, 8), сплава
ВТЗ-1 (4) и коэффициента трения
(5—7) от нагрузки, v — 0,2 м/с:
1, 2, 5,6 — BT5 — БрОЦ8-4; 3, 4, 7 —
ВТЗ-1 — БрОЦЮ-2; 8 — сталь 45 —
ВрОФЮ-1, смазка водой с 3% NaCl —
/, 3—5, 7, 8; смазка минеральным
маслом — 2, 6
лизованной стали 45 (кривая
сом с одновременным ухудшением
шероховатости поверхности при
увеличении нагрузки.
После достижения критиче-
ского давления поверхность ти-
тана почти полностью покры-
вается бронзой, трение протекает
как в одноименной паре из накле-
панной бронзы и сопровождается
вырывами крупных частиц бронзы
вместе с частицами титана. Интен-
сивность износа титана умень-
шается (кривая 4), благодаря силь-
ному намазыванию бронзы. В ми-
неральном масле намазывание
бронзы еще интенсивнее, что можно
связать с влиянием меньшего,
чем в 3%-ном растворе NaCl, на-
сыщения поверхности титана кис-
лородом.
Сравнительные испытания тре-
ния оловянной бронзы по норма-
) в воде показали, что интенсив-
ность износа бронзы в этом случае после достижения критичес-
кой нагрузки 200 кгс/см2 примерно на один порядок ниже, чем
при трении по сплаву ВТ5. Бронза при трении переносится на
сталь так же, как и при трении по титану, однако интенсивность
ее переноса значительно меньше. Изменение шероховатости поверх-
ности стальных образцов (с 7—8 до 5—8 классов) также меньше,
чем у титановых; онй становится менее однородной из-за обра-
зования кольцевых рисок и отдельных участков вырывов, объем
которых заполнен перенесенной бронзой. Коэффициент трения
возрастает при увеличении продолжительности испытаний, не-
значительно снижаясь с увеличением нагрузки, и находится
в пределах 0,22—0,4.
При испытаниях различных неметаллических материалов:
углеграфитовых, текстолита, полиамидов, фторопласта-4, интен-
сивный износ наблюдается даже при низких нагрузках в начале
испытаний либо после прохождения небольших участков пути
192
трения. Для отдельных материалов в табл. 51 приводятся харак-
терные результаты испытаний. Следует учитывать, что в процессе
испытаний фторопласта-4 при нагрузках выше 10 кгс/см2 наблю-
далась повышенная деформация образцов (хладотекучесть), что
ограничивает его применение при этой нагрузке. Предельная
нагрузка для полиамидов, по данным работы [70], составляла
15 кгс/см2 при сухом трении и смазке 3%-ным водным раствором
NaCl и 50 кгс/см2 при смазке маслом. Влияние добавок графита
или талька в полиамиды на уменьшение износа больше всего ска-
зывается при сухом трении, при котором износ полиамидов весьма
велик из-за быстрого повреждения поверхностей трения. По этим
же причинам коэффициент трения весьма нестабилен.
Таким образом, приведенные выше данные показывают, что
неупрочненный титан и его сплавы имеют низкие природные ан-
тифрикционные свойства и что их применение в реальных узлах
трения возможно только при низких параметрах трения.
Т аблица 51. Результаты испытаний неметаллических материалов
на трение в паре со сплавом ВТ5
Антифрикционный материал Удельная Hai рузка <?, кгс/см2 Смазка Путь тре- ния L, км Интенсив- ность изно- са /А-10е Коэффи- циент тре- ния f
Фторопласт-4 25 Вода с 3% NaCl 10 2,4—4,4 0,088—0,1
Эпоксилит (смесь графита, дибутилфто- лата, полиэтиленполи- амина и эпоксидной смолы) 25 То же 25 3,4—7,0 0,14—0,25
Капрон 15 Без смазки 0,82 675 —
15 Вода с 3% NaCl 6 11,2 0,14—0,5
50 Масло велосит 6 0,63 0,06—0,15
Капрон с 5% гр а- 15 Без смазки 6 176 —
фита 15 Вода с 3% NaCl 6 6,0 0,12—0,44
50 Масло велосит 6 0,78 . 0,07—0,12
Капрон с 5% таль- 15 Без смазки 2,7 97 ——
ка 15 Вода с 3% NaCl 6 6,3 0,16—0,37
50 Масло велосит 6 0,65 0,07—0,16
Полиамид П-68 15 Без смазки 1,15 500
15 Вода с 3% NaCl 6 2,5 0,18—0,30
50 Масло велосит 6 0,56 0,06—0,15
13 Б Б Чечулин и др.
193
2. Общие характеристики трения
титановых сплавов
в поверхностно-упрочненном состоянии
Существует ряд методов повышения антифрикционных свойств
титана. Диффузионное упрочнение поверхностей деталей осуществ-
ляется путем насыщения поверхностного слоя кислородом, азотом,
бором, углеродом, кремнием и т. п. [6, 7, 35, 55, 88].
Нанесение металлов на поверхность титана возможно гальва-
ническим и химическим способами, а также осаждением из рас-
плавов, паров и т. п. [3, 124, 129].
В последние годы все больше разрабатывается вопрос о на-
плавках на поверхность твердых сплавов на основе титана1 или
различных видов напыления — плазменного, детонационного
и т. п. [124, 130].
Следует отметить, что методы, относящиеся ко второй и третьей
группам, существенно уступают предыдущим методам по ряду
свойств—прочности сцепления, технологичности, влиянию на изме-
нение размеров деталей и т. п., и поэтому находят меньшее приме-
нение, чем методы диффузионного упрочнения, в частности окси-
дирования. Поэтому нами основное внимание уделено антифрикци-
онным свойствам титана, упрочненного диффузионными методами.
Оценка работоспособности при трении титановых сплавов, под-
вергнутых различным методам поверхностного упрочнения по
опубликованным литературным данным, представляет значитель-
ные трудности по следующим основным причинам.
В настоящее время нет единой методики определения анти-
фрикционных свойств материалов, и поэтому их исследования
проводятся на различных типах машин, при различных скоростях,
удельных давлениях и путях трения, при применении разнообраз-
ных смазок и пар трения. Антифрикционные свойства слоев на
титане, полученные методами химико-термической обработки,
изменяются по мере износа слоя, так как последний имеет пере-
менные по глубине физико-механические свойства, в том числе
и твердость, изменяющуюся от максимальной на поверхности до
твердости исходного материала.
Работоспособность упрочненного или нанесенного слоя (галь-
ванические, химические и напыленные покрытия), как правило,
зависит от величины и времени воздействия (числа циклов) зна-
копеременных напряжений, возникающих при скольжении двух
шероховатых поверхностей в точках реального контакта и приво-
дящих в большинстве случаев к усталостному износу слоя или
к его выкрашиванию.
По последним двум причинам испытания на работоспособность
пар трения с упрочненными слоями должны, по нашему мнению,
проводиться до полного износа или разрушения слоя, что позво-
1 Авт. свид. No 252519, 300280, 317479.
194
лит устанавливать ресурс и допустимые условия работы такой
пары. Этому условию наиболее полно отвечают испытания с целью
определения нагрузки схватывания при ступенчатом относительно
кратковременном нагружении пары трения и установления пути
трения до наступления схватывания или разрушения упрочнен-
ного слоя при различных удельных нагрузках. При сравнитель-
ных испытаниях с целью определения нагрузки схватывания,
Рис. 95. Нагрузка схватывания и коэффициенты трения сплава ВТ5
после различной поверхностной обработки:
/ — без обработки; 2,3,4— оксидирование соответственно при 800° С - 1 ч;
750* С — 12 ч, 850° С — 5 ч; 5 — азотирование; 6 — химическое никелиро-
вание, 7 — гальваническое хромирование, 8 — БрОЦЮ-2
проведенных при пяточном трении на воздухе и в воде со скоро-
стью 0,2 м/с трех столбиков диаметром 5 мм по торцевой поверх-
ности кольца, диаметрами 32x52 были получены данные
(рис. 95), показывающие, что оксидирование, азотирование, хи-
мическое никелирование и гальваническое хромирование сплава
ВТ5 в 5—15 раз увеличивает нагрузку схватывания. Однако коэф-
фициент трения для этих сочетаний упрочнения поверхности ти-
тана, за исключением химического никелирования, падает всего
в 1,5—2 раза. При сухом трении оловянной бронзы марки БрОЦЮ-2
по сплаву ВТ5, после всех испытывавшихся методов его поверх-
ностного упрочнения, величина нагрузки схватывания значительно
повышается. В воде при трении бронзы по оксидированному ти-
тану схватывания не наблюдается при удельных нагрузках
13* 195
300 кгс/см2 и более . Коэффициент трения при таком сочетании
материала снижается до 0,17—0,25.
На рис. 96 приведены данные из работы [7], полученные при
испытаниях на машине МИ-1 (схема трения колодочка-сегмент—
ролик) титановых сплавов после различной поверхностной обра-
ботки при трении по закаленной стали и применении смазки. При
Рис. 96. Влияние различных способов подго-
товки поверхности на антифрикционные свой-
ства титана [7]:
1 — шлифованная; 2 — очищенная песком; 3 —
азотированная; 4 — очищенная песком и азоти-
рованная, 5 — то же, что и 4 и покрыта лаком
БФ-2; 6 — оксидирована; 7 — очищена песком и
оксидирована; 8 — то же, что и 7 и покрыта ла-
ком БФ-2
оценке этих данных сле-
дует учитывать, что удель-
ная нагрузка схватывания
составляет только при-
мерно половину «критиче-
ской нагрузки», указанной
на рис. 96, так как поверх-
ность вкладыша при испы-
таниях была равна 2 см2.
Значительное понижение
коэффициента трения при
оксидировании происхо-
дит благодаря тому, что
оксидированная поверх-
ность особенно после ее
покрытия лаками металь-
вин, БФ-2 или суспензией
фторопласта-4 хорошо вос-
принимает смазку. Для
лучшей адгезии лаков ав-
торы [7 ] предлагают пред-
варительное опескоструи-
вание поверхности тре-
ния. С последним трудно
согласиться, так как ше-
роховатость поверхности
после пескоструйной обра-
ботки будет находиться
в пределах V74—V5, что,
видимо, недостаточно для
твердых трущихся поверх-
ностей и будет приводить
к повышенному износу
антифрикционного мате-
риала.
Данные С. М. Бурдиной, А. Г. Максимовой и др. (рис. 97),
полученные при испытаниях однородных и разнородных пар мате-
риалов на машине МИ-1, показывают значительную эффективность
различных методов обработки поверхности титана. Особо обра-
щает на себя внимание высокая нагрузка схватывания при сухом
трении (более 100 кгс/см2) пар, в которых титан был покрыт суль-
фидированным слоем молибдена или вольфрама. Коэффициент
196
трения для всех указанных на рис. 97 сочетаний обработанного
титана с другими материалами не превышал 0,12 и только для со-
четания 4—И (пористый хром в паре с БрОФ7-0,2) при смазке
маслом ДП-11 его значение достигало 0,16. Схватывание в однород-
ной паре из поверхностно-упрочненного титана наступает либо
после износа упрочненного слоя, либо после его скалывания (вы-
крашивания), поэтому путь трения до наступления схватывания
Рис. 97. Нагрузка схватывания титана после различной обработки поверхности:
1 — оксидирование; 2 — хромирование и диффузионный отжиг; 3 — твердое хромиро-
вание; 4 — пористое хромирование; 5 — химическое никелирование; 6 — химическое
никелирование и твердая смазка типа СТМ-1, 7 — молибдеиирование с сульфидирова-
нием, 8 — вольфрамирование с сульфидированием; 9 — сталь 40Х, HRC 35 — 50; сталь.
38ХС, HRC 30 — 40; 10 — сталь ШХ15, HRC 60 — 62; сталь ДЗМ5, HRC 63 — 64; 11 —
БрОФ7-0,2, 12 — аустенитный чугун; 13 — сталь 3X13 азотированная
имеет параболическую зависимость от удельной нагрузки (рис. 98).
Анализ результатов испытаний на работоспособность и износостой-
кость выявляет общие особенности поведения поверхностно-упроч-
ненного титана при трении. При трении неупрочненного титана
по поверхности титана, упрочненной различными методами, на-
блюдается перенос (намазывание) титана на упрочненную поверх-
ность с одновременным постепенным износом упрочненного слоя.
Неупрочненная поверхность титана значительно наклепывается
и обогащается газами, микротвердость на ней возрастает до =
= 600 4-1000 кгс/мм2 и при схватывании происходит выкраши-
вание или сколы упрочненного слоя. Интенсивность износа такой
пары велика и линейно возрастает с нагрузкой (рис. 99). При соче-
1175 W7
тании двух поверхностно-упрочненных деталей интенсивность
износа при низких удельных давлениях невысока (рис. 99), что
соответствует случаю, когда упрочненный слой еще сохранился
на обеих деталях пары. После износа упрочненного слоя на одной
из деталей пары трение приобретает такой же характер, как и
при сочетании упрочненного титана с неупрочненным (на рис. 99
кривые 2 и /). Применение смазки минеральным маслом (вместо
воды или при сухом тренйи ) характер трения не изменяет, но
увеличивает работоспособ-
ность пары до момента износа
упрочненного слоя. Так как
работоспособность однород-
Рис. 98. Зависимость нагрузки схватыва-
ния от пути трения сплава ВТ5 в воде
с 3% NaCl при v — 0,2 м/с:
/ — одна деталь оксидирована при 850° С —
5 ч, другая — при 800° С — 1 ч, 2 — обе де-
тали оксидированы при 800° С — 1 ч, 3 — одна
деталь оксидирована при 800° С — 1ч, дру-
гая — без обработки
Рис. 99. Зависимость интенсивно-
сти износа от удельной нагрузки
при трении по оксидированному
при 800° С— 1ч сплаву марки ВТ5
в воде с 3%-ным NaCl:
1 — сплав ВТ5 без обработки, 2 — сплав
ВТ5, оксидированный при 800* С—1 ч
ных титановых пар уменьшается с возрастанием нагрузки, для их
оценки и выбора при конструировании для реальных узлов тре-
ния целесообразно ввести коэффициент работоспособности С
(кгс/см2-км) по аналогии с таким же коэффициентом'для под-
шипников качения. Обработка полученных данных, аналогичных
приведенным на'рис. 98, показывает, что коэффициент С — qnL.
Показатель степени п для однородных пар трения зависит от
метода поверхностного упрочнения, вида смазки, скорости тре-
ния и находится в пределах 1,1—1,5. Для ряда исследованных
пар трения при скорости трения до 0,2 м/с и смазке водой, кон-
систентными и жидкими смазками величину п можно с достаточной
для практики точностью принять несколько заниженной и рав-
ной п = 1,2. Коэффициент работоспособности представляет собой
удельную работу нормальной силы, действующей на поверхно-
сти трения, до наступления разрушения или износа упрочненного
слоя и схватывания. В табл. 52 приведены обобщенные данные
198
по предельно допустимым параметрам трения однородных пар,
полученные из условия отсутствия схватывания при частичном
износе упрочненного слоя. При этом на трущихся поверхностях
допустимо образование царапин, рисок и других аналогичных
повреждений глубиной до 0,05 мм. По этим причинам данные по
износостойкости в таблице не приводятся. При выборе пар трения
по данным табл. 52 следует руководствоваться величинами коэф-
фициента работоспособности С и допустимой удельной нагрузкой
q], по которым можно определить допустимый путь трения
L ] км, а значит, и ресурс работы узла
Для более наглядной оценки эффективности различных мето-
дов поверхностного упрочнения титановых сплавов в разнородных
парах трения, введем относительный критерий износа /0, см2/кгс.
*0- NL '
где V — объем изношенного материала, см3; N — нормальная
к поверхности трения сила, кгс; L — путь трения, см.
Физически относительный критерий износа представляет со-
бой отношение объема изношенного материала к работе нормальной
силы в узле Для случая, когда объемный износ пропорционален
номинальной поверхности трения, величина /0 может быть опре-
делена по линейному износу — или интенсивности износа
г _ АЛ __ Jh
где Д/1 — линейный износ, см.
Относительный критерий износа должен, как правило, опре-
деляться для установившегося и неустановившегося участков
кривой «износ—путь трения» при нагрузках, при которых сохра-
няется линейная зависимость (или близко к линейной) интенсив-
ности износа от нагрузки, т. е. для случая сохранения данного
вида «фрикционной связи» по И. В. Крагельскому [41 ]. Необ-
ходимо также определять среднее значение /0 за время испытаний.
Как известно, интенсивность износа в значительной степени зави-
сит от коэффициента взаимного перекрытия kB3, представляющего
собой отношение контактирующих поверхностей в трущейся
паре. Данные табл. 53 показывают, что при трении бронзы марки
БрОФЮ-1 по оксидированному сплаву ВТ5 интенсивность износа
бронзы значительно зависит от k33, в то время как относительный
критерий износа сохраняет практически близкое значение, не за-
висящее от ^вз. Эти данные показывают также целесообразность
применения для уменьшения линейного износа в возможных слу-
чаях «обратных» пар трения. Определение значений /0 позволяет
199
200
Т а б л и ц a 52. Предельно допустимые параметры трения для однородных титановых пар
с различной поверхностной обработкой
Материалы пары трения и метод поверхностною упрочнения Смазка Предельно допу- стимые параметры Ориентировочное значе- ние динамического коэф- фициента трения f
Основная деталь Ответная деталь Удельная нагруз- £ка д, кгс/см2 Скорость трения* V, м/с Коэффициент ра- ботоспособности С, кгс/см2 - км
Марка сплава Режим упрочнения Марка сплава Режим упрочнения
ВТ5, ВТЗ-1 Оксидирование, ре- жимы 5, 9 (табл. 56) ВТ1-0, ВТ5, ПТ-ЗВ, ПТ-7М, ВТ14, ВТЗ-1, ВТ5Л и др. Без смазкн 30 0,01 0,2 0,3—0,47
Вода 30 0,2 6,0 0,31—0,45
АМС-1, АМС-3, МС-70 50 0,2 10,0 0,11—0,4
ВТ5, ВТЗ-1 Оксидирование, ре- жимы 5, 9 (табл. 56) ВТЗ-1, ВТ5, ПТ-7М, ВТ5Л, ВТ14, ВТ1-0 Оксидирова- ние, режимы 4—9 (табл. 56) Без смазки 50 0,1 0,5 0,28—0,47
Вода 50 0,2 10,0 0,3—0,45
АМС-1, АМС-3, МС-70 графитная УССа 75 0,2 20 0,11—0,4
ВТ5 Оксидирование, ре- жим 10 (табл. 56) Без смазки Вода Веретенное масло 100 150 200 0,1 0,2 0,2 1,0 20,0 300 0,25—0,45 0,25—0,32 0,12—0,16
Продолжение табл. 52
Материалы пары трения и метод поверхностного упрочнения Смазка Предельно допу- стимые параметры Ориентировочное значение динамического коэффици- ента трения f
Основная деталь Ответная деталь Удельная нагруз- ка qt кгс/см2 Скорость трения v, м/с Коэффициент ра- ботоспособности С, кгс/см2-км
Марка сплава Режим упрочнения. Марка сплава Режим упрочнения
ВТ5 ВТЗ-1 Оксидирование, ре- жим Б (табл. 57) i ВТЗ-1, ВТ5, ПТ-7М, ВТ5Л, ВТ14, ВТ1-0 Оксидирова- ние, режимы 4—9 (табл. 56) Без смазки Вода 50 60 0,1 0,2 0,4 8,0 0,32—0,48 0,21—0,39
Вода 100 0,2 25,0 0,33—0,43
ВТ5, ПТ-ЗВ, ВТ14 Азотирование в смесн азота с арго- ном при 850° С — 24 ч ВТ5, ПТ-ЗВ, ВТ14 Азотирование Вода 50 0,2 25,0 0,3—0,4
Промышлен- ные титановые сплавы Химическое нике- лирование Промышлен- ные титановые сплавы Химическое никелирование Веретенное масло 50 0,2 100 0,1—0,17
Гальваническое хромирование (твер- дый хром) Гальваниче- ское хромиро- вание (твер- дый хром) Веретенное масло 100 0,2 200 0,05—0,2
Таблица 53. Износ бронзы БрОФЮ-1 по оксидированному сплаву ВТ5
в 3% растворе NaCl прн различных йвз; о = 0,2 м/с
Коэф- фициент взаим- ного пе- рекрытия ^вз Удель- ная на- грузка q, кгс/см2 Путь трения L, км Объем изно- шенного мате- риала У* 10*. см® Интен- сивность износа /й-10® Среднее значение /0‘ Ю10, см2/кгс Примечание
0,87 50 1,0 4,38 7,35 1,47
200 1,0 16,0 27,2 1,36
300 1,0 21,7 36,3 1,23 —
400 5,0 110,2 38,0 0,95
1,0 25 5,0 119,5 2,39 0,96 Площадь об- разцов 10 см2
1,0 25 50 100 2,0 5,0 2,0 9,75 45,5 35,8 1,8 3,35 6,6 0,72 0,67 0,66 Площадь об- разцов 2,7 см2
11,5 100 5,0 39,8 1,18 1,35
- 200 5,0 56,5 1,68 0,96
300 5,0 66,7 1,98 0,76 —
400 5,0 89,0 2,64 0,76
производить расчет износа в реальных узлах трения в процессе
проектирования по заданным N или q и L, устанавливать их ори-
ентировочный ресурс.
В табл. 54 приведены сравнительные данные исследования эф-
фективности различных методов упрочнения титановых сплавов
при трении в паре с высокооловянной бронзой, полученные
В. Н. Гольдфайном совместно с Е. С. Беляковым, Г. И. Капыри-
ным, С. Ф. Юрьевым и др. Как следует из приведенных данных,
наибольшей износостойкостью обладает разнородная пара, в ко-
торой поверхность титана упрочнена путем плазменного напыле-
ния карбида вольфрама или смеси карбидов вольфрама и титана
на никелевой связке. Однако применение такого метода упрочне-
ния ограничено относительно низкой технологичностью, необхо-
димостью индивидуального подхода при упрочнении каждой де-
тали и невозможностью упрочнения труднодоступных для плаз-
менной горелки поверхностей (внутренние отверстия, полости
большинства деталей, резьбовые соединения и др.).
Вторым по эффективности методом упрочнения является тер-
мическое оксидирование. Трение высокооловянной бронзы по
202
Т а б л и ц а 54. Антифрикционные свойства сплава ВТ5 после упрочнения различными методами
при трении в паре с оловянной бронзой
Коэффи- циент тре- ния f 0,2—0,35 0,14—0,26 0,13—0,23 0,15—0,20 0,07—0,1 0,13—0,22 0,07—0,16 0,38—0,53 0,38 0,2—0,27
я о X от X Среднее значение 19—20 30—69 72—110 0,7—1,4 0,85—1,1 3,4 0,5—0,8 6,0—6,2 1 1 10,0—16,0 17,5—49,0
льный критери Го* 1010, см2/кп при уста- новившемся износе 1 1 1 0,7—1,0 0,8—1,0 | 3,2 0,3—0,6 5,2—5,4 1 1
ф X 8 X 5 при иеуста- новившемся износе ‘1 1 1 0,9—2,2 0,9—1,4 3,4—4,7 1,2—2,0 8,0—9,1 13—18,6 30,5 1 1
Удель- ная на- грузка q, кгс/см2 40—200 250—350 40—150 50—150 200—400 50—150 50—150 50—150 50—150 200 100—300 400
Путь трения L, км 0‘1 0*1 100,0 10,0 | 25,0 О о о о to —Г 0*1
Ско- рость ' тре- ния V, м/с 0,2 0,2 1,1 0,2 1,1 1 1.1 1,1 0,2 0,2
S X от я S Ч S в Вода Веретенное масло Вода Веретенное масло Вода Веретенное масло Сухое трение Вода
метод упрочнения Без упрочнения Оксидирование, ре- жим 5 (табл. 56) Оксидирование, ре- жим 10 (табл. 56) Вакуумное рассасыва- ние предварительно окисленного сплава
203
Продолжение табл. 54
Коэффи- циент тре- ния f 0,15—0,32 0,07—0,08 0,21—0,23 0,12—0,3 0,08—0,06 0,11—0,17 0,1—0,12 0,1—0,12 0,22—0,44
Относительный критерий износа /0«Ю10, см2/кгс Среднее значение 5,6—7,8 3,2—3,8 6,5 21,0 0,27 0,75 0,25 0,24 3,54 3,0 6,15
при уста- новившемся износе О ci 2,0—2,6 1 1 1 1 0,03—0,12 0,04—0,17 О, —; со —Г сч
при неуста- иовившемся износе 6,8—10,2 6,0—6,7 0,26—12,8 0,1—41,3 0,08—0,44 0,17—1,4 ОО o' 0,53 о ь- СЧ LO —*
Удель- ная на- грузка q, кгс/см2 50—150 15,0—25,0 | 50—150 1 50—100 150—400 50—150 200—400 150 150 100 200 400
Путь трения Д, км 5,0—25,0 о_ 1,0 25,0 25,0 О
Ско- рость тре- ния V, м/с — — 0,2 0,2 — — 0,2
X X от от S X со Вода Веретенное масло Вода
Метод упрочнения Азотирование Химическое никелиро- вание Г альваиическое хро- мирование (твердый хром) Плазменное напыле- ние WC -|- 15% Ni Плазменное напыление (W+ Ti) С+ 15% N1 Сталь 45 нормализо- ванная
204
оксидированному сплаву марки ВТ5 до удельного давления 7=
= 400 кгс/см2 в воде характеризуется переносом бронзы на окси-
дированную поверхность, наблюдающимся в начале испытаний
(даже при приработке), после чего происходит постепенный износ
верхней части слоя окалины вместе с намазанными частицами
бронзы. Вслед за его износом обнажается более плотная пленка
низших окислов, на которую намазывание бронзы практически
незначительно. Более длительные испытания указывают на от-
сутствие намазывания бронзы
рованного титана.
В процессе приработки и
дальнейшего трения шерохова-
тость трущихся поверхностей
на титане и на бронзе повы-
шается с 7—8 до 9 класса. Визу-
альными наблюдениями обнару-
жено, что на трущейся поверх-
ности бронзы образуется пленка
окислов. Ее образование свя-
зано с хемсорбцией атомов
кислорода, а также электрохи-
мическими процессами в 3%-ном
растворе NaCl'и с повышением
температуры в контакте. Нали-
чие заполированных участков
на трущейся поверхности брон-
зы и титана, сохранение одина-
ковой шероховатости поверх-
ности бронзы независимо от на-
грузки и относительно низкий
и дальнейшего износа оксиди-
Рис. 100. Зависимость интенсивности
износа при трении оловянных бронз
по оксидированному сплаву марки ВТ5
от удельной нагрузки в воде с 3% NaCl,
v = 0,2 м/с:
/ — 800° С — 1 ч — БрОЦ8-4, 2 — 800° С —
1 ч — БрОФЮ 1, 3 — 750° С — 12 ч —
БрОЦЮ 2, 4 — 850° С — 5 ч — БрОЦЮ 2,
5 — 800° С — 1 ч — БрОЦЮ 2
износ дают основание предпола-
гать, что ее износ не обусловлен микрорезанием, а происходит
за счет контактного усталостного разрушения [41]. Измерения
микротвердости поверхности бронзы в процессе испытаний пока-
зали, что она возрастает с 220 кгс/мм2 до предельного значения
375—400 кгс/мм2, которое несколько ниже, чем при трении бронзы
по стали. Глубина наклепанного слоя бронзы находится в пределах
30—60 мкм. По сравнению с трением по стали износ бронзы при
трении по оксидированному титану в несколько раз ниже при
равных удельных нагрузках. Данные, приведенные на рис. 100
и табл. 54, показывают примерно одинаковую износостойкость
БрОФЮ-I и БрОЦЮ-2 при трении в воде по оксидированному
сплаву ВТ5. Возрастание интенсивности износа с нагрузкой но-
сит примерно линейный характер. Аналогичная зависимость из-
носа этих бронз обнаруживается и от пути трения.
При испытаниях на машине МИ-1М работоспособность рас-
сматриваемой пары материалов сохраняется и после пути трения
в 100 км при удельном давлении 150 кгс/см2 (у = 1,1 м/с).
205
При смазке веретенным маслом характер трения оловянной
бронзы по оксидированному титану резко изменяется; это связано
с тем, что в процессе приработки и испытаний происходит непре-
рывное намазывание бронзы на оксидированную поверхность,
в связи с чем трение практически протекает между одноименными
материалами. Износ бронзы интенсивно возрастает, а коэффи-
циент трения падает с увеличением удельного давления. Износ
бронзы в масле в 3—4 выше, чем в воде. Это увеличение можно,
вероятно, объяснить тем, что окисление поверхности трения
(бронзы) в масле меньше, чем в воде. Поэтому между оксидирован-
ной поверхностью и намазанным слоем бронзы образуются
более прочные металлические связи, чем прочность самой бронзы,
что практически приводит к трению бронзы по бронзе.
Упрочнение титана путем азотирования обеспечивает сущест-
венное повышение его антифрикционных свойств . Однако азоти-
рование не имеет особых преимуществ перед оксидированием. При
смазке водой, в связи с наблюдавшимся усталостным выкрашива-
нием азотированного слоя, его антифрикционные свойства оказы-
ваются несколько ниже, чем у оксидированного титана. При
смазке веретенным маслом в пределах путей трения и нагрузок,
при которых проводились испытания, выкрашивания азотирован-
ного слоя не наблюдалось. Применение вакуумного рассасывания
(отжиг 1000—1050°С—10 ч) предварительно оксидированного ти-
тана уменьшает только примерно в 2 раза износ бронзы по сравне-
нию с ее износом при трении по неупрочненному титану. Необхо-
димо отметить, что по характеру трение бронзы по титану, упроч-
ненному этим методом, принципиально не отличается от случая
трения бронзы по неупрочненному титану. Износ сопровождается
резким увеличением шероховатости поверхности и переносом
бронзы на поверхность титана, но схватывание наступает при более
высоких нагрузках. Полученные результаты свидетельствуют
о большом благоприятном значении для повышения антифрик-
ционных свойств титана поверхностной (наружной) пленки окислов
на оксидированном слое, которая при вакуумном отжиге расса-
сывается.
. При смазке веретенным маслом наиболее высокие антифрик-
ционные свойства достигаются при сочетании гальванически хро-
мированного сплава марки ВТ5 (твердый хром) с оловянной брон^
зой (табл. 54). При трении бронзы по химически никелирован-
ному титану наблюдается большой разброс величины износа
бронзы, связанный со значительным ее намазыванием на никели-
рованную поверхность. В случаях намазывания Износ возрастает
на 1—2 порядка. Высокие антифрикционные свойства при
применении различных консистентных и жидких смазок, по
данным А. Г. Максимовой и С. М. Бурдиной, показывают упроч-
ненные слои, полученные оксидированием, хромированием и
химическим никелированием при трении в паре со сталью,
аустенитным чугуном и бронзой марки БрОФ7-0,2 (табл. 55).
206
Таблица 55. Антифрикционные свойства титановых сплавов
после упрочнения различными методами; v = 0,38 м/с
Коэф- фициент трения f 0,11 0,07 0,08 0,10 ОГО 0,15 0,12 00 о сГ 0,09 ого О со --о о* о 0,03
£ sjs g® о я = р А £ о 5 щ £ о а . о о _ ©s о е я 5’*' S 47 и f. О S О Я Л 0,94 ' 0,23 1,14—2,0 0,19 0,32 1,12 0,58 0,06 0,014 0,37 1Л О <оо 0*0 0,16
Л Е s Ч = « 5 <и * t-f К « о Я о.* О ю О о ю о О ю О ю О ю О L© о ю СО О ю г- о со ю о Ю
Путь трения L, км о сч 20 6—12 о сч со со СО сч о сч о сч о о сч сч О сч
Смазка МС-70 МС-70 ЦИАТИМ-208 < । Графитная МС-70 ДП-11 МС-70 ДП-11 МС-70
Материал, обработка Колодка Сталь 40Х HRC 45—50 Сталь ШХ15 HRC 60—62 Сталь 40Х HRC 45—50 Сталь 40Х HRC 45—50 Сталь 111X15 HRC 60—62 Аустенитный чугун HRB 100 ! | Бронза БрОФ7-0,2
Ролик ТС5, ВТЗ-1, оксидирование ТС5, ВТЗ-1, твердое хромиро- вание ТС5, ВТЗ-1, пористое хромиро- вание ВТЗ-1, твердое хромирование, отжиг (после шлифовки) ВТЗ-1, химическое никелирова- ние
207
Эти испытания, проводившиеся при более низких параметрах
трения, чем рассмотренные выше, показали также высокую эф-
фективность оксидирования, хромирования и никелирования
сплавов марок ТС5 и ВТЗ-1 при трении со смазкой.
Адгезия хрома и никеля с титаном не гарантирует, однако,
достаточно однородного качества сцепления покрытия, и поэтому
эти процессы допустимо применять в основном для относительно
невысоких нагрузок (до 100 кгс/см2) и скорости трения до 1 м/с,
при наличии достаточно качественной смазки.
Таким образом, наиболее универсальным, простым, надежным
и эффективным из числа рассмотренных методов поверхностного
упрочнения титановых сплавов следует считать термическое окси-
дирование, поэтому в дальнейшем работоспособность различных
антифрикционных материалов оценивается, в оновном, при тре-
нии по оксидированному титану.
3. Технология оксидирования
Оксидирование титана и его сплавов на воздухе [6, 7, 35, 55,
88] осуществляется в обычных электрических печах при свободном
доступе воздуха к поверхности металла в интервале температур
от 700° С до температуры, близкой температуре а ^2 Р-превращения.
Выбор указанного интервала температур обоснован тем, что при оки-
слении титана при температуре ниже 700° С толщина окисленного
слоя очень незначительна и практически мало зависит от времени;
повышение температуры выше 900° С сопровождается сильной
порчей структуры и значительным падением механических свойств
сердцевины.
Окисленный слой титана, как показали многие исследователи,
состоит практически из трех слоев. Верхний наружный слой пред-
ставляет собой рутил TiO2, средний слой (внутренний по отноше-
нию к рутилу) — соединение типа ТЮ, под которым расположена
зона твердого раствора кислорода в а-титане. До температуры
800° С и небольших выдержках при окислении окалина на титане
имеет относительно плотное строение и прочно связана со слоем
моноокиси титана и тем самым с сердцевиной металла. Повышение
температуры выше 800° С и времени выдержки более двух-трех
часов приводит к ослаблению связи окалины с основным метал-
лом под влиянием сжимающих напряжений и к ее отслаиванию.
На строение, фазовый состав и прочность сцепления окалины
с основным металлом значительное влияние оказывают легирую-
щие элементы. По этой причине применительно к каждому сплаву
подбираются оптимальные режимы оксидирования.
В настоящее время в промышленности применяются три раз-
личных вида оксидирования титана [7, 55, 88]:
оксидирование на воздухе в интервале температур 700—800° С,
при выдержке 1—12 ч и медленном охлаждении с печью (табл. 56).
оксидирование на воздухе при температуре 850° С и выдержке
5—6 ч, с охлаждением в воде для удаления слоя окалины (табл. 56);
208
Таблица 56. Режимы оксидирования титановых промышленных
сплавов на воздухе и характеристики диффузионного слоя
№ режима Марка сплава I Температура, °C Продолжитель- ность выдержки, ч Охлаждение i Глубина диффузн- | онного слоя, мкм Микротвердость на расстоянии 10 мк от края при на- грузке 20 гс, кгс/мм2
1 ВТ1-0, ВТ1-00, ВТ6, 700 12 С печью со 20—30 500 *
ВТ6С скоростью
40—100° С/ч
до 300° С;
далее на
воздухе
2 ОТ4-0, ОТ4-1, ОТ4, 720 6 То же 30—40 500 *
ТС5, ВТЗ-1
3 ВТ14 750 2 30—40 500 *
4 ВТ14 800 1 40—50 700
5 ВТ5, ВТ5Л 800 1 » 30—50 650—700
6 ВТ1-0, ВТ1-00 750 12 » 40—60 650
7 ВТ1-0, ВТ1-00 800 1 » 40—60 650
8 ПТ-7М 800 6 » 60—70 750
9 ВТЗ-1 800 1 » 40—60 750
10 ВТ 1-0, ВТ 1-00 850 6 В воде 70—80 800
ВТ5 850 6 То же 70—80 900
ПТ-7М 850 6 » 90—100 1000
при нагрузке 50 гс. И
оксидирование в засыпке графитом или песком в интервале
температур 700—850° С, выдержке 2—10 ч и охлаждении на воз-
духе в засылке (табл. 57) х.
При выборе режима оксидирования следует руководствоваться
данными результатов антифрикционных. испытаний, а также нужна
учитывать то, что чем ниже температура и меньше время вы-
держки, тем меньше сказывается влияние диффузионного слоя на
характеристики усталостной прочности сплава. Режимы оксиди-
рования 1 (табл. 56) и А (табл. 57) следует применять для легких
условий трения (невысокие нагрузки и небольшой ресурс работы),.
1 ОСТ4. ГО. 054. 020 «Альфирование деталей из титановых сплавов».
14 Б. Б. Чечулин и др, 2091
Таблица 57. Режимы оксидирования титановых сплавов в засыпке
и характеристики диффузионного слоя
X» режима Марка сплава Температура, °C Продолжитель ность выдерж- ки, ч Глубина слоя, мкм Микротвердость (кгс/мм2) при нагрузке 50 гс на расстоянии от края, мкм
окалины Диффу- знойного 1,5 — 2 * 10 — 15
Упаковка в песок
А ВТ1-0 ВТ1-00 700 10 1 10—20 750—850 300
ВТЗ-1 700 10 1 15—25 850—950 400—500
ВТ5 700 10 2 10—20 800—950 350—400
Упаковка з графит
Б ВТЗ-1 800 3 3—5 50—80 — 700—1000 **
ВТ5 800 3 3—4 50—70 — 800—900 **
ПТ-ЗВ 800 3 3—4 40—50 — 700—900 **
В ВТ1-0, ВТ1-00 800 8 30—40 90—120 900—1250 900—1250
ВТЗ-1 800 8 25—35 140—170 1100—1400 1100—1400
ВТ5 800 8 20—25 60—90 900—1050 900—1050
Г ВТ1-0 850 2 10—12 50—80 1100—1150 890—1140
ВТ1-00 ВТЗ-1 850 2 2—5 50—80 1100—1300 950—1050
ВТ5 850 2 5—7 30—50 1100—1200 800—900
* Микротвердость ** При нагрузке 2( поверхностного ГС слоя под окалиной.
а режим 10 (табл. 56) и режимы В нГ (табл. 57) — в основном для
однородных пар трения при высоких нагрузках и кратковремен-
ной работе.
Технологический процесс оксидирования должен предусмат-
ривать предварительную тщательную очистку и обезжиривание
деталей (органические растворители, химическая или электро-
химическая очистка), поскольку титан легко вступает в химическое
взаимодействие со многими веществами, особенно при высоких
температурах.
Особенностью всех указанных в табл. 56 и 57 режимов окси-
дирования является малая глубина упрочненных слоев. Диффу-
зионные слои, кроме того, характеризуются резким падением
твердости и антифрикционных свойств по глубине. По этим при-
чинам доводочные операции на оксидированных деталях путем
механический обработки резанием или шлифованием выполняться
не могут. Поверхности деталей, оксидированные по всем режимам
210
табл. 56—57 кроме режима В (табл. 57), допускается лишь поли-
ровать пастами со съемом слоя не более 5 мкм. На деталях, окси-
дированных по режиму В, рекомендуется удаление слоя окалины
шлифовальной шкуркой и доводка поверхности пастой.
В целях обеспечения точности деталей в пределах 2—3-го
класса необходимо такое построение технологического процесса
изготовления детали, при котором трущимся поверхностям гео-
метрическая точность задается до оксидирования, причем для
стабилизации точных размеров деталей осуществляется чередова-
ние предварительной и окончательной механической обработки
с отжигами для удаления остаточных напряжений. В этом чере-
довании отжиг должен осуществляться при температуре прибли-
зительно на 10—20° выше температуры оксидирования и назна-
чаться при припусках, достаточных для устранения обработкой
резанием деформаций, связанных со снятием остаточных напряже-
ний. Окончательная механическая обработка перед оксидирова-
нием должна осуществляться с минимальным съемом металла,
т. е. с минимальными сечениями стружки (0,1—0,3 мм2).
На поверхностях, на которых оксидированный слой нежелате-
лен (например, из-за понижения усталостной прочности), остав-
ляется припуск. Последний удаляется резанием после оксидиро-
вания. При изготовлении деталей высокой точности (2—3 класс)
необходимо также учитывать, что при оксидировании на воздухе
и в засыпке (все режимы, кроме режимов 10 и В) происходит нара-
щивание тела (увеличение наружных размеров и уменьшение вну-
тренних) детали на 0,004—0,007 мм на сторону, а при охлаждении
деталей в воду (режим 10) убыль тела детали на 0,012—0,014 мм
на сторону. Для режима В изменение размеров деталей зависит
от толщины снятой окалины. Исходная шероховатость поверхно-
сти после оксидирования сохраняется. При оксидировании детали
следует размещать в печи, контейнере или в приспособлении (из
титановых сплавов или нержавеющей стали) так, чтобы избежать
деформаций (поводок) от собственной массы детали. Длинные де-
тали и детали ажурной конфигурации следует подвешивать на спе-
циальных приспособлениях. При оксидировании и засыпке детали
располагаются на расстоянии 20—30 мм друг от друга и от стенок
контейнера (ящика) из нержавеющей стали. Верхний слой засыпки
над деталью должен быть не менее 80 мм. Песок или графит перед
оксидированием необходимо прокаливать при температуре 850°
в течение 6—8 ч; зола, образующаяся при прокаливании графита,
должна удаляться. После оксидирования деталей с охлаждением
в воде рекомендуется дополнительная очистка поверхности ме-
таллическими щетками для удаления частиц неотставшей окалины.
При обнаружении после оксидирования по режиму 10 недопусти-
мых остаточных деформаций из-за термических напряжений, воз-
никших при охлаждении в воде, детали могут подвергаться допол-
нительному отжигу при температуре 800° и выдержке 1 ч. Для
получения глубоких диффузионных слоев, подвергающихся шли-
211
фованию, может быть рекомендовано применение режимов высоко-
температурного оксидирования (режимы Б, В, Г) с последующим
рассасыванием окалины в вакууме или в аргоне при температурах
900—1000° С и выдержках до 10 ч.
Для местного оксидирования трущихся поверхностей (шейки
валов и т. п.) могут быть использованы нагревы т. в. ч. и ацети-
лено-кислородным окислительным пламенем с помощью специ-
альных горелок. Этими же способами может производиться вто-
ричное оксидирование при ремонте механизмов.
4. Работоспособность различных антифрикционных материалов
по сксидированному титану
Сводные результаты проведенных исследований приведены
в табл. 58.
Бронза, латунь, стеллит. Литая бронза марки БрОН12-3 и под-
дающиеся обработке давлением бронзы марок БрОФ6,5-0,15
и БрОФ7-0,2 обладают повышенной по сравнению с БрОФ10-1
плотностью и прочностью, что весьма важно для применения
в различных гидравлических устройствах. Их антифрикционные
свойства при трении по оксидированному титану аналогичны
свойствам рассмотренных ранее литых оловянных бронз. Изно-
состойкость бронзы марки БрОФ6,5-0,15 примерно в 1,5 раза
-выше, чем у бронз марок БрОФЮ-1 и ОЦЮ-2.
Сурьмянистоникелевая бронза марки БрСуН7-2 и кремнисто-
фосфористая бронза марки БрКФ4-0,4 обладают при трении по стали
высокими антифрикционными свойствами. При трении по окси-
дированному сплаву марки ВТ5 в воде бронза марки БрСуН7-2
обнаруживает высокую износостойкость (в — 3—4 раза более
высокую, чем у бронзы марки БрОФЮ-1), хорошую прирабатывае-
мость и относительно низкие значения коэффициента трения
(табл. 58).
Антифрикционные свойства бронзы марки БрКФ4-0,4 ха-
рактеризуются высокой износостойкостью при нагрузках до
200 кгс/см2, после достижения которой интенсивность износа,
а также среднее значение коэффициента трения катастрофически
возрастают с нагрузкой. Это объясняется возрастанием переноса
бронзы на оксидированную поверхность и выкрашиванием пленки
низших окислов. При нагрузках 300 кгс/см2 и выше значения коэф-
фициента трения колеблются в пределах от 0,12 до 0,42, что объ-
ясняется явлением «схватывания—проскальзывания». Авторы1
предложили более технологичную и более прочную, чем
БрСуН7-2, антифрикционную бронзу марки БрКСуНФЗ-б-З-0,5
легированную дополнительно кремнием и фосфором. Ее длитель-
ные антифрикционные испытания (табл. 58) при скорости трения
1,1 м/с показали износостойкость в 2—Зраза более высокую, чем
у высокооловянных бронз.
1 Авт. свид. № 398667.
212
00
«3
!=r
IS
4
\o
TO
Тип машины, скорость тре- ния V, м/с Б-4; 0,2 МИ-1М; 1,1 Б-4; 0,2 Б-4; 0,2 Б-4; 0,2 МИ-1М; 1,1 Б-4; 0,2 МИ-1М; 1,1 Б-4; 0,2 Б-4; 0,2 Б-4; 0,2
Коэффи- циент тре- ния / 0,12—0,29 0,14—0,16 0,14 0,15 0,15—0,19 0,12—0,20 0,09—0,20 0,08—0,28 0,12—0,19 0,14—0,4 0,15—0,415 0,09—0,12 0,1—0,15 0,03—0,12 0,34
Относительный критерий износа 1О10, см2/кгс среднее значение сч ь- —^соо -7 —7 сч” оо 0,44—0,65 0,65—0,69 0,25—0,33 0,29—0,67 сч со o' 1 1 1 QO СЧ о” 1,8—3,8 7,0—14,6 2,0—3,0 36,0—84,0
при уста- новившемся износе 0,4—0,59 1 0,2—0,26 0,3—0,56 0,25—0,55 1 1 1 1
при неуста- новившемся износе СЧ СЧ 1 1 1,08—1,33 0,44—0,61 0,67—1,16 0,37—0,9 3,3—19,0 16,5—26,4 1 1
Удельндя нагрузка q, кгс/см2 о о о о о Ю Ю о 100, 200 300, 400 50, 100, 150 100, 200 300, 400 25, 50, 100 50, 100, 200 300 400 100, 200, 300, 400 50, 100, 150, 200 300, 400
Путь трения L, км (О ю ю —7 сч 5,0 25—35 5,0 175 5,0 1,0 <о
Вид смазки Вода Вере- тенное масло Вода Вере- тенное масло
Марка антифрикцион- ного материала Бронза БрОН12-3 Бронза БрОФ6,5-0,15 Бронза БрСуН7-2 Бронза БрКСуНФЗ-6-3-0,5 Г0-И>М<1д BEHodg Бронза БрАМц9-2 Латунь ЛМц58-2
213
Продолжение табл. 58
Марка антифрикцион- ного материала Вид смазки Путь тренця L, км Удельная нагрузка q, кгс/см2 Относительный критерий износа /о-1010, см2/кгс Коэффи- циент тре- ния f Тип машины, скорость тре- ния V, м/с
при неуста- н овившемся износе при уста- новившем- ся износе среднее значение
Стеллит ВЗК Вода 10,0 400 1,41 0,75 0,88 0,1—0,39 Б-4; 0,2
Металлокерамиче- ское железо-графит ЖГр-1 Вере- тенное масло 200 25, 50, 100, 150 0,03 0,03 0,03 0,03—0,094 МИ-1М; 1,1
Метал локер ами че- ское железо-медь- графит ЖД2,5Гр1 200 25, 50, 100, 150 0,02 0,013—0,02 0,13—0,02 0,032—0,095 МИ-1М; 1,1
Металлокерамиче- ская бронза БрОЮ с 3% графита МЗПМ Вода 25 50, 100, 150 1,6—2,9 1,0—1,3 1,3—1,55 0,14—0,22 МИ-1М; 1,1
Опытная металло- керамическая бронза БрОЮ с 3% графита 25 150 0,8 0,44 0,51 0,13—0,16 МИ-1М; 1,1
Металлокерамиче- ская бронза с 6% гра- фита БрОГрЮ-6 То же, с 3% MoS2 25 150 0,83 0,34 0,45 0,11—0,14 МИ-1М; 1,1
25 150 0,54 0,43 0,45 0,125—0,14 МИ-1М; 1,1
Продолжение Табл. 58
Марка антифрикцион- ного материала Вид смазки Путь трения L, км Удельная нагрузка q, кгс/см2 Относительный критерий износа /о-1010, см2/кгс Коэффи- циент тре- ния f Тнп машины, скорость тре- ния V, м/с
при ^уста- новившемся износе при уста- новившемся износе среднее значение
Металлокер амиче- ская броиза БрОФЮ-1, пропитан- ная фторопластом Вода 0,5 350 — — 19,0—28,0 0,08—0,26 Стенд воз- вратно-посту- пательного движения; 0,02 То же
Напеченный слой бронзы БрОФЮ-1 с впрессованным фто- ропластом и MoS2 0,5 350 — — 3,0—5,2 0,04—0,16
Г р афитосвинцови- стый материал НАМИ-ГС-ТАФ 25,0 10,0 25, 50 100 1,08—2,9 П,1 0,6—0,8 0,72—2,0 7,65 0,14—0,17 0,12 МИ-1М; 1,1
Углеграфит пропи- танный баббитом ЭГ-О-Б83 Сухое трение 100 10, 25 1,02—3,3 0,99—2,48 1,0—2,2 0,08—0,44 МИ-1М; 1,1
Вода 100 2500 25 40 0,64—2,0 0,05—0,3 0,08 0,01—0,015 0,36 0,015 0,05—0,09 0,029—0,044 МИ-1М; 1,1 Б4; 12
У глегр афит 2П-1000 100 3000 25, 50 5 0,4—0,6 0,01—0,02 0,17—0,23 0,024 0,04—0,08 0,07—0,1 МИ-1М; 1,1 Б4; 12
Продолжение табл. 58
Тип машины, скорость тре- ния V, м/с МИ-1М; 1,1 МИ-1М; 1,1 Б4; 12 МИ-1М; 1,1 МИ-1М; 1,1 i МИ-1М; 1,1 । Б4; 15 i МИ-1М; 1,1 СМЦ-1; 1,1
Коэффи- циент тре НИЯ f 0,19—0,52 0,02—0,08 0,01—0,05 0,06—0,4 0,04—0,11 0,06—0,15 0,07—0,175 0,024—0,057 0,1—0,2 0,11—0,14 0,02—0,03
Относительный критерий износа /0 1О10, см2/кгс среднее значение 2,4—3,0 0,09—0,13 0,023 1,2—1,35 0,15—0,25 0,52—0,66 1,04 0,097 0,62—0,76 0,94 1,6—3,6
при уста- новившемся износе 0,01—0,023 1,1—1,22 1,07—0,16 0,37—0,43 1 0,84 1 0,049 0,46—0,54 0,79 1
при неуста- н овившемся износе 0,2—0,3 1,5—2,0 1,0—1,6 1,4—3,6 2,32 0,53 1,2—1,9 1,8—2,8 1
Удельная нагрузка q, К1 с/см2 10, 25 25, 50 22 10, 25 10, 25, 50, 80 50, 100 50 ю 25, 50 100 25
К 5 sgir 2*3 - С Н LO О О сч о о —< о> 100 100 100 100 1000 ю о сч о 100
Вид смазки Сухое трение Вода Сухое трение Вода Вода
Марка антифрикцион- ного материала Графитофторопла- стовая смесь 7В-2А Углепластик АМС-5 Текстолит ПТ К Лигнофол ь Бакаут Смола АТМ-2 Фторопласт-4
215
Интенсивность износа бронзы марки БрАМц9-2 и латуни
марки ЛМц58-2 при смазке веретенным маслом [прямолинейно
возрастает с нагрузой до 300 кгс/см2 для БрАМц9-2 и до 200 кгс/см2
для латуни, после чего она катастрофически возрастает (табл. 58
и рис. 101). Также возрастает коэффициент трения. Трение со-
провождается намазыванием бронзы и лагуни на оксидированную
поверхность титана.
При трении стеллита в воде по оксидированному титану обес-
печивается удовлетворительная износостойкость, однако прира-
батываемость такой пары низ-
кая (путь трения до заверше-
ния приработки 5—6 км при
q = 400 кгс/см2), что объяс-
няется высокой твердостью
обеих трущихся поверхно-
стей.
Металлокерамические ма-
териалы. Эти материалы
весьма перспективны для ти-
тансодержащих узлов трения.
Технология их изготовления
позволяет вводить в их состав
различные антифрикционные
добавки: графит, дисульфид
молибдена, фторопласт, серу
и т. п., благоприятно отра-
Рис. 101. 'Зависимость интенсивности из-
носа (1,2) и коэффициента трения (3, 4)
от удельной нагрузки при трении по окси-
дированному сплаву ВТ5 в веретенном
масле:
ЖаЮЩИеСЯ на поведении та- У-.? — БрАМцЭ 2, 2 — 4 — латунь ЛМц58-2
ких материалов при трении.
Испытания металлокерамических железографитового и железо-
медьграфитового материалов с добавками стеарата цинка и серы,
изготовленных Московским заводом порошковой металлургии,
при смазке веретенным маслом показали износостойкость на два
порядка выше, чем в парах с оловянными бронзами (табл. 58).
Это объясняется наличием в этих материалах пористости до 20%
и влиянием антифрикционных добавок. Коэффициент трения воз-
растает с нагрузкой, что указывает на уменьшение эффективности
смазки с ростом нагрузки. Однако его значение в несколько раз
ниже, чем при трении оксидированного титана в паре с оловянными
бронзами. Характерным при трении металлокерамических мате-
риалов на основе железа по оксидированному титану является
отсутствие переноса частиц этих материалов на оксидированную
поверхность.
Металлокерамическая бронза с 3% графита (БрОГрЮ-З) про-
изводства Московского завода порошковой металлургии показала
более высокий износ (табл. 58) и те же коэффициенты трения, что
и при трении компактных литых бронз.
Увеличение износа металлокерамической бронзы по -сравне-
нию с литой объясняется ее низкой прочностью и твердостью
217
(Hh = 27,5-^31,8 кгс/мм2). Опыты по получению более износостой-
ких металлокерамических бронз с добавками графита и дисуль-
фида молибдена позволили получить материалы, обладающие
в несколько раз более высокой износостойкостью, чем литые оло-
вянные бронзы. При изготовлении этих материалов были увеличены
усилие прессования и температура спекания, по сравнению с ис-
пользуемыми в заводской технологии, что позволило получить ма-
териалы с более высокой прочностью и пластичностью. Наиболее
высокими антифрикционными свойствами из числа исследован-
ных материалов обладает бронза марки БрОГр10-6 (с массовой
долей графита 6%).
Исследования работоспособности металлокерамической бронзы,
пропитанной фторопластом (материал типа С-1, предложенный
А. К- Дьячковым и А. А. Кокаревым) и напеченной на стальную
омедненную ленту дроби из бронзы марки БрОФЮ-1 с впрессован-
ной в поры пастой из фторопласта и Мо52(материал, разработанный
НИИавтопром), проводились на специальном стенде возвратно-по-
ступательного движения при высоких удельных нагрузках и скоро-
сти трения 0,02 м/с. В этих условиях износостойкость обоих мате-
риалов была в несколько раз ниже, чем у литой оловянной бронзы.
В то же время коэффициент трения без применения специальной
смазки в начале испытания имел весьма низкие значения. Его
величина возрастала по мере износа антифрикционного слоя и за-
мазывания пор метал локер амической^бронзы, что уменьшало воз-
мощность поступления твердой смазки к поверхности (габл. 58).
Углеграфитовые материалы. Материалы на основе графита
обладают рядом ценных свойств: хорошей теплопроводностью,
низким коэффициентом линейного расширения, способностью
легко переносить термические удары, стойкостью в агрессивных
средах и высокими антифрикционными свойствами. Последнее
объясняется структурой графита и свойством его кристаллов легко
расщепляться по плоскостям спайности. При трении графита по
оксидированному титану происходит отслаивание чешуек гра-
фита, которые слоем в десятки А переносятся на поверхность
металла, что приводит в дальнейшем к трению графита по графиту.
В табл. 59 приведены физико-механические свойства отдель-
ных типов графитовых материалов, по которым приводятся резуль-
таты антифрикционных испытаний. При сухом трении наиболее
высокую износостойкость обнаруживает графитопласт марки
АМС-5. Предельно допустимая нагрузка при сухом трении опре-
делялась величиной температуры в узле, замерявшейся на рас-
стоянии 1—1,5 мм от поверхности трения буксы из графитового
материала. Предельная температура ограничивалась термостой-
костью материала. При этих условиях предельная нагрузка при
скорости трения 1,1 м/с составила 25 кгс/см2 для всех испыты-
вавшихся материалов.
Характерным и при сухом трении являются относительно высо-
кие значения коэффициентов трения. Причем, если для материалов
218
Т а б л и ц а 59. Свойства некоторых углеграфитовых материалов
Терми- Д । 6 ® Н « Я S О “ga’So.a- * х 3 — 5.7 Не более 25 9,0 до 200° С
Термо- стой- кость, °C 230 250 >200
Тепло- пр ов од- ность, ккал/(м °C) О t-- | Не менее 7,0 1
Модуль упруго- сти Е, кгс/см2 000 09 9 ODO- 12 000 3 300
Предел прочности при сжатии ов, kic/cm2 700 S со А\ 1800
Плотность, г/см3 Не менее 2,8 1,3—1,5 1,98
Основа материала Графитовый мате- риал ЭГ-О, пропитан- ный баббитом Двухкомпонентная композиция графита и фторопласта Углегр афит
№ технических условий ТУ48-20-9—72 ЦМТУ-01-5—69 । ТУ16-538.024—69
Марка материала ЭГ-О-Б83 * 7В-2А 2П-1000
АМС-5 ТТ20-16-(110)—74 Углеродная ткань, 1,22—1,25 1800—1900 — — 180—200
^эпоксидная смола
19
марок ЭГ-О-Б83 и АМС-5 значения коэффициентов трения значи-
тельно уменьшаются с увеличением пути трения и нагрузки, то
для материала марки 7В-2А высокие значения коэффициента
трения сохраняются на всем протяжении испытаний, несколько
возрастая с температурой.
При трении в воде предельно допустимая нагрузка для графи-
товых материалов определяется скоростью трения (для случая
граничного трения при скорости 2—12 м/с предельная величина q
приведена в табл. 58). Износ графитовых материалов уменьшается
с увеличением скорости трения до такого ее значения, при котором
нарушается вид фрикционной связи и наступает «катастрофиче-
ский» износ (т. е. когда теплота трения не успевает отводиться
от трущихся поверхностей, что приводит к необратимым изме-
нениям свойств материалов). При высоких скоростях трения наи-
более благоприятным сочетанием антифрикционных свойств при
трении в воде обладают пропитанные баббитом графитовые
материалы. Следует заметить, что испытания других графито-
вых материалов, пропитанных баббитом или формальдегидной
смолой, показали аналогичные или даже более высокие резуль-
таты. Испытывались материалы марок: АГП-Б83, МГ-Б83,
ЭЭГ-Б83, ППГ-Б83 и 2П-1000. Графитосвинцовистый материал
НАМИ-ГС-ТАФ при трении по оксидированному титану, благо-
даря значительному переносу свинца на оксидированную поверх-
ность имеет более низкие свойства, близкие к антифрикционным
свойствам пары с применением оловянной бронзы, но при этом
допустимая нагрузка в несколько раз ниже.
Слоистые материалы. При трении текстолита марки ПТК
по оксидированному сплаву марки ВТ5 шероховатость трущихся
поверхностей постепенно уменьшается, а пленка окислов, образую-
щаяся на титане при оксидировании на воздухе так же, как и при
трении с оловянной бронзой, постепенно изнашивается. Интенсив-
ность износа и коэффициент трения текстолита после пути трения
10—15 км на установившемся участке кривой «износ—путь тре-
ния» оказывается примерно в 1,5—2 раза ниже, чем для оловянной
бронзы. При повышении скорости трения выше 1,5—2 м/с темпера-
тура трущихся поверхностей резко возрастает и текстолит обугли-
вается, что приводит к резкому возрастанию износа и потерь на
трение.
При применении текстолита в воде следует учитывать воз-
можность его набухания и поэтому первоначальный зазор между
титановым валом и втулкой должен быть в пределах 1,5—2% от
номинального размера вала.
Лигнофоль представляет собой древеснослоистый пластик —
спрессованные тонкие пластинки дерева, набранные в определен-
ном порядке, пропитанные синтетическими смолами. Его износо-
стойкость находится в пределах, близких к износостойкости
бронзы ОФ 10-1 при предельном для лигнофоля удельном давле-
нии 50 кгс/см2, а величина коэффициента трения примерно в 1,5 ра-
220
за ниже. При использовании древопластиков следует учитывать
высокое набухание ДСП, достигающее 18% (по массе).
Бакаут — очень плотная древесина гваякового дерева, проч-
ная, твердая, непрямослойная, хорошо пропитанная смолами
(до 30%).
При скорости трения 15 м/с и удельной нагрузке 15 кгс/см2
постоянное значение критерия износа и коэффициента трения уста-
навливается после пути трения примерно 100 км (/0 = 0,049 X
х 10"5 * * * * 10см2/кгс, f = 0,024). Поверхность титана постепенно запо-
лировывается и после износа пленки рутила дальнейший износ
титана практически не наблюдается.
Пластма'ссы. Смола АТ М-2 на основе вторичного капрона, раз-
работанная Московским институтом тонкой химической техно-
логии, обладает примерно в 1,5 раза более высокой прочностью,
чем вторичный капрон, и примерно на порядок меньшим влагопо-
глощением. Износостойкость смолы АТМ-2 (см. табл. 58) превы-
шает стойкость оловянной бронзы при нагрузках до 100 кгс/см2.
При трении наблюдается незначительный перенос смолы на окси-
дированную поверхность, частичный износ пленки рутила и улуч-
шение шероховатости поверхности. Для реальных узлов трения
необходимо учитывать, что фактическое влагопоглощение смолы
достигает 2,5% (по массе), т. е. размеры деталей могут изменяться
на 0,6—1 %.
При испытаниях фторопласта-4 наблюдалась хладотекучесть
(образцы частично расплющивались), в связи с чем его износ был
более высоким, чем у оловянной бронзы. В то же время величина
динамического коэффициента трения имела низкие значения в пре-
делах.0,02—0,03. Для реальных узлов применение фторопласта
должно быть ограничено нагрузкой в пределах 10—15 кгс/см2.
5. Примеры практического применения титана
в узлах трения, испытания узлов
Крепежные изделия. В качестве материала для крепежных
деталей широкое распространение получил высокопрочный тита-
новый сплав марки ВТ16; применяются также сплавы марок
ВТ14, ВТЗ-1, ВТ5. При этом наиболее существенное значение
имеют вопросы свинчиваемости титанового крепежа. Установлено,
что серебрение, кадмирование и фосфатирование титановых бол-
тов с последующей смазкой деталей дисульфидом молибдена сни-
жает коэффициент трения в резьбе в 1,5—3 раза. Однако коэффи-
циент трения в этих случаях нестабилен и заедание в резьбе не
исключается. Аналогичное поведение крепежных соединений об-
наруживается при анодировании болтов. С. Г. Глазунов и др. ре-
комендуют для болтов из сплава марки ВТ 16 применять гайки
из нержавеющих сталей, а в случаях, когда в паре с титановыми
болтами должны быть титановые гайки, то последние следует
изготовлять из сплавов марок ВТ16 или ОТ4 и термически окси-
дировать либо покрывать твердой смазкой ВАП-1 или ВАП-2.
221
Испытания крепежных соединений с резьбощМЮ, М14, М20
и М36, изготовленных из сплавов марок ВТ5, ПТ-ЗВ, ВТЗ-1
(болты, шпильки) и сплава марки ВТ5 с термическим оксидирова-
нием (гайки), сплава марки ПТ-ЗВ и углеродистой стали (гнезда
в плитах), на свинчиваемость показали:
вворачивание титановых шпилек всухую в гнезда из сплава
марки ПТ-ЗВ и углеродистой стали при удельной нагрузке
2000 кгс/см2 (рассчитано путем деления 34% осевой нагрузки
на площадь одного витка) приводило к значительному поврежде-
нию резьбы в виде задиров и к неразъемности соединений после
2—3 циклов;
применение смазки из смеси графита с маслом (50% графита
и 50% масла) увеличило число циклов до появления задиров
до 3—5, но и после 15 циклов разъемность соединений сохранялась;
свинчиваемость титановых болтов с оксидированными гайками
из сплава марки ВТ5 обеспечивалась на протяжении 15 и более
циклов при удельном давлении до 2000 кгс/см2. Для обеспечения
разъемности крепежных соединений из титановых сплавов и для
исключения возможности их разрушения при сборке и Эксплуа-
тации необходимо регламентировать моменты затяжки. Фор-
мулы для определения моментов затяжки соединений относительно
просты [12].
Момент затяжки шпильки в гнезде:
Л4Р = К [Q3] d,
где К == —приведенный к наружному ра-
диусу резьбы d/2 коэффициент трения в резьбе; d2 — средний
диаметр резьбы, см; S — шаг резьбы, см; ц' — приведенный
коэффициент трения в резьбе; [Q3] = ---допускаемая
осевая сила затяжки соединения, кгс; FB = 0,785 (d2 — dL) —
площадь проекции одного витка, см2; dBH — внутренний диаметр
резьбы гайки, см; [<?] —- допускаемая удельная нагрузка в резьбе,
кгс/см2; [</] 1250 кгс/см2 для резьбы Мб—М20; [</]
еС 2000 кгс/см2 для резьбы М22—М48.
Момент затяжки гайки (болта):
Мф = ч + = [Q3] (К + 0,б5рт) d,
где Мт = [Q3] 0,65dpT — момент трения и цт—'Коэффициент
трения торца гайки о поверхность соединяемых деталей. Сред-
ние значения приведенного коэффициента трения в резьбе К. и
коэффициента трения торца гайки по поверхности соединяемых
деталей рт приведены в табл. 60. Для крепежных соединений,
работающих при вибрациях, следует учитывать, что коэффициенты
трения могут уменьшаться в несколько раз, и поэтому такие соеди-
222
Т а б л и ц a 60. Средние значения коэффициентов К и рт
Материал болта (шпильки), ганки (гнезда) и соединяемой детали ! Коэффициенты 1 Смазка
Графитная (50% графита, 50% ве- ретенного масла) Графитная УССа ГОСТ 3333—55 Консистентная АМС-1 (ГОСТ 2712 — 52)
Титановые сплавы ВТ5, к 0,13 0,155 0,19
ПТ-ЗВ, ВТЗ-1 без обработки— ВТ5 оксидированный, режим 5 (табл. 56) Нт 0,2 0,28 0,35
Сталь—титановые сплавы» к 0,14 0,16 0,16
без обработки (или наоборот) Мт 0,1 0,08 0,125
нения следует стопорить с помощью стопорных отгибных шайб,
кернения, обвязки проволокой и др. Так как разъемность в резь-
бовых соединениях необходимо обеспечить не только в крепеж-
ных соединениях, но в различных других узлах машин (соедине-
•ниях разных крышек, штуцеров, накидных гаек и т. п.), были
проведены испытания крепежных резьб от Ml 8x1,5 до М56х2
Рис. 102. Внешний вид испытывавшихся штуцерно-торцовых соединений
из титана
на свинчиваемость. Испытывались детали при следующем сочета-
нии материалов: штуцер из сплава марки ВТ5 без обработки —
гайка из сталей марок 2X13, 20 и латуни марки ЛС59-1; штуцер
из сплава марки ВТ5, оксидированный при 850° С — 5 ч, — гайка
из того же сплава, оксидированная при 800° С — 1ч.
Резьбовые соединения, выполненные из оксидированного и не-
оксидированного титана и с гайками из стали 20 со смазкой смесью
графита с веретенным маслом обеспечивали 200 циклов свинчи-
вания при удельной нагрузке 400 кгс/см2. В случае применения
гаек из стали марки 2X13 схватывание с повреждением несколь-
ких витков резьбы наблюдалось после 50 циклов свинчивания.
Латунь марки ЛС59-1 переносилась на титановую резьбу,
однако работоспособность узла сохранялась и после 200 циклов
свинчиваний. Натурные образцы штуцерно-торцовых соединений
223
трубопроводов, в которых штуцера и накидные гайки выполня-
лись из сплава марки ВТ5 с термическим оксидированием
(рис. 102), обеспечивали работоспособность па протяжении
200 циклов свинчиваний.
Резьбовые ходовые соединения. Для передачи осевых усилий
в различных устройствах (арматуре, приводах и т. п.) часто при-
меняют ходовые резьбовые соединения. Испытания ходовых тра-
пецеидальных резьб проводились на специальной машине при по-
стоянных осевых усилиях и применении различных смазок
(табл. 61). Удельная нагрузка определялась делением 34% осе-
вой нагрузки на площадь проекции первого витка; износ опре-
делялся измерением осевого люфта до и после испытаний.
Наилучшая работоспособность обеспечивается при применении
оксидированных винтов, а гаек из высокооловянной бронзы марок
БрОФ6,5-0,15 или БрОФЮ-1. Во всех других случаях наблюда-
лись либо повышенный износ, либо значительный перенос бронзы,
повышение температуры в узле и заклинивание (БрАЖ9-4,
БрАЖМц10-3-1,5). Испытания натурного винтового привода с резь-
бой трап. 60 X 12 при осевом усилии до 20 т, в котором .винт из
сплава марки ВТ5 был оксидирован при 800° С — 1 ч, а ходовая
гайка изготовлена из бронзы БрОФЮ-1, показали их высокую
работоспособность на пути трения 20 км при смазке АМС-1.
Радиальные и упорные подшипники скольжения. К их числу
следует отнести и сочленения деталей типа «вал — втулка», кото-
рые нельзя в полном смысле отнести к подшипникам скольжения.
На рис. 103 представлены результаты испытаний такого узла
применительно к условиям работы арматуры, в которой шток
(шпиндель) может совершать во втулке (грундбуксе) возвратно-
поступательное (рис. 103, а), вращательное (рис. 103, б) и винто-
вое (рис. 103, в) движения. При сухом трении испытывались
валики диаметром 25 мм, к которым нагрузка примерно 10 кгс/см2
прикладывалась консольно.
Из результатов этих опытов видно, что в случае оксидирова-
ния валиков (850° С — 5 ч) и втулок (800° С — 1ч) обеспечивается
работоспособность узла в течение 5000 двойных ходов при возврат-
но-поступательном движении и 20 000 оборотов — при вращатель-
ном. Это соответствует пути трения 240 и 1500 м.
Сочетание валиков из сплава марки ВТ5, оксидированных
при 850° С, со втулками из неупрочненного сплава марки ВТ5,
стали 20, латуни марки ЛМц58-2 и бронзы марки БрАМи9-2 при
всех видах относительного движения приводит к намазыванию
материала втулки на валики, образованию рисок и ощутимому
износу; на втулках наблюдается появление грубых рисок и мелких
вырывов металла. При вращательном движении образцов эти
сочетания не обеспечивают требуемую работоспособность.
В случаях испытаний нержавеющих сталей в паре с оксиди-
рованным и неупрочненным сплавом марки ВТ5 схватывание
наступает после незначительных путей трения (1—20 м). Хроми-
224
рование и химическое никелирование сплава марки ВТ5, как
и при испытаниях на машинах трения, показали неустойчивые
результаты, связанные с пестрым качеством сцепления покрытия
с основным металлом. Хорошие результаты получены при приме-
нении втулок из текстолита и капрона в сочетании с валиками из
неупрочненного титана, на которых при данных условиях испыта-
ний не было обнаружено повреждений.
Путь трения за цикл в случае винтового движения в 4—8 раз
больше, чем при других видах относительного движения образ-
цов, и поэтому большинство испытывавшихся сочетаний материа-
лов оказалось неработоспособным после нескольких десятков
циклов движения (на рис. 103, в эти результаты не приведены).
Наилучшие результаты при этом виде движения (испытания были
ограничены 2000 циклов) показали пары из сплава марки ВТ5,
оксидированного при 850° С, с тем же и так же упрочненным спла-
вом, монель-металлом, азотированной сталью марки 2X13 и соче-
тание азотированного сплава марки ВТ5 друг с другом. В ре-
зультате стендовых испытаний различных типов арматуры были
получены данные, подтверждающие работоспособность ее узлов
трения в течение до 15 000 циклов открытий—закрытий при
сочетаниях материалов, показавших наилучшую работоспособ-
ность в процессе испытаний моделированных узлов.
Испытания радиальных подшипников диаметром 30 мм (узел
«вал— втулка», v = 0,11 м/с) при консольном нагружении удель-
ным давлением до 300 кгс/см2 показали, что оксидирование при
800° С на воздухе и в графите обеспечивает высокую работоспо-
собность в паре с оловянными бронзами; оксидирование при
850° С-с охлаждением в воде и азотирование при высоких на-
грузках после“пути трения 5—6 км приводят к усталостному
выкрашиванию упрочненного слоя; значения критерия износа,
полученные при стендовых испытаниях, близки к его значениям
при испытаниях на лабораторных машинах трения; аналогично
также поведение различных антифрикционных материалов и со-
стояние трущихся поверхностей. Стендовые испытания подтвер-
дили также эффективность применения консистентной смазки.
С. А. Лукиным и В. В. Вязанкиным были проведены испытания
подшипников из материалов марок 7В-2А и 2П-1000 в воде по-
вышенной температуры. Радиальные и упорные подшипники из
материала марки 7В-2А за 8020 ч при скорости трения 14—28 м/с
и удельном давлении до 3 кгс/см2 износа практически не имели.
Подшипники из материала марки 2П-1000 за 2100 ч, которыми
были ограничены испытания, имели износ в пределах 0,024—
0,08 мм не радиальных и 0,03—0,09 мм на упорном. Во всех
указанных выше случаях работоспособность подшипников сохра-
нялась после указанного времени испытаний; оксидированный
слой на деталях был только либо частично изношен, либо на
нем наблюдалось образование отдельных рисок из-за попадания
инородных частиц.
2? 5
Таблица 61. Результаты испытаний ходо'
Марка сплава и режим оксидирования Смазка Удельная нагрузка q,Г кгс/см2 Путь трепня L, км
винта гаек
ВТ5, без обра- ботки БрОФЮ-1 АМС-3 200—300 0,4—0,5
ВТ5, 850° С — 5 ч ВТ5, 800° С — 1 ч 100 20G ' 0,5 0,1
ВТ5, 800° С — 1 ч БрОФЮ-1 АМС-1 300 2,0
БрОФ6,5-0,15 ЦИАТИМ-203 500 9,85—11,2 —
БрОФ6,5-0,15 Вода 200 1,44—2,0
БрДЖЭ-4 АМС-3 t 300 2,0
БрАМц9-2 АМС-3 300 2,0
ВТ5, 850° С — 5 ч БрОФб.5-0,15 ЦИАТИМ-203 500 8,45
ВТЗ-1, 800° С — 3 ч в графите 500 10,8
БрАЖМцЮ-3-1,5 500 0,93
226
в'ых резьб с трапецеидальной резьбой 20Х 4
Число обо- ротов винта 3 1/ км Износ ^(увеличение люфта), мм Относитель- ный крите- рий износа /о Ю10, см2/кг с Коэффи- циент тре- ния / Состояние трущихся поверхностей
8 000— 10 000 0,15—0,25 12,5—24,0 0,173—0,334 Скругление вершин на винте и изменение профиля на прямоугольный на гай- ках
10 000 2 000 0,52—0,82 0,23—0,36 104—164 115—180 0,23—0,42 Износ у вершины винта и у основания гайки
40 000 0,02—0,12 0,35—2,0 0,18—0,2 Отполирование, незна- чительное намазывание бронзы
197 000— 224 000 0,143—0,291 0,29—0,59 0,123—0,172 Незначительное намазы-
28 800— 40 000 - 0,042—0,072 1,56—2,5 0,104—0,28 вание бронзы
40 000 0,13—0,28 2,2—4,7 — Значительное намазыва- ние бронзы, схватывание
40 000 0,08—0,17 1,33—2,8 0,12—0,22 Значительное намазыва- ние бронзы
169 000 0,1—0,53 0,23—1,27 0,151—0,178 Намазывание бронзы
216 000 0,11-0,16 • 0,2—0,3 0,14—0,152 Следы приработки
18 600 0,03—0,072 0,645—1,55 0,14—0,29 Сильное намазывание, деформация резьбы гаек
227
6)
Рис, 103. Результаты испытаний раз
движении
1— 7, 14 — 16 — валики из сплава марки
4 — оксидирование при 850° С; 5 — азоти
новым покрытием, 15 — литое состояние;
10 — БрАМц9-2, И — капрон, 12 — тек
сталь 2X13; 20 — сталь
Материал марки АМС-5 подвергался стендовым испытаниям
в качестве грундбукс трехплунжерного насоса в течение 3000 ч,
в результате которых износа этого материала практически обна-
ружено не было. Плунжеры, изготовленные из оксидированного
сплава марки ВТ5, перемещавшиеся со скоростью до 200 двойных
ходов в минуту, также не имели износа.
228
Число оборотов вала
личных материалов в узле «вал—втулка»: а — при возвратно-поступательном
образцов; б — то же, вращательном: в — то же, винтовом:
ВТ5; 1 — без упрочнения; 2 — оксидирование при 800° С, 3 — оксидирование при 750° С;
рование, 6 — химическое никелирование; 7 — хромирование, 14 — оксидирование с нейло-
16 — литое состояние и оксидирование при 800° С, 8 — БрОЦЮ-2; 9 — латунь ЛО62-1;
столит; 13 — монель-металл; 17 — сталь 20, 18 — сталь 35, хромированная; 19 —
2X13, азотированная,. 21 — сталь 0Х18Н10Т, 22 — латунь ЛМц58-2
Уплотнейие вращающихся валов. Сальниковые уплотнения
насосов проверялись Е. С. Михайлецом с сотрудниками. При
частоте вращения 1000 об/мин и давлении воды 40 кгс/см2 ресурс
защитной втулки диаметром 100 мм из оксидированного сплава
марки ВТ5 с набивкой из второпластовой стружки с графитом
составлял не более 2000 ч, за которые оксидированный слой прак-
229
Тически изнашивался. Аналогичные результаты были получейь!
в ВНИИгидромаше при испытаниях сальниковых уплотнений
с оксидированными защитными втулками и втулками с плазмен-
ным напылением карбидов вольфрама на никелевой связке. По-
следнее за 2000—2800 ч практически полностью выкраши-
валось.
Торцовое уплотнение вала, являющееся более прогрессивной
конструкцией, чем сальниковое, проверялось Е. С. Михайлецом
на специальном стенде при перепаде давления до 40 кгс/см8 и ча-
стоте вращения 1000—3000 об/мин. Испытывались различные
углеграфитовые материалы при трении по оксидированному
сплаву марки ВТ5. Уплотнения с применением углеграфита
марки ЭГ-О-Б83 обеспечивают ресурс работы 12—14 тыс. ч при
частоте вращения 1000 об/мин и протечках воды 0,2—0,3 л/ч.
После указанного ресурса работы оксидированный слой изнаши-
вается практически полностью.
Таким образом, вопрос обеспечения работоспособности титана
в узлах трения различных машиностроительных конструкций
может быть успешно решен применением поверхностного упроч-
нения и антифрикционных материалов.
ГЛАВА VI. ПРИМЕНЕНИЕ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ
1. Иопользование титановых сплавов
в различных отраслях промышленности
Применение любого конструкционного материала определяется
не только его физико-механическими свойствами, но и такими
характеристиками, как технологичность, дефицитность и стои-
мость.
По комплексу физико-механических свойств титановые сплавы
являются универсальным конструкционным материалом, соче-
тая нехладноломкость алюминия и аустенитных сталей, высо-
кую коррозионную стойкость лучших медноникелевых сплавов
и нержавеющих сталей, немагнитность, прочность и удельную
прочность более высокие, чем у большинства конструкционных
материалов. Поэтому потенциально титановые сплавы эффек-
тивны как авиационные и космические материалы, материалы для
химической промышленности, судостроения и др. вплоть до мате-
риалов тары для хранения ядохимикатов и удобрений в сельском
хозяйстве.
Развитие вакуумной техники обеспечило возможность созда-
ния вакуумно-дуговых агрегатов для плавки слитков в промышлен-
ных условиях. Производство слитков массой до нескольких тонн
давно перестало быть сложной проблемой; технически возможно
изготовление слитков массой до 17,0 т, что по объему соответствует
230
стальному слитку массой около 30 т. Существенным является
и то, что при соблюдении определенных предосторожностей горя-
чую деформацию титановых слитков возможно осуществлять
на том же печном, кузнечно-прессовом и прокатном оборудова-
нии, которое используется для обработки стали. В настоящее
время промышленность ряда стран производит практически
любые полуфабрикаты, необходимые для различных отраслей
машиностроения. Несмотря на ряд специфических особенностей
(склонность к схватыванию, повышенная химическая актив-
ность и т. п.), титановые сплавы всех классов вполне удовлетво-
рительно обрабатываются резанием (точение, сверление, строжка
и т. п.), поддаются газовой резке, резке вулканитовыми кру-
гами и т. п., а также свариваются всеми видами аргонодуговой
сварки. Это дает возможность изготавливать различные и слож-
ные детали, узлы и агрегаты. В качестве примера на рис. 104
показаны пружинные изделия из сплавов ВТЗ-1 и ВТ 16, сильфоны
из сплава ВТ 1-0, запорная арматура систем с агрессивными сре-
дами, содержащая крепежные и сварные соединения литых и штам-
пованных деталей, прямотрубный теплообменник для охлаждения
горячих кислот. Примеры самолетных конструкций, агрегатов
химической аппаратуры приведены в монографиях [89, 20].
Таким образом, технологичность титановых сплавов в метал-
лургическом и машиностроительном производствах достаточна
для изготовления практически любых деталей и узлов. Поэтому
основными факторами, определявшими до недавнего времени
сферу и объемы применения титановых сплавов, были их стои-
мость и дефицитность. . В начальный период освоения титана,
когда нроизводство имело мелкосерийный характер, стоимость
титановых полуфабрикатов была высока. Рост объемов произво-
дства и усовершенствование оборудования сопровождались естест-
венным снижением стоимости полуфабрикатов. В соответствии
с этим расширилась и сфера применения титана.
Ниже кратко рассмотрены основные аспекты эффективного
применения титановых сплавов в настоящее время.
Авиа- и ракетостроение. Военное самолетостроение явилось
пионером космического использования титана в технике.
В 1950 г. небольшое количество этого металла было впервые при-
менено в выхлопной системе самолета XA7I и хвостовой части
фюзеляжа самолета F3H (США). В гражданском самолетостроении
США титан впервые был применен в конструкции самолета ДС-7
в 1955 г. Из него были изготовлены противопожарные перего-
родки, обшивка мотогондолы, шпангоуты и другие детали. В на-
стоящее время аэрокосмическая промышленность США потреб-
ляет 85—90% всего производимого в США титана [137]. Особенно
эффективно использование титана для обшивки самолетов сверх-
звуковых скоростей. Для алюминия рабочие температуры обшивки
и других деталей становятся слишком высокими, вследствие чего
он теряет свое значение как основной конкурент титана.
231
232
Г-' Началом использования титана в ракетной технике США
следует считать 1957 г. Тогда на производство управляемых
снарядов пошло 3% общего потребления титана в стране.
В ракетной технике титан применяется для баллонов высо-
кого давления и корпусов ракетных двигателей, работающих
на твердом топливе. В ракетах «Атлас», «Титан-1», «Титан-3»
и др. применены различные титановые баллоны и сварные балки
для окислителя и топлива. В космос титан вышел вместе с косми-
ческим кораблем «Меркурий» (1961), в капсуле массовая доля его
составляла 18% (каркас, внутренняя обшивка, контейнер антенны
и парашюта и др.). На космическом корабле «Джеминай» из титана
были изготовлены детали общей массой 545 кг (рама, двухслойная
обшивка, емкость высокого давления). Титан применен также
в конструкциях служебного отсека корабля «Апполон». Корабль
для перемещения космонавтов по лунной поверхности был снаб-
жен титановыми баками. Из титана также изготовляются корпуса
искусственных спутников. Следует отметить, что в авиационной
и космической технике применяется в основном сплав Ti—
6А1—4V или его аналоги. Иные сплавы используются реже и рас-
сматриваются как перспективные.
Этот сплав успешно используется для изготовления баллонов
высокого давления топливных систем (окислитель, азот, гелий)
в ракетах «Титан-2», «Атлас», «Апполон», «Поларис» и т. п Одним
из наиболее перспективных титановых сплавов и для изгото-
вления сосудов высокого давления считается также сплав
Ti—13V—ПСг—ЗА1. Фирмой «Budd и С°» производятся цилин-
дры методом спиральной намотки тавров из этого сплава, исполь-
зуя высокую пластичность его в закаленном состоянии.
В трубных системах для жидкого углерода и других сред при-
меняются бесшовные трубы, изготовленные из ряда сплавов и,
в частности, из сплава Ti—ЗА1—2,5V. Компания «Mallory—
Sharon Metals» рекомендует применять для изготовления высоко-
прочных труб сплав Ti—16V—2,5А1, рассматривая его как
свариваемый, хорошо деформируемый и коррозионностойкий мате-
риал.
Фирмой «Т. У. Brooks» освоено производство болтов из спла-
вов Ti—6А1—4V и Ti—4А1—4Мп. Считается, что титановый кре-
пеж (по усталостной прочности) обладает большей работоспособ-
ностью, чем аналогичный крепеж из стали.
Из титановых сплавов изготавливаются столь ответственные
изделия, как втулки несущего винта вертолетов типа S-65, валы
шасси и т. п. Весьма широкое применение нашли титановые
сплавы для изготовления компрессорной части газотурбинных
двигателей. Из сплавов типа Ti—6А1—4V, Ti—8А1—10V,
Ti—8A1—IMq—IV производят диски и лопатки компрессоров
низкого и высокого давления и температур до 400° С. Для более
высоких температур перспективными считаются высокоалюмини-
стые сплавы типа Ti—20А1—2V, а также недавно разработанные
233
многокомпонентные сплавы Ti—6А1—6V—2Sn—ICu—IFe—3Zr—
IGr—IMo и тот же сплав, но без молибдена и хрома. По сообще-
нию фирмы «Pratt and Whitney», лопатки компрессора из сплава
Ti—6А1—4V эксплуатировались в течение 7 лет без поломок.
Имеются сведения об изготовлении компрессорных лопаток из
композиционного материала в виде порошка сплава Ti—6А1—4V,
армированного молибденовой проволокой. Композиционные ме-
таллокерамические материалы применительно к компрессорным
лопаткам могут создаваться и на базе двух титановых сплавов,
например на основе высокочистых порошков Ti—6А1—4V (68%)
и Ti—20 Nb—7.5А1 (32%). После термообработки такой материал
при 593° С имеет предел прочности выше, чем сплав Ti—6А1—4V
при 427° С. Для повышения температурных характеристик спла-
вов применяют также покрытия, состоящие из 95% серебра и
5% алюминия.
Судостроение. Отмечалось, что титановые сплавы нашли широ-
кое применение для изготовления лопаток компрессорной части
авиационных двигателей. Имеются также сведения о применении
титана и в морских газовых турбинах. Так, сплав Ti—6А1—4V
был применен для изготовления лопаток первых ступеней ротора
паровой турбины, где наблюдалась сильная питтинговая коррозия
на лопатках турбин, изготовленных из сплава, содержащего 12%
хрома. Титановые лопатки после 2000 ч эксплуатации не имели
каких-либо признаков коррозионных и эрозионных повреждений.
Титановые сплавы применяются также в морских газотурбин-
ных двигателях. Известно, в частности, что катера оборудуются
дизель-газотурбинной установкой, являющейся модификацией
авиационного двигателя, в конструкции которого нержавеющая
сталь 403, обычно применяемая для лопаток ротора и статора,
заменена титановым сплавом Ti—6А1—4V. Эта установка приме-
нена также на торпедном катере и ряде кораблей пограничной
охраны.
За последнее десятилетие применение газовых турбин в кора-
бельных энергоустановках существенно возросло. Эксплуатация
ГТД 1-го поколения (модернизированные авиационные двигатели)
оказалась успешной, особенно когда требуется быстрое развитие
полной мощности, -надежная работа и простота эксплуатации.
В настоящее время в США создаются ГТД 2-го поколения, кото-
рые должны отличаться более высокой коррозионной стойкостью,
экономным расходом топлива, меньшей массой, большим сроком
эксплуатации и повышенной надежностью. В турбине LM2500,
являющейся типичным представителем ГТД 2-го поколения, ро-
тор и статор компрессора (16 ступеней, трехдисковый ротор)
выполнены из титановых сплавов, что обеспечивает им высокую
коррозионную стойкость и пониженную массу.
Опреснительные и теплообменные установки. В настоящее
время в США требуется опреснительная установка мощностью 1
биллион галлонов в сутки опресненной воды, к 1980—1985 гг.
234
Эта потребность возрастет в 20 раз. Создание высокопроизводитель-
ных опреснительных установок требует применения титановых
сплавов. Применение титановых труб в теплообменных и опре-
снительных установках позволило увеличить выход конденсата
с 2840 до 5680 м3 в сутки. Вследствие этого оказалось воз-
можным снизить массу трубной системы теплообменных аппа-
ратов на 75—80% по сравнению с медноникелевыми сплавами.
Уменьшение толщины стенок труб из титановых сплавов позво-
ляет улучшить теплообменные характеристики трубной системы,
несмотря на их меньшую теплопроводность по сравнению с мед-
ноникелевыми или нержавеющими трубами. Опытные системы
с трубами и арматурой из титановых сплавов проработали
в воде свыше 39 мес при скорости потока до 6,1 м/с без признаков
повреждений; при очень высоких скоростях потока (42 м/с), недо-
пустимых для любых других материалов, отмечены незначитель-
ные коррозионно-эррозионные процессы; износ — 0,2 мм/год.
Следует отметить при этом, что высокая удельная прочность
титановых сплавов позволяет уменьшить размеры, массу и улуч-
шить условия размещения систем. Если учесть, что усталостная
прочность титановых сплавов не снижается в воде, то можно оха-
рактеризовать их как идеальный материал для трубопроводов.
Зарубежные специалисты отмечают, что титановые сплавы подвер-
жены биологическому обрастанию в такой же мере, как нержа-
веющие стали. Однако процесс очистки титановых систем значи-
тельно проще. Кроме обычных противообрастающих красок воз-
можно хлорирование титановых систем с промыванием теплой
водой (52° С) при скорости до 1,6 м/с. После снятия обрастания
не наблюдаются щелевая или питтинговая виды коррозии.
Автомобилестроение. В Англии организовано производство
титановых шатунов для гоночных автомобилей объемом цилин-
дров 350 и 500 см3. При этом достигнуто уменьшение массы
шатуна на 30%, что привело к снижению инерционных на-
грузок-кривошипно-шатунного механизма, увеличению мощности
двигателя на 12 л. с. и экономии горюче-смазочных материалов.
Кроме того, в гонорных автомобилях титановые сплавы приме-
няют для изготовления коленчатых валов, клапанов, передних
и задних осей, втулок, гаек, торсионйых рычагов, деталей под-
вески и выхлопной системы и др. Опыт использования тита-
новых сплавов за рубежом показывает, что наиболее целесообразно
применение их для деталей высоконагруженных двигателей,
несущей конструкции и ходовой части автомобиля. По данным
работы [38], применение сплавов титана дли таких деталей авто-
мобильных и'дизельных двигателей, как шатуны, клапаны и глу-
шители, позволит существенно увеличить мощность двигателя,
повысить надежность и долговечность ряда деталей возвратно-
поступательных систем (табл. 62).
Цветная металлургия. В цветной металлургии титановые
сплавы успешно используются для деталей механизмов, работаю-
235
щих в агрессивных средах [74]. На Запорожском титано-магние-
вом комбинате замена чугунных деталей насосов, работающих на
перекачке растворов хлоридов калия, натрия, магния и слабой
соляной кислоты, на титановые позволила повысить срок службы
их в 15—20 раз, а потери жидкости при транспортировке снизить
в 2,5 раза.
На Березниковском титано-магниевом комбинате в цехе хло-
рирования установлены кюбели под сухие возгоны, дроссели и
переходы на вентиляторах, форсунки на скрубберах и решетки
на канализационных стоках. Вентиляторы с деталями из титана
не ремонтировались в течение 5 лет, тогда как срок службы вен-
тиляторов из гуммированных углеродистых сталей не превышал
одного месяца. Насосы KH3-6/30 из титана работают без ремонта
несколько лет; те же насосы, изготовленные из легированных не-
ржавеющих сталей, выходят из строя каждые 2—3 мес. На Усть-
Каменогорском титано-магниевом комбинате насосы, работающие
на перекачке 20% НС1, служили более 4 лет; чугунные насосы
в той же среде работали не более 5—7 дней. Внедрение газоходов
и вентиляторов из титана увеличило срок их службы в 12 раз по
сравнению с гуммированными сталями. На Норильском горно-
металлургическом комбинате титан используется на гидрометал-
лургическом переделе получения катодного никеля, для коммуни-
каций оборудования и отдельных узлов. В цехе электролиза ни-
келя был разработан и установлен на испытание образец титано-
вого фильтра сгустителя с полнопогружными дисками для не-
предельной фильтрации никелевого раствора с одновременным
удалением железокобальтового осадка. Опытный образец филь-
тра-сгустителя заменил 10 единиц старого оборудования, дал
возможность увеличить производительность передела, лик-
видировать ручной труд, улучшить санитарные условия
труда.
Подробный анализ качества работы деталей и механизмов из
титана в этой отрасли промышленности позволил рекомендовать
титан и его сплавы для изготовления следующего оборудования
[1021: насосы по перекачке агрессивных сред; трубопроводы;
общезаводские и цеховые вентиляционные трубы для выброса
агрессивных газов; запорная арматура на трубопроводах по пере-
качке агрессивных растворов; автоклавы различной емкости; труб-
чатые и пластинчатые теплообменники для агрессивных раство-
ров и пара; холодильники-змеевики, холодильники — труба
в трубе; валы и роторы вентиляторов и др.
Химическая промышленность. Вопрос использования титана
в химическом машиностроении весьма подробно рассмотрен в мо-
нографии [89], где детально описаны условия работы и различные
типы изделий и механизмов из титана: емкостная химическая
аппаратура; теплообменная аппаратура; фильтры; колонная аппа-
ратура, автоклавы, сушилки, роторы центрифуг, арматура, на-
сосы, детали трубопроводов и т. д.
236
Т а б л и ц a 62. Рекомендуемые марки-титановых сплавов
для замены стальных деталей, наиболее часто выходящих из строя
в результате усталостных разрушений
Наименование деталей и узлов Применяе- мая марка стали Рекомендуе- мая марка силава Обоснование технической целесообразности приме- нения сплавов титана
Шатунно-поршневая группа 45Г2, 50ХФА ОТ4, ВТ8 Уменьшение инер- ционных нагрузок кри- вошипно-шатунного ме- ханизма, усилий на болты и гайки шатуна, увеличение частоты вращения, а следова- тельно, и мощности двигателя
Болт и гайка шатуна 45ГА ВТЗ-1, ВТ8 Повышение надежно- сти и долговечности в работе при высоких скоростях
Поршневой палец 12ХНЗА ВТ8, ВТЗ-1
Механизм газорас- пределения, клапаны ИХ9С2 ВТ8 Сокращение расхода дорогостоящих никеле- вых сплавов на 30%; уменьшение силы удара клапана о седло, увели- чение запаса сил пру- жин с 1,6 до 2,1
Толкатель коромысла 40Х ВТЗ-1, ВТ8 Увеличение срока службы, повышение долговечности
Гайка распылителя ЛХ18Н9Т, 45Г2 ВТ8
Ось коромысла, штан- га, болт регулировоч- ный, шестерни 45, 45Г2 ОТ4 Уменьшение массы механизма, инерцион- ных нагрузок и повы- шение долговечности
Несущая рама 45, СтЗ ОТ4-1, ВТ5-1, ВТ6С Значительное увели- чение срока службы ав- томашины из-за лучшей коррозионной стойкости
Балансиры 18ХНВА ВТЗ-1, ВТ8 Повышение долговеч- ности, уменьшение об- щей массы машины То же
Подвески 18ХНВА В18
237
‘ Авторами показана Высокая эффективность использования
титана и его сплавов (главным образом, марок ОТ4) даже в тех
средах, где нержавеющая сталь подвергается язвенной коррозии
и коррозионному растрескиванию в условиях коррозии под на-
пряжением. Высокая прочность титана и его сплавов позволяет
применять ею для изготовления деталей, испытывающих большое
ускорение. По мнению американских исследователей [1091, спрос
на титановую аппаратуру будет увеличиваться с переходом к более
высоким давлениям и температурам и более агрессивным средам.
Пищевая промышленность. В пищевой промышленности целе-
сообразно использование титана в виде аппаратуры для перера-
ботки пищевых продуктов (автоклавы, реакторы, колонны, цен-
трифуги и др.). Использование на консервных заводах одного
титанового котла позволило заменить три котла из дорогостоя-
щих никеля, монель-металла и нержавеющей стали [431. В США
из титана изготавливают смесители, варочные котлы и резервуары
для рассолов, маринадов, томатных и других острых соусов.
В пищевой промышленности Японии применяют листовую сталь,
плакированную титаном, для колонн реакторов, теплообменни-
ков, резервуаров в производстве глютаминовой соли и в молочной
промышленности.
2. Экономическая эффективность использования титана
Даже весьма краткий перечень примеров использования титана
и его сплавов в промышленности свидетельствует о том, что техни-
ческая эффективность от применения его по сравнению со многими
традиционными материалами не нуждается в дополнительных
доказательствах — она очевидна.
Вопросы экономической эффективности более сложны. В ряде
ранних работ 50-х и 60-х годов основное внимание обращалось
на значительно- более высокую цену титановых полуфабрикатов
по сравнению с другими металлами и сплавами, на основании
чего делался вывод о существенном удорожании деталей или кон-
струкций при изготовлении их из титана. Однако по истечении
определенного периода эксплуатации, титановых конструкций,
работающих в разнообразных отраслях промышленности, был
выявлен ряд важнейших факторов, которые необходимо учитывать
при расчете экономической эффективности.
» Так, например, стоимость единицы массы полуфабрикатов из
титана дороже полуфабрикатов из качественных сталей марки
0Х18Н10Т в 5,5—7 раз (листы), в 5,2—6,3 раза (прутки).
Однако с учетом малого удельного веса титана стоимость еди-
ницы объема технического титана (листы) лишь в 1,6—2 раза
выше стоимости стали 0Х18Н10Т, а в сравнении с листовой
высоколегированной сталью 0Х23Н28М ниже на 43% [331.
Высокая прочность большинства титановых сплавов позволяет
применять в ряде конструкций профили малого сечения, что при-
238
водит к уменьшению их массы и объема. Так, сплав Ti—6А1-- 4V
имеет предел текучести в 2 раза выше, чем у монеля. Сравнитель-
ная оценка применения титана и медноникелевых трубок в тепло-
обменных аппаратах показала, что за счет использования титана
можно уменьшить массу трубной системы на 75—80% [1251.
В большинстве промышленных агрессивных сред издержки,
обусловленные потерями металла с равных площадей за одинако-
вый период времени, при использовании титана значительно ниже,
чем в случае применения нержавеющей стали. Соответственно,
стоимость титанового оборудования оказывается лишь в 2—3 раза
выше, чем стоимость стального, а в ряде случаев — одинаковой
[33]. Высокая коррозионная стойкость титана обусловливает зна-
чительно более долгий срок службы изделий, работающих в агрес-
сивных промышленных средах, по сравнению с изделиями из та-
ких материалов, как чугун, углеродистые и легированные стали,
что существенно снижает затраты на ремонт и переоборудование.
Так, в производстве никеля насосы из хромо-никель-молибденовой
стали (12—25% Ni; 18% Сг, 3% Мо) выходили из строя через
20—30 дней, насосы из менее легированной стали Х18Н12МЗТ —
через 3—5 дней. Аналогичные насосы из титана не имели корро-
зионных повреждений и через 3 года службы. С учетом годовых
амортизационных затрат эконом ш^ский эффект от замены только
одного стального насоса производительностью 200 м3/ч на тита-
новый составил около 5000 руб./год даже без учета значительной
экономии от сокращения численности ремонтного и дежурного
персонала [32]. При замену стали на титан в насосах произво-
дительностью 400 м3/ч годовой экономический эффект вырастал
вдвое. •
Замена на Березниковском титано-магниевом комбинате сталь-
ных деталей вентиляторов на титановые с учетом амортизацион-
ных затрат привела к годовому экономическому эффекту только
по 6 вентиляторам до 20 000 руб. Эксплуатация семи титановых
вентиляторов в одном из цехов Усть-Каменогорского титано-
магниевого комбината дает свыше 93 000 руб. экономии в год
[74].
Как следует из табл. 63, первоначальная стоимость титановых
шаровых клапанов для систем воды значительно выше, чем ана-
логичных клапанов из монеля. Однако при учете срока их службы
соотношение затрат изменяется в обратную сторону.
В различных отраслях машиностроения огромное значение
приобретают такие качества титана, как высокая надежность при
повышенных нагрузках наряду с высокой удельной прочностью.
Известно, что на восстановление действующего парка машин
(ремонты и межремонтное обслуживание) ежегодно расходуются
десятки миллионов рублей. Затраты такого рода в год составляют
около 25% стоимости машины. Трудоемкость капитального ре-
монта грузового автомобиля в 3—4 раза больше трудоемкости
его изготовления. Как было показано выше (см. табл. 62), замена
239
Т а б л и ц a 63. Стоимость шаровых клапанов
из сплава Ti—6А1—4V и монеля [141]
Размер клапана, мм Стоимость изготовления клапана, долл Стоимость с учетом среднего срока службы клапана, долл/i од
монель T1-6A1-4V моне ть (1,5 года) Ti —6А1 —4V (3 года)
101,5 364 554 243 185
. 63,5 647 854 432 285
31,7 201 413 134 138
25,4 145 188 97 63
ряда стальных деталей на титановые в автотракторной отрасли
может существенно повысить срок службы механизма.
По мнению зарубежных авторов [109], в авиации оправдано
10—20-кратное превышение первоначальной стоимости, изделий
из титана над стоимостью других материалов.
Таким образом, при расчете экономической эффективности
кроме первоначальной стоимости изделия необходимо учитывать
следующие факторы: уменьшение массы конструкции при сохра-
нении ее надежности; возможность создания принципиально но-
вых механизмов и изделий, технологических процессов, внедрение
комплексной механизации и автоматизации; увеличение срока
службы изделия, а следовательно, сокращение простоев и зат-
рат на ремонт, уменьшение численности ремонтного персонала;
возможность использования более агрессивных сред, высоких
давлений и температур; использование более коротких техноло-
гических схем и улучшение качества за счет ликвидации кор-
розии.
В результате расчетов усредненного экономического эффекта
от использования титана в различных отраслях промышленности
[33] было показано, что каждая тонна изделий из титана дает
в год экономический эффект в тыс. руб.:
Цветная металлургия..............................До 10—15
Химическая промышленность........................ » 10—33
Гальванотехника.................................. » 30—40
Целлюлозно-бумажная промышленность............... » 15—20
Пищевая промышленность .......................... » 7—10
Черная металлургия............................... » 5—10
Энергомашиностроение............................. » 35—40
Таким образом, современный уровень знаний в области сплавов
титана, исключительно благоприятное сочетание характеристик
этих материалов для ’изделий машиностроения, экономический
эффект, получаемый при их использовании позволяют надеяться,
что в ближайшие годы титан и его сплавы найдут более широ-
кое применение,
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Агеев Н. В. Кристаллохимия титана, его соединений и сплавов.— В кн.:
Металлургия и металловедение. М., «Наука», 1959, с. 3—6.
2. Агеев Н. В., Петрова Л. А. Общие закономерности стабилизации (3-твер-
дого раствора в сплавах титана. —ДАН СССР, 1961, т. 133, № 2, с. 58—61.
3. Акопян В. О., Анитов И. С. Повышение антифрикционных свойств титана
и его сплавов нанесением молибденовых и вольфрамовых покрытий из паров кар-
бонилов. — В кн.: Применение титановых сплавов (материалы 4-го науч.-техн,
совещания). М., ВИАМ, 1963, с. 148—167.
4. Алферова Н. С., Шевченко В. Н. О рекристаллизации холоднодеформи-
рованных титановых сплавов. — В кн.: Структура и свойства текстурованных
металлов и сплавов. М., «Наука», 1969, с. 153—160.
5. Андреев Н. X. Циклическая прочность точечных соединений из титано-
вых, алюминиевых сплавов и специальных сталей. — «Сварочное производство»,
1962, № 6, с. 11—14.
6. Анисимов М. И., Васильев Д. М., Гольдфайн В. Н. Исследование кине-
тики окисления и напряженного состояния поверхностных слоев сплава ВТЗ-1. —
Сб. трудов ЛПИ «Физика металлов и металловедение», Изд. ЛГУ, 1973, № 331,
с. 82—88.
7. Анитов И. С., Максимова А. Г., Щербакова 3. В. Термическое и анодное
оксидирование как методы повышения поверхностных свойств титана и его спла-
вов. — В кн.: Химико-термическая обработка сталей и сплавов. Л., Дом техники,
1961, с. 3—16.
8. Афонии А. И., Кузьменко В. А., Шевчук А. Д. К вопросу о влиянии
частоты нагружения на усталостную прочность металлов. — «Проблемы проч-
ности», 1972, № 4, с. 62—67.
9. Боуден Ф. П., Гейбор Д. Трение и смазка твердых тел. М., «Машинострое-
ние», 1968. 543 с.
10. Белоусов О.'К-, Корнилов И. И., Михеев В. С. Механические свойства
твердых р'астворов на основе а-титана при —196° С. «Известия АН СССР» (Сер.
Металлургия и горное дело), 1963, № 2, с. 130—135.
11. Бернштейн М. Л. Термомеханическая обработка металлов и сплавов.
М., «Л1еталлургия», 1968, т. 2. 570 с., с ил.
12. Биргер И. А., Иосилевич Г. Б. Резьбовые соединения. М., «Машинострое-
ние», 1973. 256 с.
13. Болтарович А. В., Похмурский В. И., Гутман Э. М. Коррозия под напря-
жением титанового сплава ВТЗ-1. — фХММ, 1965, № 4, с. 499—502.
14. Брагин Д. Я., Логинов Н. 3., Шканов И. Н. Влияние некоторых техноло-
гических факторов на усталостную прочность титановых сплавов. — «Проблемы
прочности», 1971, т. 3, № 8, с. 78—82.
15. Вайнштейн В. Э., Трояновская Г. И. Сухие смазки и самосмазывающиеся
материалы. М., «Машиностроение», 1968. 180 с., с ил.
16. Вульф Б. К. Термическая обработка титановых сплавов. М., «Металлур-
гия», 1969. 374 с., с ил.
17. Генинов В. Н., Греков Н. А. Исследование ползучести и релаксации
напряжений высокопрочных немагнитных материалов. — В кн.: Свойства и
применение жаропрочных сплавов. М., «Наука», 1966, с. 248—253.
18. Глазова В. В. Легирование титана. М., ОНТИ, 1966. 191 с., с ил.
19. Глазунов С. Г. Жаропрочные сплавы на основе титана. М., Оборонгиз,
1958. 78 с., с ил.
20. Глазунов С. Г., Моисеев В. Н. Конструкционные титановые сплавы.
М., «Металлургия», 1974. 367 с., с ил.
21. Гликман Л. А., Фейгин И. М. Природа снижения усталостной прочности
титановых сплавов в результате шлифования. — МиТОМ, 1967, № 12, с. 16—19.
241
22. Гликман Л. А., Шеховцев Е. Д. О малоцикловой усталости сплавой
титана в коррозионной среде. — ФХММ, 19694 № 6, с. 744—746.
23. Гольдфайн В. И., Зуев А. М., Клабуков А. Г. О влиянии водорода и кис-
лорода на трение и износ титановых сплавов. — В кн.: Проблемы трения и изна-
шивания. Киев, «Техника», 1975, вып. 8, с. 49—52.
24. Гринченко И. Г. Упрочнение деталей жаропрочных и титановых спла-
вов. М., «Машиностроение», 1971. 120 с., с ил.
25. Грузин П. Л., Курдюмов Г. В., Тютюник А. Д. О роли диффузионных
перемещений атомов в жаропрочности.— В кн.. Исследование по жаропрочным
сплавам. М.., Изд. АН СССР, 1957, т. II, с. 3—7.
26. Гуляев А. П. Прочность стали и проблема легирования. — МиТОМ,
1966, № 7, с. 23—26.
27. Гуляницкий Б. С. Новое в титановой промышленности зарубежных
стран. — «Цветные металлы», 1970, № 8, с. 97—101.
28. Джаффи Р. И., Либман М. Е. Основы металловедения титановых спла-
вов. — В кн.: Успехи физики металлов (пер. с англ.). М., «Л1.еталлургия», 1961,
т. IV, с. 17—Ь91.
29. Завьялов А. С., Брук Б. И. Дораспадное перераспределение компонентов
в твердых растворах. — В кн.: Металловедение. Л., Судпромгиз, 1962, № 6,
с. 154—159.
30. Зобачев Ю. Е., Костров Е. Н., Шеховцев Е. Д. Циклическая прочность
титановых сплавов. — Сб. трудов ЦНИИМФ «Техническая эксплуатация мор-
ского флота», Л., «Транспорт», 1969, вып. 11, с. 107—117.
31. Иванова В. С. Современные представления о природе усталостного раз-
рушения и новые направления исследований. — В кн.: Усталость металлов и
сплавов. М., «Наука», 1971, с. 3—14.
32. Ительсон Г. М., Жилкин В. В. Титановое оборудование в производстве
никеля. Мурманское книжное изд-во, 1963. 126 с., с ил.
33. Канюк А. М., Иванова-Степанова Н. Ф., Азарова А. П. Вопросы мето-
дики расчетов экономической эффективности применения титанового оборудова-
ния. М., Цветметинформация, 1972. 32 с.
34. Каптюг И. С., Сыщиков В. И. Влияние легирования на фрикционные
свойства титана. — МиТОМ, 1959, № 4, с. 8—11.
35. Клабуков А. Г., Зуев А. М. Повышение износостойкости титановых
сплавов оксидированием. — «Известия вузов» (Сер. Машиностроение), 1974,
№ 3, с. 120—124.
36. Колачев Б. А., Ливанов В. А., Буханова А. А. Механические свойства
титана и его сплавов. М., «Металлургия», 1974. 544 с., с ил.
37. Корнилов И. И., Волкова М. А., Пылаева Е. П. Исследования диаграммы
равновесия богатых титаном сплавов системы Ti—Al. — В кн.: Новые исследо-
вания титановых сплавов. М., «Наука», 1965, с. 48—51.
38. Корнилов И. И., Заикин Ю. К-, Важеиин С. Ф. Перспективы применения
титановых сплавов для деталей дизельных и автомобильных двигателей. —
В кн.: Применение титана в промышленности. М., Цветметинформация, 1970,
вып. 1, с. 31—36.
39. Корнилов И. И., Михеев В. С., Андреев О. Н. Сравнительная жаропроч-
ность некоторых титановых сплавов при температурах 450—700° С. — В кн.:
Титан и его сплавы. Исследования титановых сплавов. АТ, Изд. АН СССР, 1963,
вып. X, с. 234—244.
40. Кравченко Б. А. Влияние остаточных напряжений на предел выносливо-
сти жаропрочного сплава ЭИ 4375 и титанового сплава ВТЗ-1.—«Труды Куй-
бышевского авиационного ин-та», 1963, вып. 18, с. 59—66.
41. Крагельский И. В. Трение и износ. М., «Машиностроение», 1968. 400 с.,
с ил.
42. Кржижановский Р. Е. Исследование теплопроводности и электропровод-
ности некоторых титановых сплавов. — «Теплоэнергетика», 1961, № 6, с. 56—61.
43. Кручер Г. Н. Производство и применение титановых полуфабрикатов
за рубежом. М., Цветметинформация, 1966. 126 с., с ил.
44. Крылов Б. С., Шеховцев Е. Д. Коррозионно-усталостная прочность
титановых сплавов в области ограниченной долговечности. — Сб. трудов
242
ЦНИИМФ «Техническая эксплуатация морского флота». Л., «Транспорт», 1973,
вып. 175, с. 58—68.
45. Кудрявцев И. В., Вайнштейн В. Г. Влияние низкой температуры на уста-
лостную прочность титанового сплава. — В кн.: Исследование по упрочнению
деталей машин. М., «Машиностроение», 1972, кн. III, с. 49—54.
46. Кудрявцев И. В., Вайнштейн В. Г. Влияние поверхностного механиче-
ского упрочнения на усталость титанового сплава в. малоцикловой области. —
МиТОМ, 1971, № 12, с. 44—46.
47. Кузема Ю. А., Ковпак В. И. Исследование прочности титанового сплава
при пульсирующей нагрузке растяжением. — В кн.: Прочность при малом числе
циклов нагружения. М., «Наука», 1969, с. 216—218.
48. Кузема Ю. А., Семирог-Орлик В. Н., Ковпак В. И. Ползучесть и разру-
шение титанового сплава ВТ8 в условиях малоциклового растяжения при нормаль-
ной температуре. —«Проблемы прочности», 1969, № 1, с. 66—69.
49. Кузьменко В. А., Гришаков С. В. О влиянии высокой частоты нагружения
на выносливость ряда конструкционных сплавов при низкой (—196° С) и комнат-
ной температурах. — «Проблемы прочности», 1974, № 10, с. 31—36.
50. Логинов Н. 3., Шканов И. Н. Рассеяние характеристик усталостной
прочности и структурная неоднородность двухфазных титановых сплавов. —
В кн. Структура и свойства титановых сплавов. М., ОНТИ, 1972, с. 42—49.
51. Локшин Ф. Я-, Шаханова Г. Б., Коробов О. С. Объемные изменения при
старении титановых сплавов ВТЗ-1 и ВТ14. — Техиол. легких сплавов. Научн.-
техн. бюл. ВИЛСа. М., 1969, № 4, с. 106—110.
52. Лужников Л. П., Новикова В. М., Мареев Р. П. Прокаливаемость про-
мышленных титановых сплавов. — МиТОМ, 1965, № 5, с. 21—23.
53. Лужников Л. П., Новикова В. М., Мареев А. П. Растворимость (5-стаби-
лизаторов в сс-титане.—МиТОМ, 1963, № 2, с. 9—11.
54. Ляхович Л. С. Многокомпонентные диффузионные покрытия. Минск,
«Наука и техника», 1974 . 216 с., с ил.
55. Макквиллэн А. Д., Макквиллэн М. К. Титан (пер. с анл.). М., Металлург-
издат, 1958. 458 с., с ил.
56. Матвеев В. В., Чайковский Б. С., Бочарова Л. А. Демпфирующие свой-
ства турболопастных материалов при рабочих температурах. — «Проблемы
прочности», 1973, № 4, с. 8—15.
57. Миллер П. Д., Холлидэй И. В. Трение и износ титана. Машиностроение
за рубежом.—Сб. пер. и обзоров иностр, лит. М./«Машиностроение», 1959, №6,
с. 10—20.
* 58. Моисеев В. Н. Основные предпосылки создания высокопрочных титановых
сплавов с а + P-структурой путем легирования и термической обработки. —
В кн.: Металловедение !титана. М., «Наука», 1964, с. 147—150.
59. Мороз Л. С. Значения характеристик пластичности, отражающих неко-
торые стороны физического состояния сплавов. — ЖТФ, 1954, т. XXIX, № 3,
с. 425—428.
60. Мороз Л. С., Разуваева И/Н., Ушков С. С. Особенности влияния алюми-
ния на механические свойства титана.—-В гкн.: Новый конструкционный
металл — титан. М., «Наука», 1972, с. 109—114.
61. Мороз Л. С., Хесин Ю. Д., Белова О. С. Исследование взаимосвязи между
структурой и свойствами титановых сплавов. — МиТОМ, 1963, № 2, с. 5—8.
62. Мороз Л. С., Хесин Ю. Д., Маринец Т. К- Исследование ползучести и дли-
тельной прочности г желез а при низких температурах. — ФМиМ, 1962, т. 13,
вып. 6,"с. 912—919.
63. "Мороз Л.'С., Чечулин Б. Б. Водородная'хрупкость металлов. М.,’Метал-
Лургиздат/1967. 256 с., с ил.
64. Москаленко В. А., Ульянов Р. А., Тарасов Н. Д. Пластическая деформа-
ция сс-титановых сплавов при низких температурах.’—®В кн.: Прочность и пла-
стичность металлов и сплавов (Сер. Металлофизика). Киев, «Наукова думка»,
1968, с. 56—64.
65. Назаренко Г. Т., Ищенко И. И., Белецкий В. М. Влияние обкатки над-
реза и накатки резьбы на сопротивление усталости образцов из титановых спла-
вов ВТЗ-1 и ВТ16. — «Проблемы прочности», 1973, т. 5, № 1, с. 101—103.
16*
243
66. Никанорова А. И., Семенов С. Л., Карабасова Л. В. О коэффициенте
линейного расширения технического титана. — В кн.: Новые исследования тита-
новых сплавов. М., «Наука», 1965, с. 329—333.
67. Одинокова Л. П., Богачев И. Н. Характер пластической деформации
титановых сплавов при различных видах нагружения. — «Цветные металлы»,
1965, № 2, с. 71—75.
68. Паршин А. М., Разуваева И. Н., Ушков С. С. Структура, прочность и
пластичность дисперсионно упрочняемого 0-сплава титана и рациональные обла-
сти его использования. ЛДНТП, 1973. 77 с., с ил.
69. Паршин А. М., Ушков С. С., Ярмолович И. И. О растрескивании тита-
новых сплавов при старении. — В кн.: Технология легких сплавов. Научн,-
техи. бюл. ВИЛСа. М., 1974, Яг 1, с. 53—57.
70. Пикорский Ю. Р., Смирнов Б. М. Антифрикционные свойства пары тре-
ния титан—полиамид. — «Технология судостроения», 1962, № 3, с. 47—53.
71. Писаренко Г. Г., Степаненко В. А., Марковицкая И. А. Разрушение
сплавов ОТ4-1 и Д16Т при циклическом нагружении в широком диапазоне ча-
стот. — «Проблемы прочности», 1974, № 3, с. 8—10.
72. Похмурский В. И., Кулик В. А., Карпенко Г. В. Износостойкость и уста-
лость некоторых титановых сплавов после азотирования. — ФХММ, 1969, т. 5,
№ 1, с. 101—103.
73. Пронин А. Т., Воробьев И. А., Марковец М. П. Влияние структуры спла-
вов ВТЗ-1 и ВТ18 на сопротивление усталости при асимметричном цикле нагру-
жения. — «Проблемы прочности», 1972, № 4, с. 105—107.
74. Применение титана в промышленности.—Сб. статей М., Цветметинфор-
мация, 1970, вып. 2. 112 с, с ил.
75. Ральцевич Н. В. Влияние циклических перегрузок на усталостную
прочность двух марок стали и сплава титана. — Сб. трудов ЛКИ «Строительная
механика, сварка, прочность конструкций и материалов, технология судострое-
ния», Л., Изд. МВССО СССР, 1971, вып. LXV (75), с. 113—118.
76. Рейнберг Е. С. Влияние поверхностного наклепа на циклическую проч-
ность конструкционного титана. — ФХММ, 1970, т. 6, № 3, с. 109—111.
77. Рейнберг Е. С. О достоверности определения предела выносливости
титана в зависимости от величины базы испытания. — «Заводская лаборатория»,
1967, № 7, с. 352—353.
78. Савицкий Е. Н., Тылкина М. А., Цыганкова И. А. Влияние легирующих
добавок на температуру рекристаллизации и механические свойства титана. —
«Известия АН СССР» (Сер. Металлургия и топливо), 1958, № 3, с. 96—99.
79. Самгин В. А., Троян И. А., Семирог-Орлик В. Н. Влияние технологиче-
ской обработки на выносливость листового титанового сплава ОТ4-1. — «Проблемы
прочности», 1971, № 11, с. 48—53.
80. Саитюрихина Л. И., Рубцова Э. Е. Твердые смазочные покрытия для
титана. — В кн.: Вопросы трения и проблемы науки. М., АН СССР, 1968,
с. 193—197.
81. Серенсен С. В., Когаев В. П., Степанов И. Н. О законе распределения
долговечности при усталостных испытаниях. — «Заводская лаборатория», 1958,
№ 3, с. 324—329.
82. Солонина О. П., Никишев О. А. Повышение усталостной прочности дета-
лей из титановых сплавов. — В кн.: Структура и прочность титановых сплавов.
М., ОНТИ, 1972, с. 38—42.
83. Соснин О. В., Тормянов Н. Г. О ползучести и разрушении титанового
сплава ОТ4 в интервале температур 400—550° С. — «Проблемы прочности»,
1972, № 7, с. 55—59.
84. Стрижало В. А., Зинченко А. И., Морозов Б. С. Исследование по мало-
цикловой усталости сплавов на основе титана при температуре —196° С. —
«Проблемы прочности», 1973, № 7, с. 49—53.
85. Сулима А. М., Евстигнеев М. И. Качество поверхностного слоя и устало-
стная прочность деталей из жаропрочных и титановых сплавов. М., «Машино-
строение», 1974. 256 с:, с ил.
244
86. Сыщиков В. И., Чечулин Б. Б. Усталостная прочность сварных соеди-
нений листового титана при изгибе. — В кн.: Сварка. Л., Судпромгиз, 1959,
№ 2, с. 174—181.
87. Тавадзе Ф. Н., Манджгаладзе С. Н. Коррозионная стойкость титановых
сплавов. М., «Металлургия», 1969. 208 с., с ил.
88. Титан и его сплавы. Л. Судпромгиз, 1960. т. 1, 516 с., с ил. Авт.: Л. С. Мо-
роз, Б. Б. Чечулин, И. В. Полин и др.
89. Титан и его сплавы в химическом машиностроении. М., «Машинострое-
ние», 1968. 339 с., с ил. Авт.: Б. А. Галицкий, М. М. Абелев, Г. Л. Шварц и др.
90. Томашев Н. Д., Альтовский Р. М. Коррозия и защита титана. М., «Маш-
гиз», 1963. 282 с., с ил.
91. Томашев Н. Д., Чернова Г. П. Коррозия и коррозионностойкие сплавы.
М., «Металлургия», 1973. 232 с., с ил.
92. Ульянов Р. А., Ковтун С. Ф. К вопросу о модуле нормальной упругости
металлов и титановых сплавов. — В кн.: Новые исследования титановых сплавов.
М., «Наука», 1965, с. 173—179.
93. Федоров В. Н., Шеховец Е. Д. Влияние режимов термообработки иа цик-
лическую прочность титановых сплавов ТС5 и ВТ20 в условиях ограниченной
долговечности. — Сб. трудов ЦНИИМФ «Техническая эксплуатация Морского
флота», Л., «Транспорт», 1973, вып. 175, с. 49—57.
94. Федотов С. Г. Зависимость упругих свойств титановых сплавов от состава
и термообработки. — В кн.: Титан и его сплавы. М., АН СССР, 1963, вып. 8,
с. 188—192.
95. Федотов С. Г., Белоусов О. К- Упругие свойства сплавов титана с молиб-
деном, ванадием и ниобием. ДАН СССР, 1963, т. 150, № 1, с. 77—89.
96. Хесин Ю. Д. Термическая обработка двухфазных сплавов титана. —
В кн.: Металловедение. Л., «Судостроение», 1959, № 3, с. 299—303.
97. Чечулин Б. Б. Масштабный фактор и статистическая природа прочности
металлов. М., Металлургиздат, 1963. 120 с.,' с ил.
98. Чечулин Б. Б., Сыщиков В. И. Исследование усталостной прочности
сварных швов титана. — В кн.: Сварка. Л., Судпромгиз, 1958, № 1, с. 156—158.
99. Чечулин Б. Б., Сыщиков В. И. Циклическая прочность титана. — В кн.:
Металловедение Л., Судпромгиз, 1957, № 1, с. 196—205.
100. Чечулин Б. Б., Сыщиков В. И., Рейнберг Е. С. Исследование усталостной
прочности титана. — В кн.: Металловедение. Л., Судпромгиз, 1959, № 3,
с. 263—278.
101. Шабалин В. И. Экспериментальное исследование формы кривой уста-
лости металлов. — В кн.: Прочность металлов прн циклических нагрузках
(Материалы IV совещания по усталости металлов). М., «Наука», 1967, с. 162—169.
102. Шабуров Н. П., Важенин С. Ф., Колобов Г. А. Пути расширения при-
менения тцтанового оборудования в цветной металлургии. — В кн.: Примене-
ние титана в промышленности. М., Цветметинформация, 1970, вып. 2, с. 5—19.
103. Шаманин Ю. И. Влияние постоянного скручивания на выносливость
при круговом поперечном изгибе образцов из титанового сплава. — Сб. трудов
ЛКИ «Прочность, материалы, технология судостроения». Л., * Изд.
МВ ССО СССР, 1'969, вып. LXVI (76), с. 187—191.
104. Шоршеров М. X. Металловедение сварки стали и сплавов титана. М.,
«Наука», 1965. 336 с., с ил.
105. Armstrong Р. Е., Brown Н. L. Dynamic Young’s Modulus Measurement
above 1000° on Some Pure Polycrystalline Metals and Commercial Graphits. —
«Trans. Met. Soc. А1МЕ», 1964, v. 230, N 5, p. 962—966.
106. Berger L. W., Hyler W. S., Jaffee R. I. Effect of Hydrogen on the Fatigue
Properties of Titanium and Ti—8 Mn Alloy. — «Trans. Met. Soc. А1МЕ», 1958
(1959), v. 212, N 1, p. 41—45.
107. Chu H. P. Room Temperature Creep and Stress 'Relaxation of Titanium
Alloy. — «J. of Materials», 1970, v. 5, N 3, p. 633—642.
108. Develay R. Structures et Resistance a la Fatigue de Barres en Alliages
T—A4M et T—A6V Destinees a la Boulonnerie. — «Rev. Met.», 1963, v. 60, N 4,
p. 367—374.
245
109. Du Mond T. C. Titanium Arrives: Now in Short Supply. — «Iron Age»,
1973, v. 212, N 21, p. 49—50.
110. Duwez P. Martensite Transformation Temperature in Titanium Binary
Alloys. — «Trans. Amer. Soc. Metals», 1953, v. 45, p. 934—939.
111. Espe W. Werkstoffkunde der Hochvakuumtechnick, bd. 1, Berlin, 1959,
432 S.
112. Finlay W. L., Shyder I. A. Effects of Three Interstitial Solutes. — «J. of
Met.», 1950, v. 188, N 2, p. 277—286.
113. Golland D. I., Beevers C. J. The Effect of Temperature on the Fatigue
Response of Alpha—Titanium. — «Met. Sci. J.», 1971, v. 5, Sept., p. 174—177.
114. Gorynin I. V., Chechulin В. B., Ushkov S. S., Beldva 0. S. A Study of
the Nature of the Ductile—Brittle Transition in Beta—Titanium Alloys. — «Tita-
nium Sci. and Technol.», v. 2, N.Y.—L., 1973, p. 1109—1118.
115. Hall G. S., Seagle S. R., Bomberger H. B. Improvement in High—Tem-
perature Tensile and Creep Properties of Titanium Alloys. — «Titanium Sci. and
Technol.», v. 4, N.Y.—L., 1973, p. 2141—2150.
116. Haynes R. Effect of Hydrogen on the Fatigue Behavior of a Titanium —
47% Aluminium — 4%% Manganese Alloy.—«J. Inst. Metals», 1972, v. 100,
N 11, p. 325—330.
117. Hempel M. Ober das Dauershwindigverhalten von Titan und seinen
Legierungen. T. II, EinfluB von Kaltverformung und Warmbehendlung auf die
Wechselfestigkeit. — «Drahi», 1965, bd. 16, N 10, S. 716—726.
118. Hempel M. Ober das Dauerschwindigverhalten von Titan und seinen
Legierungen. T. I, EinfluB von Verunreinigungen des Oberflachenz'ustandes und
der Priifbedingungen auf die Wechselfestigkeit. — «Draht», 1965, bd. 16, N 4,
S. 209—218.
119. Hempel M., Hillnhagen E. Dauerschwindigfestigkeit der technischen
Titanlegierungen Ti—A15—Sn2,5 und Ti—A16—V4. — «Arch. Eisenhflttenwesen»,
1966, bd. 37, N 3, S. 263—274.
120. Jaffee R. I., Ogden H. R., Maykuth D. J. Alloys Titanium with Carbon,
Oxygen and Nitrogen. —• «J. of Metals», 1950, v. 188, N 10, p. 1261—1266.
121. Irving P. E., Beevers C. J. The Effect of Air and Vacuum Environments
on Fatigue Crack Growth Rates in Ti—6A1—4V. — «Met. Trans.», 1974, v. 5,
N 2, p. 391—398.
122. Kalkbrenner E. Kreichen und Elastische Nachwirkung von Reintitan.
Diss. Dokt. Ing. Univ., Stuttgart, 1967, S. 157—161.
123. Kemp W. R. G., Klemens P. G., White G. K- Thermal and Electrical
Conductivities of Iron, Nickel, Titanium and Zirconium at Low Temperatures. —
«Austral. J. Phys.», 1956, v. 9, N 2, p. 180—188.
124. LevyC., Romolo J. B. Coating Titanium for Protection against Abrasion
and Wear. — «Met. Finishing», 1962, v. 60, N 10, p. 61—62; N 11, p. 56—63.
125. Litvin D. A., Smith D. A. Titanium for Marine Applications. — «Naval
Eng. J.», 1971, v. 83, N 5, p. 37—44.
126. Loewen E. G. Thermal Properties of Titanium Alloys and Soluted Tool
Materials. — «Trans. Met. Soc. А1МЕ», 1956, v. 78, p. 667—670.
127. Lucas J. J., Konieczny P. P. Relationship between Alpha Grain Size
and Crack Initiation Fatigue Strength in Ti—6A1—4V.—«Met. Trans.», 1972,
v. 2, N 3, p. 911—912.
128. MacLin E. S., Jankee W. K- Friction at Clean Metals and Oxides with
Special to Titanium. — «J. Applied Phys.», 1954, v. 25, N 5, p. 13—17.
129. Miller P. D., Jefferys R. A., Pray H. A. Conversion Coatings for Tita-
nium. — «Met. Progress», 1956, v. 69, N 5, p. 61—63.
130. Mitchell E., Brotherton P. J. Surface Treatments for Improving Wear—
Resistance"and4Friction Properties of Titanium and 1st Alloys. — «J. Inst. Metals»,
1965, v. 93, N 11, p. 381—386.
. 131. Morton A. J. S., Lane I. R. Titanium Castings for Marine Propellers. —
«Titanium Sci. and Technol.», v. 1, N.Y.—L., 1973, p. 119—130.
132. Munz D., Bachmann V., Rachmantio H. The Effect of Frequency of Cyclic
Loading on the Slip Band Formation and Crack Initiation of Titanium. — «Mater.
Sci. and Eng.», 1971, v. 8, N 4, p. 244—245.
246
133. Perspective Markets for Non-Ferrous Metals. — «Metals and Materials»
1973, v. 7, N 11, p. 489—497.
134. Petersen V. C. Hot—Salt Stress—Corrosion of Titanium. — «J. Metals»
1971, v. 23, N 4, p. 40—47.
135. Pittinato G F. Hydrogen—Enhanced Fatigue C»ak Growth in Ti—
6A1—4V ELI Weldments. — «Met. Trans.», 1972, v. 3, N 1, p. 235—243.
136. Rabinowitz E. Frictional Properties of Titanium and Its Alloys. —
«Met. Progress», 1954, v. 65, N 2, p. 19—23.
137. Rakowski L. R. Titanium Turnaround. — «Mod. Metals», 1973, v. 29,
N 6, p. 63—72.
138. Roberts R. W., Owens R. S. Boundary Lubrication of Titanium—Tita-
nium and Titanium—Steel. — «Wear—Usure—VerschlieB», 1963, v. 6, N 6,
p. 444—456.
139. Sprague R. A., Ruckle D. L., Smith M. P.The Effect of Microstructure
on the Low Cycle Fatigue Behavior of Ti—6A1—4V. — «Titanium Sci. and Technol.»,
v. 3, N.Y.—L., 1973, p. 2069—2079.
140. Stetina K- Comments on the Deformation Mechanism in Alpha—Titanium
below 0,4Tm — «Scr. Met.», 1969, v. 3, Febr., p. 57—58.
141. Turner N. G., Roberts W. T. Fatigue Behavior of Titanium.— «Trans.
Met. Soc. А1МЕ», 1968, v. 242, N 7, p. 1223—1230.
142. Wasilewski К. I. Electrical Resistivity of Titanium—Oxygen Alloys. —
«Trans. Met. Soc. А1МЕ», 1962, v. 224, N 1, p. 8—12.
143. Wellinger K., Wittwer H. J. Die mechanischen Eigenschaften der Titan-
legierungen Ti—A16—V4 bei hohen und tiefen Temperaturen.—T. II, Einflup
der Formzahl auf die Dauerschwindigfestigkeit bei Raumtemperatur und in der
Kalte. — «Metalb, 1969, bd. 23, N 10, S. 1012—1019.
Оглавление
Предисловие.......................................................... 3
Глава I. Общие сведения о титане и сплавах на его основе............. 5
1. Структурная классификация сплавов титана ..................... —
2. Особенности структурных превращений титановых сплавов ... 10
3. Физические свойства титановых сплавов ...................... 17
4. Коррозионная стойкость и коррозионное растрескивание титано-
вых сплавов..................................................... 29
Глава II. Механические свойства титановых сплавов .................. 43
1. Механические свойства нелегированного титана................. —
2. Механические свойства сс-сплавов............................ 51
3. Механические свойства а, + [1-сплавов ...................... 66
4. Механические свойства сплавов титана с нестабильной Р-фазой
(Р-сплавы)...................................................... 76
5. Некоторые закономерности изменения механических свойств ти-
тановых сплавов при увеличении их предела текучести............. 85
Глава III. Механические и технологические свойства титановых спла-
вов при различных температурах ..................................... 91
1. Температурная зависимость механических свойств нелегнрован-
ного титана...................................................... —
2. Влияние легирования на прочностные свойства титановых спла-
вов при различных температурах.................................. 98
3. Влияние легирования на пластичность титановых сплавов при
различных температурах......................................... 104
4. Случаи холодноломкссти титановых сплавов ... . 115
5. Особенности ползучести титановых сплавов.................... 123
Глава IV. Усталостная прочность сплавов титана..................... 133
1. Основные закономерности усталости титана...................... —
2. Влияние состава, структуры и термической обработки на уста-
лость титановых сплавов........................................ 143
3. Влияние среды и температуры................................. 151
4. Условия нагружения . . . .'................................. 158
5. Влияние качества и состояния поверхности.................... 170
Глава V. Антифрикционные свойства титана и его сплавов .... 182
1. Особенности природных антифрикционных свойств титана ... —•
2. Общие характеристики трения титановых сплавов в поверхностно-
упрочненном состоянии .................................... . 194
3. Технология оксидирования ................................... 208
4. Работоспособность различных антифрикционных материалов по
оксидированному титану....................................... 212
5. Примеры практического применения титана в узлах трения, испы-
тания узлов.................................................... 221
Глава VI. Применение титановых сплавов.................. 230
1. Использование титановых сплавов в различных отраслях про-
мышленности .............................................. —
2. Экономическая эффективность использования титана............ 238
Список литературы.................................................. 241