ТИТАНОВЫЕ
СПЛАВЫРедшкцкоатшй с-оїші:В. Ф. ЛИОШКкШ, А. ф. ЕВЛОІ1.
С. Г. ГЛ А ПУПОВ. В. П. ДОЬАТКПП,ф. и. кпд сов, с. т. кпппши. г. п. сттгоповВ С е 1> Р Л входит;КОНСТРУКЦИОННЫЕ ГИТЛПОВЫИ СИЛІ л вы
ІКАІ*ОПР0ЧНЬІП ТИТЛНОВЫК CnjlABJ.I
ПЛАВКА и литы: ТИТАНОВЫХ СІШЛВОЬ
полуфаг,рит?\ты m титановых сплавинMh!TАЛ ЛОГРАФі'Ш ТИТАНОКІЛХ ШЛА ВПІІ
ИРОИЗВОДСТИО ФЛООІШІЛХ ОГЛИІЮК
ИЗ ТИТАНОШ.ТХ СіиіАІЮП
МЕТАЛЛОГРАФИЯТИТАНОВЫХСПЛАВОВРГДАКЩЮНПАЯ КОЛЛЕГИЯ:ІІ. Ф. ЛЕОП!Т:иЫ. 1'. Л. ПОЧИЛІ*.П. Л. .'ШВА ПОН, 11 1ь eo.ii.kuh. В. 1L MOIK1UI2BОГВЕТ(ГГВКИНТ.1Г РП,1.\КТ0РТ4:дшгт. мц, imyi.- проф. С. Г. ГЛАЗУНОВ,
докг. fftju*. вали проф. Ь. .1 IWUIA'ILJМосква<МРГал;іуі'і*ИЯ. і 9 8 г>
УДК 669.295 : 620.18.3Рецензент: канд. техн. наук П. Б. БудбергАВТОРЫ: Е. А. БОРИСОВА. Г. А. БОЧВАР, М. Я- БРУН,
С. Г. ГЛАЗУНОВ. Б. А. КОЛАЧЕВ. О. С. КОРОБОВ, А. В. МАЛЬ¬
КОВ. В. Н. МОИСЕЕВ. А. Б. НОТКИН. И. 3. ПЕРЦОВСКИП.
И. С. ПОЛЬКИН, Н. М. СЕМЕНОВА. О. П. СОЛОНИНА.
Г. В. ШАХАНОВАУДК 669.295:620.18.3Титановые сплавы. Металлография титановых сплавов. М.,«Металлургия», 1980. 464 с.В книге рассмотрены современные металлографичес¬
кие методы исследования (световая и электронпая микро¬
скопия, фрактография, рентгеноструктурный и микрорент-
геноспектральный анализы, высокотемпературная металло¬
графия). Приведены диаграммы состояния важнейших
двойных и тройных систем на основе титана, а также мета-
стабнльные диаграммы, иллюстрирующие фазовый состав
двойных и тройных титановых сплавов после закалки с
разных температур. Большое внимание уделено взаимосвя¬
зи механических и особенно служебных свойств с фазовым
состоянием и параметрами микроструктуры тнтанопых спла¬
вов. Приведены типичные макро- и микроструктуры полу¬
фабрикатов из промышленных титановых сплавов в раз¬
личных состояниях, встречающиеся в полуфабрикатах и де¬
талях дефекты и возможные причины их образования.Предназначена для металловедов научно-исследова¬
тельских институтов и заводских лабораторий, работающих
в области титановых сплавов. Может быть полезна студен¬
там машиностроительных и металлургических вузов. Ил.
293. Табл. 70. Библиогр. список: 222 назв.31008—142
М ————— 52-80 2603000000
040(01)—80(Є) Издательетво «Металлургия», 1980 г.
ОГЛАВЛЕНИЕПредисловие	 . 		7Введение ... 		9Глава I. Методы структурного анализа титана и егосплавов		181.	Макроструктурный анализ ... .	182.	Микроструктурный анализ ...	213.	Электронномикроскопическин анализ	394.	Фрактография	 .675.	Рентгепоструктурный анализ	.836.	Высокотемпературная металлография	101Глава II. Диаграммы состояния важнейших систем наоснове титана	ПО1.	Двойные системы	1102.	Тройные системы	1363.	Метастабильные диаграммы фазового соста¬
ва закаленных двойных титановых сплавов	1414.	Метас'габилъные диаграммы фазового со¬
става закаленных тройных титановых спла¬
вов	. 		145Глава III. О связи свойств титановых сплавов с их фазо¬
вым составом	1591.	Отожженные титановые сплавы	1592.	Закаленные титановые сплавы	1753.	Состаренные титановые сплавы	188Глава IV. Типичные структуры титана и его сплавов	1961.	Общая характеристика структуры титана иего сплавов	1962.	Структура титана и его сплавов п литом со-	’
стояннн	2043.	Структура деформированных сплавов	2084.	Структура сплавов после термической обра¬
ботки . . .		• 227Глава V. Связь свойств титановых сплавов с их мнкро-влепие замедленпому разрушеншо . . 2461.	Влияние структуры на вязкость разруше¬
ния, скорость развития трещины и сопроти¬
вление замедленпому разрушению . . 2465
2.	Влияние структуры на циклическую проч¬
ность	2543.	Жаропрочные свойства	2604.	Количественные взаимосвязи между пара¬
метрами структуры и механическими свой¬
ствами 	263Глава VI. Структура и свойства промышленных тнтаиовыхсплавов	2691.	Общая характеристика промышленных тита¬
новых сплавов	2692.	Технический титан и а-титановые сплавы	2733.	Псевдо- а-титановые сплавы .	2824.	Титановые a-f В-сплавы мартенситного клас¬
са 	2975.	Титановые a+P-сплавы переходного класса	3356.	Псевдо-Р- и Р-титановые сплавы ....	347Г л ;i в л VII. Структура и свойства жаропрочных титановыхсплавов	3581. Общая характеристика жаропрочных спла¬
вов 	3582.	Жаропрочные титановые исевдо-а-сплавы	3673.	Двухфазные а+Р-сплавы	372Глава VIII. Металлография дефектов	4221.	Дефекты металлургического происхождения	4222.	Дефекты технологического происхождения	4343.	Трещины и разрушения в процессе эксплу¬
атации 	444Библиографический список	452
ПРЕДИСЛОВИЕДанная монография относится к серии «Титановые
сплавы», публикация которой началась в 1974 г. От уже
изданных монографий этой серии она отличается тем,
что в ней основное внимание уделяется структуре, кото¬
рая формируется в титановых сплавах после различного
вида механического и термического воздействия, а также
связи свойств с фазовым составом и структурным состоя¬
нием. Описанная специфика монографии обусловлена
тем, что она посвящена не металловедению, а металло¬
графии титановых сплавов.В соответствии со сложившейся традицией изложения
металлографии в данной книге прежде всего приведены
методические указания и справочные данные по различ¬
ным методам фазового, структурного и фрактографичес-
кого анализов. Авторы ставили своей главной задачей
дать достаточно полный комплекс сведений по практи¬
ческому использованию металлографических методов
для контроля качества титановых изделий и полуфаб¬
рикатов, а также и для исследования и разработки новых
титановых сплавов. Имеющиеся описания новых слож¬
ных методов исследования рассчитаны на специалистов,
применяющих эти методы для решения конкретных за¬
дач, и вряд ли доступны инженерам и технологам обще¬
го профиля. Поэтому соответствующий материал изло¬
жен таким образом, чтобы металловеды, металлурги,
технологи представляли возможности различных тонких
методов исследования и могли ставить перед специалис¬
тами, овладевшими этими методами, разумные задачи.В качестве справочного материала в книге приводит¬
ся достаточное количество типичных микроструктур rtpo-
мышленных титановых сплавов в различных состояниях,
причем для лучшего понимания их структурных особенно¬
стей описываются основные двойные и тройные сплавы,
а затем многокомпонентные промышленные композиции.В данной монографии не ставилась цель дать полный
атлас диаграмм состояния титановых сплавов; поэтому7
приводятся только те, которые в настоящее время имеют
или могут иметь в будущем значение для промышленных
титановых сплавов. Кроме того, для удобства пользова¬
ния приведена сводная таблица основных" параметров
двойных систем, составленная на основании последних
сведений, в частности, приведенных в последней капи¬
тальной монографии У. Цвиккера «Титан». Диаграммы
состояния расположены по принципу последовательного
усложнения их строения как наиболее наглядному и ло¬
гическому, который был предложен в монографиях
С. Г. Глазунова и Е. К- Молчановой.Механические и служебные свойства титановых спла-.
вов определяются не только фазовым составом, но также
морфологией, распределением и тонким строением со¬
ставляющих их фаз. В связи с этим в монографии боль¬
шое внимание уделяется установлению общих законо¬
мерностей влияния структурных факторов на механи¬
ческие и главным образом служебные свойства.Как известно, металлографические методы исследо¬
вания применяются при изучении причин снижения ме¬
ханических свойств изделий и особенно в случаях различ¬
ного рода поломок и разрушений в процессе эксплуата¬
ции. По этим вопросам накоплен довольно большой и
ценный материал, являющийся результатом исследова¬
ний заводских лабораторий и отраслевых институтов
различных отраслей промышленности и очень мало
освещенный в литературе по титану. Авторы сочли необ¬
ходимым дать обзор основных дефектов титановых спла¬
вов, выявляемых методами металлографического и фрак-
тографического анализов, а Также привести ряд практи¬
ческих примеров обнаружения и изучения таких
дефектов.Хотя монография написана коллективом авторов,
при работе над ней авторы неоднократно совместно об¬
суждали содержание отдельных глав и ее структуру в
целом. Эти дискуссии, в которых, помимо редакторов,
наиболее активное участие принимали Н. Ф. Аношкин,
Г. А. Бочвар, М. Я. Брун, В. Н. Моисеев, Н. 3. Перцов-
ский, И. С. Полькин, позволили значительно улучшить
содержание книги. К тому же Н. 3. Перцовский оказал
существенную помощь при редактировании первой
главы.Авторы и редакторы выражают глубокую благодар¬
ность канд. техн. наук П. Б. Будбергу за ценные замеча¬
ния, сделанные при рецензировании рукописи.
ВВЕДЕНИЕМеталлография — это наука о структуре и фазовом со¬
ставе металлов и сплавов в связи с их физическими и
механическими свойствами. Основу металлографии со¬
ставляет изучение структурообразования при кристал¬
лизации, полиморфных превращениях, рекристаллизации
и полигоиизации, фазовых превращениях, протекающих
с изменением химического состава и морфологии фаз.
Основоположниками металлографии были русские ме¬
таллурги П. П. Аносов и К. Л. Чернов. В 1831 г. впервые
П. П. Аносов применил микроскоп для изучения структу¬
ры сталей. Мнкроетруктурный анализ до сих пор явля¬
ется одним из самых распространенных методов иссле¬
дования металлов и сплавов, позволяющих получить
богатую информацию о их структуре.Методы структурного исследования металлов непре¬
рывно совершенствовались. Были разработаны сложные
приборы; благодаря которым стал возможным количе¬
ственный подход ко многим проблемам металлографии и
металловсдспия. Использование различных, взаимпо
дополняющих методов исследования позволяет опреде¬
лить не только количество и морфологию фаз, но п их хи¬
мический состав, тонкое строение, взаимную ориентировку
кристаллитов, кристаллическую решетку отдельных фаз.Применение этих методов исследования к титановым
сплавам имеет определенную специфику. Даже приго¬
товление микро- п макрошлифов связано с определенны¬
ми трудностями, обусловленными способностью титана
иалипать на режущий инструмент [1]. Поэтому меха-’
ническая обработка, шлифовка и полирование шлифов
титана и его сплавов должны производиться по специ¬
альным технологическим рекомендациям и инструкци¬
ям. При приготовлении фольг для просвечивающей
электронной Микроскопии трудности экспериментирова¬
ния связаны с окислением и наводороживанием титана.
При травлении в Наводороживающих реактивах и элек¬
тролитах титан и его сплавы Могут поглотить столь
большое количество водорода [2], что фазовый состав9
и структура образцов будут весьма далеки от исходных,
подлежащих исследованию.Хотя в титановых сплавах встречается сравнительно
небольшое число различных фаз (а, р, а', а", со, о2),
рентгеновские отражения этих фаз лежат в близких,
часто перекрывающихся интервалах углов из-за близко¬
го ориентационного соответствия кристаллических ре¬
шеток этих фаз [3], что затрудняет расшифровку
результатов рентгеноструктурного, а также электроно-
графического анализа.Металлографические методы исследования сплавоз
широко используются для контроля и корректировки
технологии производства полуфабрикатов и изделий.
Например, изучение макроструктуры позволяет выявлять
неоднородности химического состава, возникшие в ре¬
зультате недостаточно совершенной технологии литья
слитков, разнозернистость и другие дефекты материала,
возникшие при горячей деформации и т. п. С помощью
микроанализа можно установить нарушение режимов
различных технологических нагревов (нагрев под обра¬
ботку давлением, отжиг, упрочняющая термическая об¬
работка). Для оценки структурных аспектов разрушения
и изучения причин эксплуатационных разрушений все
большее применение находит фрактография в различных
се разновидностях.Важной составной частью металлографии являются
диаграммы состояния двойных, тройных и более слож¬
ных систем. К настоящему времени построены диаграм¬
мы состояния большинства практически важных двой¬
ных систем и многих тройных систем на основе титана;
сведения о диаграммах состояния более сложных систем
весьма ограничены [4—7]. Хотя диаграммы состояния
содержат богатую информацию о фазовом составе сис¬
тем, следует иметь в виду, что в ряде титановых спла¬
вов равновесие устанавливается очень медленно, так что
их фазовый состав не отвечает диаграмме состояния при
рассматриваемой температуре. Тем не менее даже в
этих условиях по диаграмме состояния можно опреде¬
лить примерный фазовый состав и оценить, в каком на¬
правлении должны изменяться количество и состав фаз
при приближении состояния сплавов к равновесному.Основным легирующим элементом в промышленных
титановых сплавах является алюминий [7]. На основе
двойной системы Ті — АІ разработана серия сваривае¬10
мых титановых сплавов. Кроме того, алюминий, за еди¬
ничными исключениями, присутствует практически во
всех других сплавах на основе титана. Поэтому значе¬
ние системы Ті — А1 для титановых сплавов можно
сравнить со значением системы Fe—С для сплавов на
основе железа.Двумя следующими по важности легирующими до¬
бавками являются ванадий и молибден. Тройная система
Ті — А1—V положена в основу большинства высоко¬
прочных титановых сплавов, а система Ті — А1—Мо —
жаропрочных титановых^ сплавов. Например, наиболее
распространенным сплавом общего назначения является
сплав Ті—6А1—4V, обычно обозначаемый индексом
6-4. Этот сплав, разработанный Хансеном, сыграл для
развития титановой промышленности США и других ка¬
питалистических стран не меньшую роль, чем дюралю-
мин Вильма для металлургии алюминия. Очень много
современных титановых сплавов в соответствии с наме¬
тившейся тенденцией многокомпонентного легирования
содержат одновременно алюминий, ванадий и молибден.Кроме этих трех металлов, в промышленных титано¬
вых сплавах в качестве легирующих компонентов встре¬
чаются еще, по крайней мере, семь металлов: Cr, Mn,Fe,
Си, Sn, Zr, W. Реже применяются Nb и Та. В некоторых
новых композициях можно встретить галлий, сурьму,
висмут, но до широкого промышленного использования
этих легирующих добавок в промышленном масштабе
еще далеко. Палладий и платину добавляют к чистому
титану для повышения его стойкости в сильных корро¬
зионных средах, в частности в минеральных кислотах.Из неметаллов для титановых сплавов наиболее важ¬
ное значение имеют кремний, обычно вводимый для по¬
вышения жаропрочности, бор, оказывающий модифици¬
рующее действие, а также элементы, образующие твер-?
дые растворы типа внедрения — углерод, кислород, азот,
водород. Все они обычно отпосятся к категории вредных
примесей, содержание которых в большинстве случаев
должно быть минимальным. Тем не менее кислород
может рассматриваться в известных пределах и как ле¬
гирующая добавка, упрочняющее действие которой не¬
обходимо учитывать при расчете шихты любого титано¬
вого сплава. Различие в прочности технического титана
разных марок определяется именно различным содер¬
жанием примеси кислорода и меньше другими примесями.11
Характер взаимодействий легирующих элементов С
титаном положен в основу их классификации [7]. Леги¬
рующие элементы по влиянию на температуру поли¬
морфного превращения титана разбивают на 3 группы.Первая группа представлена а-стабилизаторами —
элементами, повышающими температуру полиморфного
превращения титана (рис. 1, а) . Из металлов к числу
а-стабилизаторов относятся алюминий, галлий и индий,
из неметаллов — углерод, азот и кислород.Ко второй группе принадлежат 0-стабилизаторы —
элементы, понижающие температуру полиморфного пре¬
вращения титана. Их в свою очередь можно разбить на
три подгруппы (рис. 1, б—г). В сплавах титана с эле¬
ментами первой подгруппы при достаточно низкой тем¬
пературе происходит эвтектоидный распад 0-фазы р^ь
5=£a+Y- К числу таких элементов относятся Cr, Mn, Fe,
Си, Ni, Pb, Be, Со, которые называют р-эвтектоидными
стабилизаторами. В сплавах титана с элементами второй
подгруппы при достаточно высокой их концентрации
p-твердый раствор сохраняется до комнатной темпера¬
туры, не претерпевая эвтектоидного распада. Такие эле¬
менты называют изоморфными р-стабилизаторами.
К числу этих элементов принадлежат: V, Mo, Nb, Та.Элементы третьей подгруппы (Ru, Rh, Re, Os, Ir)
образуют с титаном в богатой титаном области сплавы,
диаграмма состояния которых такая же, как и р-изо-
морфных стабилизаторов. При достаточно большом со¬
держании этих элементов p-фаза полностью стабилизи-t:cS82а882jТіаТі <fРас. 1. Схема влияния легиру¬
ющих элементов разного класса
на температуру полиморфного
превращения титанаТі 3	Ті гСодержание легирующего элемента/12
руется при комнатной температуре и лишь в области,
сравнительно бедной титаном, появляются новые фазы
и связанные с ними нонвариантные равновесия.Вольфрам дает с р-титаном непрерывные твердые
растворы, но при понижении температуры 0-фаза испы¬
тывает монотектоидное превращение р'ч^а-ьр". Равно¬
весие в этой системе при температурах ниже монотекто-
идной точки весьма сходно с фазовым равновесием в
системах титана с p-изоморфными элементами: и в обоих
случаях в равновесии находятся а- и p-твердые рас¬
творы.Все вышесказанное дает основание отнести Ru, Rh,
Re, Os, Ir, W к подгруппе псевдо-' p-изоморфных стаби¬
лизаторов. К тому же и влияние этих элементов на фа¬
зовый состав закаленных титановых сплавов сходно с
влиянием изоморфных p-стабилизаторов. После закалки
в сплавах этих элементов с титаном при достаточной их
концентрации мартенсит а' сменяется мартенситом а",
как это наблюдается в сплавах с p-изоморфными стаби¬
лизаторами (V, Мо, Та, Nb).Третья группа представлена легирующими элемента¬
ми, маловлияющими на температуру полиморфного пре¬
вращения титана. К числу таких элементов можно от¬
нести Sn, Zr, Ge, Hf и Th. Эти элементы называют ней¬
тральными упрочнителями.Легирующие элементы и примеси в титане можно
также разделить на элементы замещения и внедрения.
В итоге классификацию легирующих элементов и при¬
месей в титане можно представить схемой, см. рис. 2.Основой титановых сплавов служат твердые раство¬
ры на базе двух полиморфных модификаций титана —
аир, образующие все разнообразие микроструктур;
помимо этого, в структуре сплавов могут быть карбиды,
гидриды и другие металлидные фазы, например сили-,
цнды, встречаемые обычно в небольших количествах.В настоящее время о фазовом составе титановых
сплавов, их структуре и свойствах судят в основном по
диаграмме состояния типа Ті —Мо, учитывая действие
всех остальных p-стабилизаторов, кроме молибдена, че¬
рез молибденовый эквивалент [8].При использовании молибденового эквивалента все
легирующие элементы располагаются в ряд по их влия¬
нию на полиморфное превращение титана. Это влияние
характеризуется минимально необходимой концентраци-13
Рис. 2. Классификация легирующих элементов и примесей в титане (С. Г. Гла¬
зунов, Б. А. Колачсв)ей данного элемента в двойном сплаве с титаном, при
которой можно получить стопроцентную p-структуру пу¬
тем закалки. Соответствующая концентрация молибдена
принимается за единицу. Такой подход к анализу фазо¬
вого состава титановых сплавов сходен с оценкой фазо¬
вого состава сплавов на основе меди по коэффициентам
Гийе. Использование «молибденового эквивалента» оп¬
равдано хотя бы потому, что не построены диаграммы
состояния важнейших многокомпонентных систем на ос¬
нове титана; к тому же не установлены общие законо¬
мерности состав — свойство для тройных и более слож¬
ных систем. При этом необходимо отметить, что давно
уже назрела необходимость более эффективного исполь¬
зования тройных и более сложных систем для описаним
фазового состава титановых сплавов и происходящих в
них при термической обработке превращений.Промышленные титановые сплавы со структурой a-f-
+Р, легированные одним или несколькими р-стабилиза-
торами, удобно классифицировать по степени прнближе-,14
ния состава сплава к сплавам критического состава.
С этой целью используют так называемый условный ко¬
эффициент p-стабилизации сплава [9]. Условный коэф¬
фициент p-стабилизации сплава /Ср.стаб показывает
отношение содержания p-стабнлизатора в рассматривае¬
мом двойном сплаве к его содержанию в двойном сплаве
критического состава скр (т. е. наименее лепшованном
сплаве, который может закаливаться из p-области на
стопроцентную p-структуру). Следовательно, Лр-Спб —
=с/сіФ, где с—концентрация p-стабилизатора в сплаве.
Отсюда следует, что для сплавов докритического соста¬
ва этот коэффициент будет меньше единицы, для спла¬
вов критического состава — равен единице и для сплавов
закритического состава — больше единицы. (Например,
критическая концентрация молибдена в двойном сплаве
с титаном составляет 10% (по массе). Поэтому для спла¬
ва, содержащего 4% Мо, /Сз-0т«в =4/10=0,4, ^ для
сплава с 16% Мо /Ср-стаб = 16/10=1,6 и т. д.Аналогично можно оценить коэффициент р-стабили-
зации не только двойных, но и сложных сплавов, содер¬
жащих несколько элементов из группы р-стабилизато-
ров. При этом приходится сделать ряд допущений. Не
учитывается влияние на стабильность p-фазы такого эле¬
мента, как алюминий, являющийся в двойных сплавах
а-стабилизатором, а также олова и циркония, относимых
к группе «нейтральных упрочнителей». Не учитывается
растворимость p-стабилизатора в а-титане, которая для
большинства элементов колеблется в пределах 0,2—
0,8% (исключеиие составляют ванадий, ниобий и тантал,
растворимость которых в а-титане измеряется несколь¬
кими процентами). Предполагается, что стабильность
р-фазы по мере увеличения содержания р-стабилизатора
изменяется линейно и что действие нескольких р-стаби-
лизаторов, одновременно присутствующих в сплаве, яв¬
ляется аддитивным, т. е. равно простой сумме коэффици-.
ентов стабильности каждого p-стабилизатора. Поэтому
коэффициент p-стабилизации сложных сплавов является
скорее качественной, чем количественной характеристи¬
кой. Тем не менее он позволяет с достаточной для прак-
тикн точностью прогнозировать фазовый состав и по¬
ведение при технологических нагревах многокомпонент¬
ных промышленных титановых сплавов. Кроме того, он
является удобной базой для классификации титановых
сплавов с а+р-структурой.15
ТАБЛИЦА 1КЛАССИФИКАЦИЯ ПРОМЫШЛЕННЫХ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ
ПО ТИПУ СТРУКТУРЫ В СТАБИЛЬНОМ СОСТОЯНИИГруппа сплавов*Р-ста<5МаркасплаваСредний химический состав. %а-сплавыВТ 1-00
ВТ 1-0
ВТ-5
ВТ5-1
4200Нелегированный титан
То же
5% AI5% AI—2,5% Sn
0,5% PdПсевдо-а-сплавыДо 0,25ОТ4-0ОТ4-1ОТ4ВТ4ОТ4-2АТ2АТЗАТ4АТ6ВТ20ТС5ВТ250.8% Al—0,8% Mn1.5% AI—1,0% Mn3.5% Al—1.5% Mn5.0% Al—1,5% Mn6.0% Al—1,5% Mn2,0% Zr—1,0% Mo3,0% Al—1,5% (Fe. Cr, Si, B)4,0% Al-1,5% (Fe, Cr, Si, B)6,0% Al—1,5% (Fe, Cr. Si, B)6% Al—2% Zr—1% Mo-1% V5% Al-2% Zr—3% Sn-2% V6.8% AI—2% Mo—1.7% Zr—-2% Sn-0,7% W-0,2% Siа+р-сплавынартенситноготипа0,3-0,9ВТ6СВТ6ВТЗ-1ВТ8ВТ9ВТ14
ВТ 16
ВТ23ВТЗЗ5% Л1-4% V6% Al—4,5% V6% Al-2,5% Mo—2% Cr-0.3% Si—0,5% Fe6,5% AI—3,3% Mo-O.3% Si6.5% Al—3,3% Mo—1,5% Zr-О.25% Si4.5% Al-3% Mo-1% V
2.5% Al-5% Mo—5% V
5.5% Al-2% Mo-4,5% V-
1 % Cr—0.7% Fe
Ті—Al—Mo—Zr—Sn—SIа + р-сплавы
переходного
типа1.0-1,4ВТ22втзо5% Al-5% Mo—5% V-1% Fe-1% Cr11% Mo—6% Sn—4% ZrПсевдо- Р-
сплавы1.6-2,4ВТ15ТС6ВТ323% Al—7% Mo—11% Cr
3% Al-5% Mo—6% V—11% Cr
2.5% Al—8.5% Mo-8,5% V—
1.2% Fe—1,2% Crр-сплавы2,5-3,0420133% Mo16
При такой системе классификации все промышлен¬
ные титановые сплавы удобно разделить на пять групп
(табл. 1): а-сплавы (не содержат р-стабилизаторов),
псевдо-а-сплавы (коэффициент p-стабилизации не более
0,25), двухфазные сплавы (коэффициент р-стабилизации
от 0,3 до 0,9, псевдо-р-сплавы (коэффициент р-стабили¬
зации от 1,4 до 2,4) и р-сплавы (содержание р-стабили-
заторов более критического состава, Кр ^2,5). Сплав
ВТ22 настолько отличается от всех остальных сплавов,
что его целесообразно выделить в самостоятельную груп¬
пу— а+р-сплавов переходного типа. Каждая из этих
групп сплавов имеет свой комплекс свойств и особенно¬
стей. Рис. 3 иллюстрирует условную схему расположения
титановых сплавов различных классов на диаграмме со¬
стояния титап-р-стабилизирующий элемент.По известной диаграмме состояния можно предска¬
зать зависимость свойств сплавов от их химического и
фазового составов. Подобные закономерности для двой¬
ных сплавов впервые были установлены * академиком
Н. С. Курнаковым и получили его имя. При построении
зависимостей состав — свойство Н. С. Курнаков принял
допущение, что свойства двухфазных сплавов аддитив¬
ны, т. е. изменяются по закону прямой линии от значе¬
ний, свойственных одной предельно насыщенной твердой
фазе, до значений, характерных для другой фазы, нахо¬
дящейся в равновесии с первой. Позднее академик
А. А. Бочвар [10] показал, что закон аддитивности
нарушается, если изменение химического состава двух¬
фазных двойных сплавов приводит к существенному из¬
менению размеров кристаллитов отдельных фаз. В част¬
ности, резкое измельчение кристаллитов фаз в эвтекти¬
ческой смеси вызывает значительное дополнительное
упрочнение сплавов по сравнению с законом аддитивно¬
сти. Отклонепие свойств двухфазных титановых двойных
сплавов от закона аддитивности было установлено Джаф-
фи [11]. Позднее положение о несоблюдении закона ад¬
дитивности в двухфазных титановых сплавах получило
развитие в работах В. Н. Моисеева [6], в иной формули¬
ровке по сравнению с выводами Джаффи. Обобщение
этих закономерностей было дано Б. А. Колачевым [12].Практическое значение металлографии состоит в ус¬
тановлении оптимальных макро- и микроструктуры,
обеспечивающих заданные механические и служебные
свойства полуфабрикатов, деталей и др. [13, 14].2-26417
Глава IМЕТОДЫ СТРУКТУРНОГО АНАЛИЗА
ТИТАНА И ЕГО СПЛАВОВ1.	МАКРОСТРУКТУРНЫЙ АНАЛИЗ*Изучение макроструктуры — необходимый и очень важ¬
ный этап металлографического исследования полуфаб¬
рикатов и деталей из титановых сплавов. Макроанализ
проводят невооруженным глазом или при небольших
увеличениях до 15—20. Макроструктуру исследуют пос¬
ле травления на продольных и поперечных макрошли¬
фах (темплетах), являющихся обычно полными сечени¬
ями изделия в указанных направлениях.Макроанализ без разрушения изделий применяется
ограниченно, так как позволяет получать информацию
лишь о структуре поверхности.Вырезку макрошлифов осуществляют методами электроэрозион-
ной обработки, абразивным кругом, на фрезерных станках, реже — па
ленточной пиле и токарных станках. После элсктроэрозиопной или аб¬
разивной резки путем механической обработки удаляют слой с изме¬
ненной структурой глубиной не менее 5—7 и 2—3 мм соответст¬
венно.Макрошлифы изготовляют на станках с применением твердосплав¬
ных резцов типа ВК. Окончательную обработку поверхности осуще¬
ствляют на шлифовальных кругах или вручную с применением абра¬
зивной шкурки № 8—10 (зернистостью 125—100 мкм) или несколько
более тонкой.Травители для выявления макроструктуры содержат, как прави¬
ло, плавиковую и азотную кислоты, причем первая является травя¬
щим компонентом раствора, а вторая — способствует удалению про¬
дуктов травления и осветлению поверхности.Состав травителей для выявления макроструктуры промышлен¬
ных титановых сплавов, а также условия их применения приведены
в табл. 2.По мере перехода от слитков к деформированным полуфаб¬
рикатам и готовым деталям целесообразно повышать концентрацию
плавиковой кислоты в травителе. Травление макрошлифов выполня-*	Авторы раздела Н. 3. Перцовский, Г. В. Шаханова.18
ТАБЛИЦА 2ТРАВИТЕЛИ ДЛЯ ВЫЯВЛЕНИЯ МАКРОСТРУКТУРЫ
ПОЛУФАБРИКАТОВ И ДЕТАЛЕЙ
ИЗ ПРОМЫШЛЕННЫХ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВСостав, %(объемн.)*Номер тра
ввтеляплавико¬
вая кисло¬
та (v^l.l
г/см*)азотная
кнслота
(V—1.4
г/см»)СплавыУсловия применении
травителяI10—15Технический ти-
тап ВТ1 и мало¬
легированные
сплавы ОТ4, ВТ5,
ВТ6Промывка холодной
водой. Для деформи-
рованпых полуфаб¬
рикатов из сплава
ВТ6 требуется освет¬
ление210—153—10Среднелегироваи-
ные а+Р-сплавы
ВТЗ-1, ВТ8, ВТ9,
ВТ14Промывка холодной
водой. Для деформи-
ровапных полуфабри¬
катов из сплава
ВТ 14 требуется ос¬
ветление2а155—10Сплавы типа
ВТ22, сплавы
ВТ15, ВТ16, ВТ 18,
ВТЗО, ВТЗЗПромывка холодной
водой, осветление
обязательно375—1004201 и другие вы¬
соколегированныеР-сплавыБыстрое травление,
осветление и промыв¬
ка горячей водой41040Сплавы типа ни¬
ти нолТравление с подогре¬
вом (60—70° С)• Вода — остальное.ют смачиванием (не натиранием) с быстрой последующей промывкой
в холодной, а для травителя № 3 — в горячей воде. В необходимых
случаях (см. табл. 2) после травления вводится дополнительно са¬
мостоятельная операция осветления, которую осуществляют в безвод¬
ном растворе, состоящем из концентрированной азотной кислдты с
добавкой 2—5% плавиковой кислоты. Промытые макрошлифы сушат
фильтровальной бумагой или в струе воздуха.При макроструктурпом анализе определяют однородность струк¬
туры по сечению полуфабриката или детали, а также выявляют на¬
личие дефектов различного происхождения. Для оценки макрострук¬
туры титановых сплавов используют 10-балльную шкалу, в основу
которой положен принцип увеличения размера макрозерна (рис. 3).
Допустимый балл макроструктуры устанавливается техническими ус¬
ловиями.
Для фотографирования макрошлифов применяют широкоформат¬
ные камеры типа ФКД (для съемки в натуральную величину с размен
ром кадра до 18X24 см) или камеры типа «Зенит» с зеркальной оп¬
тикой, снабженной широкоугольными объективами. Для малых объек¬
тов используют прибор ФМН-2, обеспечивающий проведение съемки
с двадцатикратным увеличением при размере кадра 9x12 см, а так¬
же фотоувеличители типа «Беларусь».Для широкоформатной съемки целесообразно применять фото¬
техническую пленку ФТ-31 чувствительностью 5,5—11 единиц ГОСТ
(вместо репродукционноштриховых фотопластинок «Микро» различ¬
ного размера), а для камер с кассетами роликового типа—кино¬
пленку «Микрат-300» шириной 35 мм.Рис. 3. 10-балльная шкала макроструктур для титановых сплавов20
Особенности получения негативов, их контактной и проекционной
печати при макросъемке описаны в руководстве ш-При проведении макроструктурного анализа необходимо соблю¬
дать правила техники безопасности по работе с кислотами, особенно
учитывая, что при травлении макрошлифов приходится иметь дело
с большими объемами траьищих растворов. Необходимо иметь в ви¬
ду, что широко применяемая при травлении титановых сплавов пла¬
виковая кислота может храниться только в полиэтиленовой посуде.
Для травления макрошлифов используют винипластовые или облицо¬
ванные винипластом ванны.Все операции по составлению травящих растворов и проведению
травления должны выполняться в химических вытяжных шкафах.
Травление макрошлифов осуществляют в эластичных резиновых
перчатках и резиновых фартуках.2.	МИКРОСТРУКТУРНЫЙ АНАЛИЗ*Исследование микроструктуры — наиболее распростра¬
ненный вид структурного анализа титановых сплавов.
Микроанализ проводят на металлографических микро¬
скопах при увеличениях до 1500—2000. Микроструктур-
ное исследование основано на анализе в световом микро¬
скопе отражательного типа теневой картины, которая
связана с рельефом, возникающим на полированной по¬
верхности шлифа в результате травления.Микроанализ включает в себя ряд операций: отбор
и предварительную подготовку проб, шлифование, поли¬
рование и травление микрошлифов, их просмотр и мик¬
росъемку.Ниже рассматриваются указанные операции приме¬
нительно к изготовлению микрошлифов и анализу ми¬
кроструктуры титановых сплавов.Отбор проб. Для исследования микроструктуры отбирают пробы
из характерных зон изделия. Такими зонами являются:литниковая, средняя и зонная части слитков;	гпродольное, поперечное и высотное направления в катаных полу¬
фабрикатах;выходной конец, середина и утяжинный конец в прессованных
изделиях;зоны максимальной и минимальной деформации в поковках и
штамповках;массивные и тонкостенные зоны в полуфабрикатах и деталях
переменного сечения;зоны разрушений и др.Вырезку заготовок для микрошлифов осуществляют теми же спо¬*	Авторы раздела Н. 3. Перцовский и Г. В. Шаханова.
собами, которые были описаны ранее применительно к изготовлению
макрошлнфоп. При отсутствии специальных требований размеры мик¬
рошлифов следует ограничивать: до 10—12 мм в диаметре при ис¬
пользовании цилиндрических заготовок или сечением до 10X10 мм
для заготовок призматической формы; рекомендуемая высота шлифов
10—15 мм.Предварительная подготовка образцов. Для приготовления мик-
рошлифов исходные заготовки заливают расплавленной серой, за¬
прессовывают в пластмассовые порошки (полистирол, полнметилмста-
крилат), закрепляют с помощью самотвердеющих эпоксидных
или иных смол, механически зажимают в струбцинах.Залнвка серой — наиболее распространенный способ закрепления
образцов. Для этого их помещают рабочей поверхностью впиз в уста¬
новленные па гладкой металлической плите алюмипиевые или сталь¬
ные кольца (оправки), которые заполняют расплавленной серой.
Серу расплавляют в металлическкх ковшиках емкостью до 0,5 л на
электроплитках с закрытым нагревателем, помещаемым в вытяжных
шкафах.Время нагрева серы до расплавления (~ 100° С) составляет
20—25 мин, затвердевание серы и остывание обойм с залитыми об¬
разцами происходит примерно в течение 1 ч.Целесообразно использовать кольца высотой 20—25 мм; диаметр
их выбирают исходя из размеров н количества одновременно залива¬
емых образцов; использование колец диаметром более 45 мм неже¬
лательно.Запрессовку образцов в пластмассовые порошки проводят в
прсссформах на ручных гидравлических прессах. Прессформу с образ¬
цом, заполненную порошком, нагревают на электроплитке с закры¬
тым нагревателем или в муфельной электропечи до расплавления
порошка (100—110°С), время нагрева при установившемся процессе
(при многократном нагреве прессформы) не превышает 10—12 мин.
Затем прессформу устанавливают на грузовой площадке пресса и
сообщают верхней шайбе давление ~ 100 кгс/см* (полиметилмета-
крилат) или 130—150 кгс/см* (полистирол) в течение 3—4 мни.Схема запрессовки образца пока
зана па рис. 4.При использовании эпоксид¬
ной смолы схема заливки анало¬
гична применяемой при использо¬
вании расплавленной серы (см.Рекомендуемый размер обой¬
мы с запрессованными образцами:
диаметр 30 мм, высота 1S—20 мм.
Обоймы с образцами выпрессовы-
вают на том же прессе.і — вставил швщуо, * — в|/лка, и —пластмасса; 4 — образец; 5 — ниж
няя шайбаРис. 4. Схеыа запрессовки образцов
в пластмассовый порошок:1 — верхвяя шайба: 2 — втулка; 3 —ФЗО.5 рис. 4). Непосредственно перед
заливкой эпоксидную смолу сме¬
шивают с отвердителем ПЭПА
(полнэтиленполнамин) в соотно¬
шении 100 : 8. Для предотвраще¬
ния приклеивания отвердевшей
;ов обоймы с образцом к металличе-
_ ской подложке применяют проклад-ж.	кн из плотной бумаги, которые со-
шлифовываются при последующеміу сме-
ПЭПА22
изготовлении шлифа. При подготовке очередной партии образцов
заливку производят накануне, так как время отвердения смолы состав¬
ляет ~24 ч.Механическое закрепление образца в струбцинах применяют при
изготовлении шлифов из объектов малого сечепия (менее 2 мм), а
также при изготовлении косых шлифов.Способ закрепления образцов выбирают исходя из конкретных
требовапий, имеющегося оборудования и материалов. Наиболее про¬
стой и удобный способ — заливка серой, которая имеет ряд важных
преимуществ: малая трудоемкость, инертность серы по отношению
к большинству применяемых травителей, возможность многократного
использования переплавленной серы.Шлифование образцов. Шлифование можпо осуществлять вруч¬
ную или механическим путем. При массовом изготовлении шлифов це¬
лесообразно применять шлифовальные станки с вращающимися кру¬
гами диаметром 250—300 мм и плавным регулированием скорости
вращения в пределах 300—1000 об/мин. Наиболее близко удовлет¬
воряют указанным параметрам станки модели 3881 завода «Нерис»
(г. Каунас).Обоймы с образцами шлифуют па шлифовальной бумаге, закреп¬
ляемой на кругах. Шлифовку осуществляют на бумаге различной
зернистости с постепенным переходом от более грубого к более тон¬
кому абразиву. Осповные характеристики шлифовальной бумаги,
применяемой при изготовлении микрошлнфов из титановых сплавов,
приведены в табл. 3.Во избежание эффекта «ложной» шлифовки недопустимо перехо¬
дить от грубой бумаги к тонкой, минуя промежуточные номера. Для
качественной шлифовки необходимо применять не менее пять—
шесть номеров бумаги.Рекомендуется следующая последовательность смены бумаги
при шлифовке:№ 40 -* № 16 (12) - № 8 (6) ► М40 ->• М28 - М20 (М14).При переходе к каждому последующему номеру бумаги со шли¬
фа тщательно удаляют оставшуюся наждачную пыль, а направление
шлифовки меняют па 90°. При этом добиваются устранения рисок от
предыдущей более грубой шкурки. Шлифовку считают законченной,
если в микроскопе при увеличении 100 на поверхности шлифа не вид¬
ны какие-либо дефекты, кроме рисок от последнего номера бумаги.
После окончания шлифовки образец тщательно промывают водой для
удаления частиц абразива.Шлифовальпые станки должны быть снабжены местной вытяж¬
ной вентиляцией с целью удаления продуктов сухой шлифовки, а так¬
же иметь ограждения для защиты работающих от вылета образца.Механическое полирование. Полирование осуществляют на стан¬
ках, аналогичных применяемым для шлифовки. Целесообразно при¬
менять для полирования станки с диаметром круга 280—330.мм и
регулируемой скоростью вращения в пределах 700—1400 об/мин.Полирование шлифов из титаповых сплавов лучше проводить в
два этапа. Предварительное полирование осуществляют на кругах, об¬
тянутых грубошерстным сукном. Наилучшим является сукно типа
«серошинельного»; применение грубого сукна с бумажной ниткой не
рекомендуется. В качестве абразивного материала применяют водную
суспензию окиси алюминия производства Донецкого завода (200 г/23
ТАБЛИЦА ЗШЛИФОВАЛЬНАЯ БУМАГА,ПРИМЕНЯЕМАЯ ДЛЯ ИЗГОТОВЛЕНИЯ МИКРОШЛИФОВ
ИЗ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВГруши абразивного
материалаНомер
зернис¬
тости погост3647—71Размер
основное
фрак цен,
мкмШлифовальная бумагаШлифзерно40500—400На тканевой основе ГОСТ5009—7532400—31525315-25020250—20016200—160Шлифпорошки12160-125На тканевой основе ГОСТ5009—7510125-1008100—80На бумажной основе ГОСТ6456—75680—63563-50450—40340—28МикропорошкиМ4040-28На меланированной двух¬М2828—20слойной основе ГОСТМ2020-1410054—75МІ414-10/1,5 л воды). Полирование на грубом сукне производят со значитель¬
ным нажнмом на образец, непрерывно поворачивая его вокруг вер¬
тикальной оси до полного выведения рисок и точек, оставшихся от
шлифовки.Окончательное полирование выполняют на кругах, обтянутых
драпом или фетром, с помощью водной суспензии из прокнпячеппой и
многократно фильтрованной окиси хрома (100 г/1,5 л воды). Полиров¬
ку на драпе ведут до выведения всех дефектов приготовления шлифа
и придания ему зеркального блеска.В процессе полирования шлифы периодически промывают водой.
Качество полирования контролируют с помощью микроскопа при уве¬
личениях 100 и 500.Полировальные станки должны быть снабжены ограждениями,
обеспечивающими защиту работающих от вылета образца и разбрыз¬
гивания рабочей жидкости. Ограждения целесообразно выполнять за¬
крытыми (в ваде колпаков) и подключать их к системе вытяжной
вентиляции.Электролитическое полирование. Хотя механически^ отполирован¬
ные до зеркального блеска шлифы готовы к травлению, но для на¬
блюдения тонких деталей структуры при больших увеличениях необ¬
ходимо проведение электролитического полирования. Кроме того, это
дает возможность снизить требования к качеству механического по-24
ТАБЛИЦА -IЭЛЕКТРОЛИТЫ И РЕЖИМЫ ЭЛЕКТРОПОЛИРОВАНИЯ
ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ*чл тСоставКоли¬Режим полирования*•> 9
§|
ЇНчество,мл1, А/см1и. ВІ. °СТ, МП1Хлорная кислота
Уксусный ангидрид1004000,2-0,560—70300,5— 1**2Хлорная кислотаУксусная кислота
(ледяная)3005До 1,040—60503-53Плавиковая кислотаСерная кислота
Глицерин120—150350—40060-1200,7-2,010—3025—350,5—1**4Плавиковая кислотаФосфорная кислота
Вода или уксусный
ангидрид40150—200400,5—1,020-401—55Плавиковая кислотаХромовая кислота
Вода802501700,2—0,53—710—203-5• Материал катода — титан или нержавеющая сталь.
•• (періодами).л ирования или вообще исключить эту операцию, что позволяет су*
іцественно снизить трудоемкость изготовления образцов для мнкро-
структурного анализа.Наиболее распространенные составы электролитов и режимы по¬
лирования в них образцов титановых сплавов приведены в табл. 4*.
Широко используются, в частности, электролиты, содержащие хлор*
ную кислотуК пим относится в первую очередь хлорноуксусный*	Здесь и далее, за исключением специально оговоренных случа¬
ев, для составления растворов используют кислоты следующей кон¬
центрации: плавиковая кислота 35—40% (у*= 1,12-*-1,13 г/сма), азот¬
ная кислота 56—68% (у = 1,37-»-1,40 г/см*), соляная кислота 35—40%
(у=1,17н-1,20 г/см3), фосфорная кислота 87—88% (у=1,71 +
н-1,72 г/см3), уксусная кислота «ледяная» (у^ 1,05 г/см*).1 Хлорная кислота для электролитических растворов должна быть
плотностью 1,58—1,60 г/см* (т. е. концентрацией 63^—64,5%). Менее
концентрированную кислоту необходимо выпаривать в широкой от¬
крытой посуде при температуре не выше 80—100® С.26
электролит № 1, являющийся наиболее универсальным для полиро¬
вания титановых сплавов. Рекомендуются следующие приемы работы
с этим электролитом.При соединении хлорной кислоты с уксусным ангидридом выде¬
ляется значительное количество тепла, под действием которого поли¬
рующие свойства электролита резко ухудшаются. Во избежание пе¬
регрева раствора следует приливать ангидрид к хлорной кислоте сна¬
чала по каплям, постепенно увеличивая порции ангидрида, перемеши¬
вая раствор и контролируя его температуру, которая не должна пре¬
вышать 30° С.Готовый электролит должен быть прозрачным, желтого цвета;
появление красно-бурой окраски является следствием перегрева и слу¬
жит признаком некачественности раствора. Составленный раствор
можно хранить в течение длительного времени в герметичной посуде
при комнатной температуре.Полирование в электролите Ns 1 ведут циклически, периодами по
30—40 с, непрерывно покачивая образец, так как процесс проходит
бурно, с выделением тепла. При разогреве электролита свыше
30—40° С обычно происходит растравливание поверхности шлифа.
В процессе работы электролит приобретает зеленый цвет и мутнеет.
Его полирующие свойства можно восстановить, добавив свежего рас¬
твора.Большая группа электролитов содержит плавиковую кислоту.
Среди этих растворов следует выделить электролит № 3, широко при¬
меняемый для сплавов типа ВТ6.Для электролитов на основе хлорной кислоты используют стек¬
лянные сосуды и пинцеты из нержавеющей стали, а для растворов,
содержащих плавиковую кислоту, — полиэтиленовые или виииплас-
товые сосуды н пинцеты с фторопластовыми наконечниками.После электрополирования образцы промывают струей воды и
высушивают фильтровальной бумагой.Травление микроиишфов. Травлепно является одной из наиболее
ответственных операций при проведении микроструктурного исследо¬
вания. Для травления титановых сплавов применяют водные или гли¬
цериновые растворы плавиковой кислоты или ее смеси с азотной,
серной или соляной кислотами. Благодаря высокой реактивности
плавиковой кислоты для хранения указанных растворов и работы
с ними используют только полиэтиленовую, эбонитовую, винипла-
стовую или фторопластовую посуду.Составы реактивов, рекомендуемых для выявления микрострук¬
туры титановых сплавов путем химического травления, приведены в
табл. 5. Соотношение составных частей перечисленных травителей,
особето универсального травителя № 1, можно менять, подбирая со¬
став реактива и режим травления в каждом конкретном случае в за¬
висимости от состава и структурного состояния сплава. При этом сле¬
дует руководствоваться следующими соображениями.Водные растворы плавиковой кислоты — более сильные н резкие
травители, чем глицериновые. Для ускорения травления и большей
контрастности деталей микрокартины применяют водные растворы,
тогда как для повышения четкости и выявления тонких деталей струк¬
туры целесообразно применять глицериновые растворы, поскольку
глицерин обеспечивает хорошую смачиваемость поверхности и способ¬
ствует более равномерному травленню. Могут быть также использо¬
ваны водноглицериновые растворы.26
ТАБЛИЦА 5РЕАКТИВЫ ДЛЯ ВЫЯВЛЕНИЯ МИКРОСТРУКТУРЫ
ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ МЕТОДОМ ХИМИЧЕСКОГО ТРАВЛЕНИЯтСоставЕдиницаизмерения*8!&Назначение и условия
применениях&tttr1Плавиковая кисло¬ОбъемнаяIУниверсальный травитсльтачастьдля титановых сплавов. Со¬Азотная кислота1-2отношение частей можноВода3-6менять2Плавиковая кис¬Объемная1Для отожженных сплавовлотачасть1различного составаАзотная кислотаГлицерин2—43Плавиковая кис¬Объемная1Для высоколегированныхлотачастьсплавовГлицерин14Плавиковая кис¬мл10Универсальный травитсльлота35(кроме сплавов типа ВТ22)Серная кислотаВода4505Плавиковая кис¬мл5Для сплавов в термическилота95упрочненном состоянии (за¬Водакалка -Ь отпуск). При до¬
бавке 2—3% HF пригоден
для осветления микрошли¬
фов6Плавиковая кис¬мл5Для осветления перетрав¬лота95ленных шлифов. Концентра¬Азотная кислотация HNOa может быть
уменьшена до 2—3%7Плавиковая кис¬мл5Для малолегированныхлота35сплавовСоляная кислотаВода608Плавиковая кис¬
лотамл2Для а-енлавовНасыщенный вод¬мл98гный раствор ща¬велевой кислотыСернокислое же¬г1лезо•9Плавнкооая кис¬
лотамл10Для чистого титана.Перекись водоро¬60Втирать 30—60 сда (30%-ная)30Вода27
Продолжение табл. 54и иСоставЕдина*Наэначеяне н условия .$8измеренияч hпряденения£&2?10Едкое кали (40%-мл20Для выявления границ зе¬ный раствор)10рен и разделения фаз. Трав¬Перекись водоро¬ление погружением в рас¬да (30%-ная)40твор при 70—80° С на 30—Вода60 с11Плавиковая кис¬ил2Для выявления структуры
сварных соединении. При¬лотаДоЩавелевая кис¬ггоден для макротравленнялота35при замене метанола водойАзотнокислое же¬г5н упелнчения в два разалезоколичества нитрата железаМетанолмл200В одном и тбм же травителс выявление структуры двухфазных
а+Р-сплавов происходит значительно быстрее, чем однофазных а
или р-сплавов. Поэтому для травления однофазных сплавов применя¬
ют более концентрированные растворы, чем для двухфазных.Травление сплавов, закаленных на мартенсит, проводят в два —
три раза более концентрированных растворах, чем отожженных спла¬
вов, тогда как в термоупрочненном состоянии (после закалки и от¬
пуска) для выявления структуры применяют соответственно в два —
три раза более разбавленные растворы.Следует также учитывать, что глубину травления необходимо
уменьшать по мере роста увеличения, применяемого при микрострук-
турном исследовании.Продолжительность травления устанавливают опытным путем.
Концентрацию травителя обычно выбирают так, чтобы время трав¬
ления не превышало 1 мин.Образец, травимость которого неизвестна, следует погрузить в
травящий раствор на 2—3 с. Затем шлиф просматривают под микро¬
скопом и по полученной картине устанавливают концентрацию трави¬
теля и время травления. Если образец нсдотравлен, его подвергают
повторному травленню, перетравленные образцы — переполировыва-
ют. При многократном чередовании операций электрополироваиия и
травления более четко выявляется структура технического титана и
бинарных сплавов Ті—Al. В то же время применение этого приема для
двухфазных а+р-сплавов нецелесообразно, так как приводит к обра¬
зованию развитого рельефа поверхности и разъеданию межфазных
границ.Иногда перетравленные шлифы оспетляют путем кратковременно¬
го (на 1—3 с) погружения в безводную смесь азотной и плавиковой
кислот (травитель № 6, табл. 5). Однако следует иметь в виду, что
при этом в результате химического полирования исчезают тонкие
детали структуры, а межфазные границы становятся размытыми. По¬
этому осветление вполне приемлемо при мпкросгруктурном анализе,28
ТАБЛИЦА 6ЭЛЕКТРОЛИТЫ И РЕЖИМЫ ЭЛЕКТРОТРАВЛЕНИЯ
ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ«кsСоставgРежим травлеявяЦх5£J/, А/см*и, Вt, ЛСт, с1Едкое кали (едкий
натр), гПерманганат калия, г
Вода, мл221000,5-1,02—4205-152Хромовый ангидрид, г
Вода, мл8100	4-6205-153Плавиковая кислота, мл
Глицерин, мл501003-4205-Ю4Хлорная кислота, млУксусная кислота (ледя¬
ная), мл101000,2-0,530-7020-30До 455Лимонная кислота, гЩавелевая кислота, г
Фосфорная кислота, мл
Молочная кислота, мл
Этиловый спирт-рсктн-
фикат, мл
Вода, млГ.5510603520—120*200,5-1(импуль¬сами)Примечание. Ддя электролита /і 1 катод изготавливают из свиица,
для электролитов JA 2—5 — из нержавеющее стала.* При работе с электролитом М б напряжение подбирают в зависимости
от состава и состояния сплава; его увеличивают по мере повышения степени
легирования (например, 20—40 В для сплавов типа BT5-I; 60—80 В для спла¬
вов BT6 и BT3-I).проводимом при увеличениях до 500, но недопустимо для исследо¬
ваний при больших увеличениях, особенно, если шлиф готовят под
реплики для электронной микроскопии.	гВ табл. 6 приведены составы электролитов для выявления мик¬
роструктуры титановых сплавов путем электрохимического травления.
Электротравление можно вести также в растворах, предназначенных
для электролитического полирования, но при меньшей плотности тока.
Для электротравления используют описанное рапее устройство для
электрополирования.В травителях на основе плавиковой кислоты фазы lie окрашива¬
ются, хотя a-фаза обычно травится медленнее. Одпако имеются тра-
нптели, приводящие к различному окрашиванию присутствующих фаз.
Так, травитель № 10 (см. табл. 5) действует избирательно на « фа-
му, интенсивно вытравливая ее.29
Для цветного электрохимического окрашивания фаз служит элек¬
тролит № 5 (табл. 6). Окрашивапие происходит благодаря анодному
окислепию образца, причем цвет отдельных фаз зависит от толщины
образующейся анодной пленки, определяемой напряжением и числом
импульсов тока. Перед обработкой в данном электролите шлиф дол¬
жен быть тщательно отполирован, промыт, обезжирен и протравлен
для выявления структуры. Возникающая цветовая картина позволяет
также судить о взаимной ориентировке фрагментов a-фазы в титано¬
вых сплавах; цветовой контраст между фрагментами при анализе
структуры в поляризованном свете тем сильнее, чем больше разориен-
тировка между ними.Образцы после химического и электрохимического травления дол¬
жны быть тщательно промыты под струей воды ватным тампоном и
высушены фильтровальной бумагой или в струе сухого воздуха. Ра¬
бота с плохо промытыми и недосушенными шлифами может быть при¬
чиной выхода из строя используемых в металлографических микро¬
скопах объективов.Хранение микрошлифов. Шлифы из титановых сплавов стойки к
окислению на воздухе. Их можно хранить продолжительное время,
оберегая от пыли и механических повреждений. Лучше всего хранить
шлифы переложенными ватой в эксикаторе с притертой крышкой.Просмотр и съемка микрошлифов. Просмотр и съемку микрошли¬
фов из титановых сплавов ведут па металлографических микроскопах
в нескольких диапазонах увеличений (обычно 100—250, 500 и 1000
или более). При необходимости используют специальные средства по¬
вышения контраста: полярнзовапный свет, интерференция, темное по¬
ле, косое освещение, фазовый контраст.Для визуального просмотра шлифов применяют вертикальные
микроскопы ММУ-3 и МИМ-7. На последнем в ограниченной сте¬
пени осуществляют также микрофотографирование. Однако для микро¬
съемки применяют в основпом большие горизонтальные микроскопы.К числу таких приборов относятся новый отечественный микро¬
скоп МИМ-9 и микроскоп «Неофот-2» фирмы «Карл Цейсс» (ГДР),
а также широко используемый в практике работы металлографиче¬
ских лаборатории микроскоп МИМ-8М. По сравнению с последним
микроскопы МИМ-9 и «Неофот-2» обладают рядом преимуществ.
Они снабжены план-объектнвамп на салазках, имеют приспособле¬
ния для быстрого подъема объектного столика и смены увеличений,
оборудованы системой автоматической установки экспозиции и ис¬
точниками света повышенной яркости, обеспечивают получение изо¬
бражений высокого качества при увеличении до 2000, их конструк¬
ция предусматривает возможность съемки на фотопластинки разме¬
ром 13X18 и 9ХІ2 см и па пленку шириной 35 мм*.В практике находят применение перепосные микроскопы для пс-
разрушающего контроля микроструктуры крупных изделий. Эти мик¬
роскопы обеспечивают наблюдение структуры при увеличениях до
400—450; они снабжены длиннофокусными объективами с большой
глубиной резкости, что облегчает контроль на месте. К их числу от¬
носятся приборы типа Intactor Microport Minor, в комплект которых
входят приспособления для подготовки микрошлифа на месте мето¬
дом электролитического полирования (после предварительной зачист¬
ки шлифовальной бумагой средней зернистости).*	Рекомендуемые фотоматериалы рассмотрены в разделе «Мак-
роструктурный анализ*.30
Для контроля микроструктуры крупных изделий на месте приме¬
няются также стереоскопические бинокулярные микроскопы типамьс.Анализ микроструктуры титановых сплавов. Микро¬
структура титановых сплавов отличается исключитель¬
ным многообразием. Это обусловлено тем, что большин¬
ство титановых сплавов является многофазными систе¬
мами, в которых морфология отдельных структурных
составляющих сильно различается при изменении усло¬
вий деформации и термической обработки. Поэтому ана¬
лиз микроструктуры титановых сплавов является слож¬
ной и ответственной задачей.К числу приемов, облегчающих проведение анализа,
относится применение шкал типовых структур, разрабо¬
танные применительно к разным классам сплавов и ви¬
дам полуфабрикатов из них, а также к отдельным про¬
мышленным сплавам. Эти шкалы структур отражают,
как правило, не только величину микрозерна, но также
объемную долю, форму, размеры и взаимное располо¬
жение структурных составляющих, наблюдаемые при
изменении условий деформации и термической обработ¬
ки титановых сплавов. Широко используются, например,
9-типные шкалы для прутков и полуфабрикатов типа
дисков из двухфазных (а+р)-сплавов [2].За последнее время в металловедении получили ши¬
рокое распространение методы количественного микро-
структурного анализа [3], в том числе с применением
средств автоматизации на основе использования ком¬
пьютеров для анализа изображений (приборы типа
Квантимет, Микровидеомат, Эпиквант, Омникон и др.)-
Применение этих методов для титановых сплавов пред¬
ставляется особенно перспективным вследствие наблю¬
даемой в практике резкой зависимости свойств этих
сплавов от структуры. Так, на основе количественной
металлографии в сочетании с вероятностно-статистиче-'
скими методами корреляционного и регрессионного ана¬
лиза установлена связь между механическими свойства¬
ми и параметрами пластинчатой структуры титановых
сплавов [4].Пластинчатая fp-превращенная) структура титано¬
вых сплавов характеризуется наличием зерен исходной
р-фазы, окаймленных a-фазой, причем p-зерна состоят
из а-колоний, являющихся пачками параллельных
а-пластин, разделенных прослойками p-фазы. Пример31
структуры пластинчатого тяаа приведем в* рис. 5. Для
количественного анализа такой сложное структуры не¬
обходимо определить ло меньшей мере следующие пара¬
метры: размер исходных 0-эерен D, величину внутри-
зеренных а-колоннй d, толщину о-пластни 6.Размеры элементов пластинчатой структуры очень
сильно различаются между собой: от сотсн микронов
для D до десятков и нескольких микронов (н даже долей
микроне) для d н b соответственно. Поэтому оценку
їтид размеров ведут при различных увеличениях микро¬
скопа, достаточных для разрешения необходимых дета¬
лей структуры и а то же время не слишком больших, по¬
зволяющих при определении всех указанных параметров
в каждом о Оле зрения охватывать возможно большую
площадь шлифа.Авторами работы {4] разработан метод количествен¬
ной оценки параметров пластинчатой структуры, осно¬
ванный яа сопоставлении анализируемой микрострукту¬
ры с набором эталонированных рисованных структур.
Шкалы для оценки размера 0 зерен, величины а-колонкй
я толишны а-пластнн помешены соответственно на
рнс. 6—&. а в табл. 7 приведены численные значення па¬
раметров пластинчатой структуры для каждого балла
этих шкал при различных увеличениях, микроскопа.
При репродуцировании шкалы были уменьшены, так
что при практическом использовании ні следует увели¬
чить до стандартного размера.Толщину п-пластин Ь определяют описанным мето¬
дом, не учитывая толщину р-прослоск. т. с. по существу
при этом определяют суммарный средний размер Ьо+»./" -ч»,---'; .ч..
В двухфазных а+р-сгілавах относительная толщина
сі-лластин и p-лрослоек пропорциональна количествен¬
ному соотношению а- и p-фаз в сплаве. Зная это соотно¬
шение, можно оценить &а и в отдельности.Пластинчатая структура сплава ВТЗ-1, показанная
на рис. 5, характеризуется следующими параметрами:
0=120 мкм, d=10 мкм, Ь=2,0 мкм; с учетом объемной
доли p-фазы и отожженном сплаве ВТЗ-1 Ьа « 1,7 мкм и
Ь$ « 0,3 мкм.Визуальное определение размеров анализируемых
структур с помощью эталонированных шкал вместо не¬
посредственного измерения размеров структурных со-Рис. 8. Шкала для оценки толщины а пластин (уменьшено в 1,5 раза)34
ТАБЛИЦА 7РАЗМЕРЫ ЭЛЕМЕНТОВ ПЛАСТИНЧАТОЙ СТРУКТУРЫ
В ТИТАНОВЫХ СПЛАВАХЭлементы структурыОпреде¬ляемыйпараметр.мкмУвели¬чениемикро¬скопа125алл і3и калы
4sfiР-эернаD100501С0150200300500(Рис. 6)2002550751001502505001020304060100100051015203050а-колонииd10050100200300—	(Рис. 7)2002550100150■——50010204060——10005102030-—а-пластиныЬ2002,55,07,5101520(Рис. 8)5001,02,03,04G810000,51,01,5234ставляющих с применением методов случайных или на¬
правленных секущих [3] снижает точность оценки.
Однако, поскольку метод визуальной оценки размеров
структуры отличается большой простотой и требует ми¬
нимальных затрат времени, он может эффективно приме¬
няться в практике металлографических исследований
титановых сплавов.Определение температуры полиморфного превраще¬
ния. Определение этой температуры, точнее температуры
a+p-^p-перехода (Тп.п), необходимо для установленияТАІіЛ ИЦА 8ТЕМПЕРАТУРА ПОЛНОГО ПОЛИМОРФНОГО ПРЕВРАЩЕНИЯ
В ПРОМЫШЛЕННЫХ ТИТАНОВЫХ СПЛАВАХСплавV.г °сСплавСплавт . *с' n.irВТ 1-00880-890ВТ5980—1030ВТ 16т840—880ВТ 1-0880-900ВТ5-1950-990ВТ 18, ВТ18У990—1030АТЗ940-1000ВТ6970-1010ВТ20980—1020ОТ4-0860-930ВТ6С950—990ВТ22860—890ОТ4-1910-950ВТЗ-1960-1000ВТ23890—930ОТ4-2990—1050ВТ8, ВТ9980—1020ВТ25990—1030ОТ4920—960ВТ 14920—960ТС5970—1020ВТ4960 - 1000BTI5750- 800ТС6770- 810335
оптимальных режимов деформации и термической обра¬
ботки титановых сплавов. Вследствие колебаний мароч¬
ного состава из-за неоднородности легирования, Тп.п мо¬
жет различаться для разных плавок одного сплава на
20—40° С и более (табл. 8). Кроме того, положение Тп.п
сильно зависит от содержания газовых примесей. Учиты¬
вая повышенную способность титана к газоиоглощению,
Тп.п определяют также для оценки степени загрязненно¬
сти сплавов атмосферными газами — кислородом и азо¬
том.Определение Тп.п осуществляют различными способа¬
ми: металлографическим или с применением физических
методов анализа (дилатометрия, термография, измере¬
ние электросопротивления). За исключением металло¬
графического, эти способы весьма трудоемки, требуют
изготовления специальных образцов и сложного лабора¬
торного оборудования. Известны также аналитические
способы определения Тц.п-Наиболее распространенным способом определения
Т’п.п является метод пробных закалок. Сущность этого
метода заключается в фиксировании структуры сплава
после закалки с нагревом при последовательно повыша¬
ющихся температурах в районе а+р-^р-перехода. В а+
+Р-сплавах по мере приближения температуры закалки
к Тп.п в структуре наблюдается уменьшение количества
первичной a-фазы; после закалки из p-области а-фаза
отсутствует, и структура состоит из p-зерен с мартенсит-
ным внутризеренным строением. В качестве примера на
рис. 9 показана структура сплава ВТ6 после закалки с
различных температур; для данной плавки 7п.п=975°С.При определении Гп.ц сплавов других классов изме¬
нение структуры может происходить иным образом. Так,
в сплавах с большим содержанием р-стабилизаторов
(типа ВТ22 и более легированные) при закалке из р-об-
ласти может быть полностью зафиксирована р-фаза.Для определения Гп.п методом пробных закалок ис¬
пользуют, как правило, четыре — шесть образцов разме¬
ром 10ХЮХІ5 мм или диаметром 12X15 мм. Закалку
образцов проводят обычно через 10—20° С (при арбит¬
ражных анализах — через каждые 10° С) в интервале
темпепатур, соответствующем предполагаемому положе¬
нию Тп.п в исследуемом сплаве (см. табл. 8). Время вы¬
держки после прогрева образцов при нагреве под закал¬
ку составляет 20—25 мин, охлаждение образцов в водр36
при 15—20° С. Перед изготовлением микрошлифов с ис¬
следуемой поверхности путем механической обработки
(на токарном или фрезерном станке) удаляют слой глу¬
биной 1—1,5 мм, так как в противном случае значение
Т’п.п будет завышенным. Шлифы подвергают травлению,
после чего исследуют микроструктуру при увеличении
250—500.Величину Гп.п определяют как среднюю между темпе¬
ратурой нагрева под закалку, при которой в структуре
остается минимальное число участков первичной а-фа-
зы, и температурой нагрева, после закалки с которой
сплав имеет однофазную мартенситную или p-структуру.
В производственных условиях допускается принимать за
Тп.п температуру нагрева под закалку, при которой в
структуре сплава сохраняется до 5% первичной а-фазы.
Для сплавов повышенной чистоты границы [}-зерсн н
мартенсит часто выявляются нечетко; в этом случае за¬
каленные образцы целесообразно подвергать старению
при 500—600° С в течение 4—6 ч.37
Разновидностью металлографического способа опре¬
деления Гп.п является структурно-аналитический метод1.
Этот метод основан на использовании зависимости меж¬
ду Гп.!!, температурой нагрева под закалку и количеством
первичной а-фазы. Так, для сплавов ВТЗ-1, ВТ8, ВТ9 в
определенном интервале температур (до 60° С ниже тем¬
пературы превращения) справедливо соотношениеГпл,^7’3ак+,-381'«т.-г	•где 7зак — температура нагрева под закалку в указанном
интервале, °С,Va — объемная доля первичной а-фазы, %.С помощью этого метода можно определить Та.в пу¬
тем закалки и исследования микроструктуры одного
образца. Выбор температуры нагрева под закалку осу¬
ществляют, исходя из предполагаемого положения тем¬
пературы превращения данного сплава (см. табл. 8). Ко¬
личество a-фазы в структуре определяют либо с помощью
точечного или линейного анализа объемного состава
[3], либо путем использования эталонированных шкал
структур с известным содержанием первичной а-фазы.Структурно-аналитический метод менее точен, чем
метод пробных закалок, но отличается значительно боль¬
шей производительностью. Его применение целесообраз¬
но для контроля Гп.п серийных сплавов.Для а+р-титаповых сплавов в практике часто ис¬
пользуют упрощенный метод металлографического опре¬
деления Т„.„. В этом случае закаленные образцы непо¬
средственно после удаления поверхностного слоя подвер¬
гают глубокому травлению в течение 3 мин в растворе,
состоящем из 1 ч. HF, 2 ч. HN03 и 3 ч. воды. При этом
поверхность образцов, закаленных из а+р-области, ста¬
новится матовой, а после закалки из p-области остается
блестящей.Метод глубокого травления исключает операцию при¬
готовления шлифов при определении Тп.п, однако он при¬
меним только для (а+Р)-сплавов с исходной мелкозер¬
нистой структурой.В последние годы получил распространение расчет¬
ный способ определения Тпм титановых сплавов по дан-1 Солонина О. П., Никишов О. А. и др. Авт. свид. СССР
№ 394709. - «Открытия, изобретения, пром. образцы и тов. знаки»,
1973, № :М. с. 14238
мым химического анализа (на основе определения элект¬
ронной концентрации). Например, .для сплава ВТЗ-1
используют следующую расчетную формулу:тп „ = 966,4 +16,4 (сА1 - 6.5) - 8.1 (сМо -2,Б) --	15,75(сСг - 1,5) - 14,2 (Сре - 0,40) +229(cQf - 0,08) +-|- 558 (cNj — 0,01) [“('],где Сд1, СМо, CCr> CFe, CQ' и cN|— содержание легирующих эле¬
ментов и примесей в сплаве.По данным 3. Ф. Зверевой и М. В. Ефимовой, разли¬
чие значений Тп.и, определенных металлографически и
указанным расчетным способом для ряда серийных
сплавов не превышает 10° С. Трудоемкость расчетного
определения Тц.а очень мала, поскольку определяется,
по существу, лишь временем осуществления вычисли¬
тельных операций, которые могут быть значительно ус¬
корены путем использования ЭВМ.3.	ЭЛЕКТРОННОМИКРОСКОПИЧЕСКИЙ АНАЛИЗ*Как известно, титановым сплавам свойственно большое
многообразие фазовых и структурных изменений, обу¬
словленное полиморфным |}ч=*а-превращением и воз¬
можностью образования ряда метастабильных фаз
[5—8]. Наиболее эффективным средством для изучения
этих изменений являются методы электронной микроско¬
пии. В зависимости от цели исследования применяют
косвенный, полупрямой или прямой метод изучения
структуры.Косвенный метод основан на исследовании тонких
прозрачных для электронов отпечатков (реплик), ото¬
бражающих структуру объекта. Электронная микроско¬
пия на репликах (ЭМР) находит применение в первую
очередь в тех случаях, когда увеличение и разрешающая
способность светового микроскопа недостаточны для
выявления исследуемых деталей структуры, т. е. с целью
расширения возможностей световой микроскопии. Такие
исследования выполнены для большого числа титановых
сплавов различных классов [9—12]. Особое значение
метод реплик приобретает при исследовании поверхно¬' Авторы раздела Л. Б. Ноткин и Н. М. Семенова.39
стных эффектов, например деформационного рельефа
[13, 14].Полупрямой метод, предусматривающий получение
реплик с извлеченными частицами избыточных фаз, не
нашел широкого применения для исследования титано¬
вых сплавов ввиду того, что в них, как правило, отсут¬
ствуют такие частицы, которые могут быть экстрагиро¬
ваны при приготовлении реплик.Прямой метод исследования — дифракционная элек¬
тронная микроскопия (ДЭМ) — в последнее время на¬
ходит все более широкое применение для исследования
структуры титановых сплавов. Он основам на прямом
исследовании металлических образцов, приготовленных
в виде тонких фольг. Термин «дифракционная электрон¬
ная микроскопия» связан с тем, что контраст на изобра¬
жении просвечиваемого электронами кристаллического
объекта определяется локальными дифракционными ус¬
ловиями, которые контролируются по дифракционной
картине и регулируются путем изменения ориентировки
образца относительно направления падающего пучка
электронов.Одним из основных преимуществ метода ДЭМ явля¬
ется возможность легкого перехода от изображения к
микродифракцнопной картине с одних и тех же локаль¬
ных участков структуры, а также прямого и быстрого
сопоставления дифракционной картины со светлополь¬
ным и темнопольными изображениями. Все это позво¬
ляет наблюдать структурные и фазовые изменения в
сплавах, изучать морфологические особенности структу¬
ры, идентифицировать присутствующие фазы, получать
сведения об ориентировке отдельных областей, кристал-
логеометрии структурных составляющих и природе раз¬
личных дефектов структуры.Знание этих структурных особенностей и исследова¬
ние влияния на них условий деформации и термической
обработки полуфабрикатов и деталей необходимы для
управления механическими свойствами многофазных
сплавов со сложной структурой, какими являются про¬
мышленные титановые снлавы.С помощью метода ДЭМ были проведены исследова¬
ния процессов выделения а- и «-фаз в сложнолегирован-
ных сплавах [15—17], упорядочение в a-твердом раство¬
ре сплавов с различным содержанием алюминия [18],
изучено сложное строение частиц a-фазы, выделякнцих-40
ся при упрочняющей термической обработке [19, 20],
исследована дислокационная структура, создаваемая
при деформации [21—25], выявлено паличне прослоек
с г. ц. к. структурой на границах раздела а- н p-фаз в
двухфазных (а+Р)-сплавах [26], изучены структурные
особенности гексагонального и орторомбического мар¬
тенсита [8, 27] и др.Для проведения исследований используют высоковольтные про-
снечивающне микроскопы, к которым относятся отечественные прибо¬
ры УЭМВ-100К и ЭВМ-100Л производства завода им. 50-летня
ВЛКСМ (г. Сумы), а также микроскопы фирм «Тесла» (ЧССР),
«Джеол» (Япония) и ряда других. Эти приборы обеспечивают разре-Ошеиие 2—5 А при увеличении до 500000.Наиболее совершенна конструкция электронных микроскопов се¬
рии «Темскан» фирмы «Джеол» с ускоряющим напряжением до
100 кВ (JEM-100CX) и до 200 кВ (JEM-100C). В микроскопах такого
типа широко используются дополнительные устройства, расширяющие
возможности аппаратуры: сканирующие устройства высокого разре¬
шения, рентгеновские энергодисперсионные спектрометры для локаль¬
ного микроанализа состава, компьютеры для анализа изображений
и др.Создание новых современных электронных микроско¬
пов наряду с совершенствованием техники приготовле¬
ния объектов послужило основой для широкого распро¬
странения методов электронной микроскопии в метал¬
ловедении.Электронная микроскопия на репликахСущность метода ЭМР подробно рассмотрена в [28—30].
Исследуемый объект перед снятием реплики должен
быть подготовлен таким образом, чтобы по рельефу его
поверхности (и, следовательно, по рельефу реплики)
можно было судить о его структуре. Для этого исполь¬
зуют различные способы электролитической полировки
и последующего травления шлифов. Без дополнитель¬
ной подготовки исследуют следы деформации (на пред-,
варительно полированных образцах) и свежие поверх¬
ности излома.Рельеф поверхности вызывает локальные изменения
толщины просвечиваемой реплики. Это в свою очередь
влияет на количество электронов, отклоняющихся (по¬
глощенных) от первоначального направления, и следо¬
вательно, на контраст изображения.Разрешение реплики, т. е. ее спосо_биость воспроизво¬
дить наименьшие по размерам детали структуры объек-41
та, зависит от размеров элементов собственной структу*Рры реплики и составляет примерно 15—150 А ( в зави¬
симости от вида реплики).По способу приготовления различают одноступенча¬
тые («негативные») реплики, которые получают непо¬
средственно на исследуемой поверхности и двухступен¬
чатые («позитивные»). Для получения последних снача¬
ла приготовляют негативный отпечаток рельефа
исследуемой поверхности, а затем — позитивную реп¬
лику, копирующую рельеф первого отпечатка.По характеру отображения объекта реплики удобно
разделить на две группы: неоднородные по толщине
(например, лаковые) и однородные по толщине (на¬
пример, угольные).Для титана и его сплавов используют обычно одно¬
родные по толщине угольные (негативные) и серебряно¬
угольные (позитивные) реплики. Широкое применение
угольных реплик обусловлено, как известно, их высокой
разрешающей способностью, хорошей пластичностью и
химической стойкостью [28, 29].Подготовка поверхности образца. Форма н размеры образцов для
смятия реплик обусловливаются спецификой самого изделия (напри¬
мер, тонких листов, проволоки, гранул и т. д.)Обязательной операцией при приготовлении реплик является элек¬
тролитическое полирование, которому подвергают образцы, предва¬
рительно полированные механически по обычной методике изготов¬
ления микрошлифов для металлографического анализа. Составы элек¬
тролитов и режимы полирования приведены в табл. 4.Важным условием качественной подготовки образцов является от¬
сутствие на поверхности шлифа частиц абразивных материалов или
других загрязнений в результате механической полировки, которые,
как и поверхностный наклеп, могут искажать истинный характер
структуры. Следует также по возможности избегать появление пи-
тинга на исследуемой поверхности.Качество поверхности оценивают в световом микроскопе при уве¬
личении 250—500. Легкая волнистость электролитически полированной
поверхности, наблюдаемая в микроскопе, является допустимой, так
как из-за большой глубины резкости, присущей электронпому микро¬
скопу, она не затрудняет проведения электронномикроскопического
исследования.Электрополнрованные образцы подвергают химическому или элек¬
трохимическому травлению для выявления микроструктуры (см.
табл. 5 и 6).Приготовление реплик. Методика приготовления угольных н се¬
ребряно-угольных реплик для образцов титановых сплавов является
общепринятой.1 О наиболее удобных формах и размерах образцов см. раздел
«Мнкроструктурный анализ».42
Угольные реплики получают путем испарения и конденсации уг¬
лерода на установках ВУП-2К и ВУП 4К Сумского завода, а также
па других вакуумных постах аналогичного типа. В результате испа¬
рения и конденсации угля на образцах в течение 3—4 с образуетсяОпленка необходимой толщины (~200 А). Толщину пленки контроли¬
руют по со цвету; коричневый цвет пленки свидетельствует о необ¬
ходимости прекращения напыления.Угольную пленку отделяют от образца электролитическим трав¬
ле пне м в том же электролите, в котором проводилась полировка. Если
таким способом пленка отделяется плохо, что бывает, в частности,
при грубом рельефе поверхности, то пользуются желатином. Для это¬
го нагретый на водяной бане до 70°С 30%-ный водный раствор же¬
латина каплями наносят на напыленную пленку и дают высохнуть в
течение 10—12 ч. После этого двойную пленку отделяют от поверх¬
ности образца механически, а затем растворяют желатин в горячей
воде. Отделенные угольные пленки тщательно промывают в дистил¬
лированной воде и вылавливают на объектную медную сетку, содер¬
жащую не менее 100 отв/мм2.При приготовлении серебряно-угольных реплик на образец сна¬
чала напыляют серебро. Напыление серебра проводят в тех же уста¬
новках, что н напыление угля. Достаточную толщину серебряной
пленки определяют опытным путем. Полученную пленку механически
отделяют от образца. Затем на поверхность серебряной пленки, кон¬
тактировавшей с объектом, напыляют описанным выше способом уг¬
лерод. В дальнейшем угольную пленку отделяют растворением сере¬
бра в 40%-ном водном растворе азотной кислоты в течение 3—5 мни.Для повышения контраста электронномикроскопического изобра¬
жения полученные угольные реплики оттеняют тяжелыми металлами,
обычно хромом. Оттенение проводят под углом 20—40° на тех же
установках, что н напыление серебра. Угол оттенения увеличивают
(в указанных пределах) с повышением «грубнзны» рельефа. В резуль¬
тате оттенения хром удерживается в большой степени па выступах
реплики, что ирнводнт к повышению контраста изображения.Следует отмстить, что наилучшее разрешение имеют одноступен-Очатые угольные реплики (~ 15 А). Однако при отделении реплики пу¬
тем электролитической полировки поверхность шлифа портится и при
необходимости ее требуется готовить вновь. Использовать желатин
для отделения реплик не всегда удается из-за трудности его удале¬
ния при развитом рельефе поверхности. Способ одноступенчатых реп¬
лик также не пригоден для последовательного наблюдения за одним
и тем же участком структуры при каком-либо воздействии па образец
(например, при растяжении иа различную степень деформации).Преимуществом серебряно-угольных реплнк является возмож¬
ность неоднократного снятия их с одного и того же шлифа. Двух¬
ступенчатые реплики удобны еще и тем, что из-за легкости иснар.ения
серебра процесс идет при сравнительно низких температурах в тече¬
ние короткого времени, и поверхность образца не нагревается.Количественные оценки структуры на репликах. Боль¬
шие увеличения, реализуемые при исследовании методом
ЭМР, делают возможным проведение количественных
оценок размеров элементов структуры (очень мелкое
зерно, дисперсионные частицы). В этих случаях следует43
особенно тщательно подходить к выбору угла оттенения,
особенно при малых размерах частиц, сопоставимых с
толщиной напыленного слоя. По известному углу отте¬
нения и длине тени может быть определена высота вы¬
ступов (элементов структуры).Рис. 10. Микроструктура образцов сплавов BT9 (а, б). ВТЗ-1 (а, г) и
ВТ16 (Э, е) после закалки с различных температур, Х600044
Рис. 11. Микроструктура образцов сплава BTI6 после горячей деформации в
а +(5-области и охлаждения на воздухе: а — Х500; 6 — Х6000•Д у* •
** УуГ ЇЙ«V>7*.Г4■ і* \ЛгОjV4%Ъ '§m* . л.А,АS'лrf *Ч'\щьРис. 12. Выделения TljCu в a-фазе сплава ВТб с добавкой меди после
термической обработки по режиму: 800'С, 1 ч, воздух-1-550 °С. 100 ч, воздух:о	— Х500; б — Х6000Для более точного определения высоты ступенек
скольжения перед оттенением на реплику помещают ша¬
рики латекса сравнительно большого и строго одинако¬
вого диаметра. Высоту ступеньки подсчитывают по из¬
менению длины тени от шарика за счет образования
следа скольжения [31].Примеры, применения метода ЭМР. Структура об¬
разцов ряда титановых сплавов с ультрамелким зерном
после закалки из а + p-области показана на рис. 10.
(а—е — 900, 950, 800, 850, 750, 820°С). Путем исследо¬
вания на репликах был установлен размер а-зерен45
Рис. ІЗ. Следы скольжения на поверхности отожженных образцов сплава
ВТЗ-1; Х4000: а — образец с мелкозернистой глобулярной структурой. е=1,4%;б — с крупнозернистой пластинчатой структурой, е=6.2%(<1,5 мкм) и определено количественное соотношение
между а- и p-фазами. С помощью светового микроскопа
провести количественный анализ структуры не представ¬
лялось возможным.Структура областей распада p-фазы d титановых
сплавах, как показано на репликах, представляет собой
пластинообразную смесь а- и p-фаз (рис. 11). При при¬
менении светового микроскопа строение этих зон не
разрешается и имеет вид темнотравящихся участков да¬
же при увеличении 1000.При изучении выделения интерметаллида Ti2Cu в
сплаве ВТ6 с добавкой меди метод реплик был применен
в сочетании с рентгеноструктурным анализом. Это поз¬
волило определить температуру начала выделения ТігСи
и наблюдать процесс выделения этой фазы в а-пласти-
нах (рис. 12).В работе [13] метод реплик был использован для
исследования деформационного микрорельефа в сплаве
ВТЗ-1, возникающего на полированной поверхности об¬
разцов при их растяжении. При всех увеличениях свето¬
вого микроскопа возникающий рельеф разрешается очень
слабо, тогда как с помощью реплик он выявляется
достаточно четко (рис. 13). Наблюдение за возникнове¬
нием и развитием скольжения на поверхности подверга¬
емых растяжению образцов позволило сделать заключе¬
ние о характере пластической деформации в зависимос¬
ти от типа структуры.46
Метод дифракционной электронной микроскопииОсновы теории метода ДЭМ и многочисленные примеры
его применения изложены в работах [28, 32, 33]. Этот
метод применительно к металловедению рассматрива¬
ется в монографии Л. М. Утевского [34], вышедшей в
1973 г. и являющейся настольной книгой каждого ис¬
следователя, использующего электронную микроскопию.Большинство методик и приемов, изложенных в ука¬
занных выше работах, является общими для/всех метал¬
лических материалов, в том числе и титановых спла¬
вов. Специфичными при исследовании последних явля¬
ются главным образом методика приготовления
объектов и принципы расшифровки микроэлектроно-*
грамм.В дальнейшем именно эти вопросы рассмотрены наи¬
более подробно с примерами применения метода ДЭМ
к исследованию структуры титановых сплавов.Методика приготовления фольг. Приготовление объектов из мас¬
сивных образцов для прямого электронномикроскопического исследо¬
вания включает следующие операции: вырезку пластин, их предва¬
рительное утонение шлифованием, окончательное утонение пластин с
помощью электролитической полировки.Вырезку пластин производят обычно на электроискровых станках
для проволочной резки. В качестве исходной заготовки желательно ис¬
пользовать обточенные на токарных станках стержни диаметром 3—
5 мм (по размеру объектодержателя микроскопа). Этим предотвра¬
щаются искажения структуры, связанные с последующей вырубкой
объекта.Вырезанные пластины, имеющие толщину ~0,3 мм, утоняют по¬
очередно с двух сторон на тонкой шлифовальной бумаге М28 или
М40 до толщины —- 0,1 мм, а затем подвергают утонению путем элек¬
тролитического полирования.Имеются данные, свидетельствующие о том, что в процессе элек¬
трополирования могут проходить процессы наводороживания и спон¬
танных превращений, приводящие к искажению истинной структуры
фольги [8]. Анализ большого числа приведенных в литературе дан¬
ных и опыт авторов показывает, что наилучшее качество полированик
объектов из титановых сплавов достигается при использовании элек¬
тролита следующего состава, мл [35]:Условия полирования: напряжение 20—30 В, температура не вы¬
ше —30° С (электролит охлаждают сухим льдом или жидким азо¬
том).Метанол .300175/г-бутиловый спирт	Хлорная кислота (у=1,56-^-
-М,60 г/см3)	3047
Материал катода — нержавеющая сталь. Нанлучшнй материал
для изготовления пинцетов — листовой тантал, толщиной ~ 1 мм.
Можно использовать также пинцеты из нержавеющей стали, но в
этом случае происходит постепенное загрязнение электролита.Обязательным условием качественного полирования является
предварительное промораживание пиппета с образцом, температура
которого не должна отличаться от температуры электролита. Полиро-
вапне заканчивают после появлення отверстия (ряда отверстий).Приготовленные фольги просматривают в бинокулярном микро¬
скопе при увеличении до 50, при этом поверхность фольги должна
быть чистой от окненых пленок.Преимуществами указанного электролита являются его универ¬
сальность, т. е. возможность полирования фольг практически из всех
титановых сплавов, а также отсутствие побочных эффектов (предот¬
вращение спонтанных превращений, образования гидридов и т. д.).Анализ микродифракционных картинПри решении всех указанных выше задач методом ДЭМ
необходимым и важным этапом является расшифровка
микродифракционных картин. Для сложнолегированных
промышленных титановых сплавов, являющихся много¬
фазными системами, эта задача значительно усложня¬
ется.Основные факторы, затрудняющие анализ микро-
электронограмм от многофазных титановых сплавов:
присутствие нескольких ориентировок выделяющихся
а- и to-фаз, соответствующих различным вариантам
ориентационного соотношения (ОС) Бюргерса (в общем
случае—12) и Багаряцкого (в общем случае — 4);
наличие двойипковых ориентировок а-фазы;
высокая интенсивность дважды (и многократно) от¬
раженных пучков (экстра—пятен), сравнимая с основ¬
ными отражениями;возможная неоднозначность темпопольной идентифи¬
кации рефлексов от таких структур и т. д.Практически единственно возможный способ рас¬
шифровки и правильной интерпретации таких дифрак¬
ционных картпп — сравнение экспериментальных и тео¬
ретических электронограмм. Под теоретической (расчет¬
ной) электронограммой понимают совместное сечение
обратных решеток присутствующих фаз при всех их воз¬
можных ориентировках.Построение расчетных электронограмм можно неза¬
висимо проводить с помощью модели обратных решеток,
матриц соответствия и стереографических проекций [34].
Однако практический опыт расчетов показывает, что4*#
для исчерпывающего анализа дифракционных картин
необходимо иметь полный набор и матричных уравне¬
ний, и совмещенных стереографических проекций крис¬
таллографических плоскостей и направлений.В настоящем разделе кратко рассматривается раз¬
работанный авторами кристаллографический аппарат,
включающий матрицы ориентационного и размерного
соответствия (МС) и совмещенные стереографические
проекции (СП) плоскостей и направлений для p-иї- и
Р—*чо-превращений, а также для двойниковапия а-фазы
по плоскостям типа {101}*.Эти методические разработки были выполнены в свя¬
зи с тем, что после различных режимов термической об¬
работки в титановых сплавах наряду с матричной Р-фа-
зой возможно присутствие a-фазы, м-фазы, а также
двойников превращения в a-кристаллах но плоскостям
{101}. Имеются сведения о возможном присутствии дру¬
гих фаз.Чтобы опровергнуть или нодтвердитьнрисутствие ука¬
занных фаз, необходимо на получаемых дифракционных
картинах идентифицировать рефлексы, принадлежащие
a-фазе (двойиикованной и не двойникованной), ш-фазе
и связанные с двойной дифракцией. Если при этом на
электронограммах остаются «лишние* рефлексы, то их
идентификацию можно провести известными стандарт¬
ными методами [32, 34].Построение расчетных электронограмм для двухфаз¬
ных структур а+р. Известно, что перестройка решеток
о. ц. к. (р)-*-г. п. (а) происходит таким образом, что со¬
храняется параллельность плотноупаковаппых плоско¬
стей и одного из плотноупакованных направлений в этих
плоскостях. Для титановых сплавов р->а-превращение
протекает в соответствии с ОС Бюргерса [6]:{110}р и {001>а; <111>р п <100 >**.	(1)Отсюда следует, что возможны двенадцать конкрет¬
ных вариантов этого ОС, каждый из которых в общем
случае дает па электронограмме с данной ориентировкой
p-фазы свою сетку рефлексов.*	Солсе подробно сущность метода изложена п работах [32—34].** Здесь и далее для обозначения плоскостей и направлений в
г. п. решетке использована трехиндексная система Миллера.4-26449
Для построения теоретических электронограмм —
совместных сечений обратных решеток (ОР) о. ц. к. мат¬
рицы (p-фаза) и г. п. выделений (а-фаза) —необходимо:а)	определить оси зон кристаллов a-фазы, которые
могут быть параллельны данной оси зоны кристалла
p-фазы, что дает тип сеток рефлексов от двух фаз, одно¬
временно присутствующих на электронограмме;б)	определить взаимно параллельные плоскости в
двух сопрягающихся решетках, принадлежащие зоне
p-кристалла и каждой найденной зоне а-кристалла.Для нахождения индексов взаимно параллельных
плоскостей (или направлений) в двух кристаллах необ¬
ходимо воспользоваться матричными уравнениями, эле¬
ментами которых служат координаты осевых векторов
одной решетки в координатной системе другой решетки
или совмещенными стереографическими проекциями.Построение расчетных электронограмм, с помощью
матриц соответствия (МС). Для каждого из 12 вариан¬
тов ОС можно определить по две МС, а затем каждое
данное узловое сечение обратной решетки о. ц. к. фазы
совместить с сечениями ОР гексагональной фазы, отве¬
чающими всем 12 возможным ее ориентировкам. Срав¬
нивая экспериментально полученную электронограмму
с рассчитанными теоретически, можно определить, ка¬
кой (или какие) из вариантов ОС реализованы в дан¬
ном случае.Однако можно построить теоретические совместные
сечения ОР и проанализировать любую эксперименталь¬
ную электронограмму с помощью только одной пары
матричных уравнений, связывающих индексы парал¬
лельных плоскостей и направлений для одного конкрет¬
ного варианта ОС обеих фаз 1. Сечения ОР гексагональ¬
ной фазы остальных 11 вариантов ориентировок можно
получить, подставляя в те же уравнения индексы еще
11 кристаллографически эквивалентных плоскостей и
направлений в о. ц. к. решетке. Это означает замену од¬
ного общего сечения тринадцати ОР (одного о.ц. к. кри¬
сталла и двенадцати г. п. кристаллов) 12 кристаллогра¬
фически идентичными для о. ц. к. кристалла (но не для
г. п. кристалла) сечениями двух ОР (о. ц. к. и г. п.).1 В рассматриваемом случае использование двух вместо 24 мат¬
ричних уравнений существенно упрощает расчеты потому, что эле¬
менты матриц нецелочис.ченные50
В матричном уравнениии 'Шд Шрll 'V■=па пь псVWIIJPa Pb Pe¬_w(2)элементы матрицы mit пі, pi— координаты осевых век¬
торов а, b и с решетки I в координатной системе решет¬
ки II.	лНаправления с одними и теми же индексами в атом¬
ной и обратной гексагональных решетках не параллель¬
ны, и для нахождения взаимно параллельных направле¬
ний и плоскостей о. ц. к. и г. и. решеток необходимо полу¬
чить следующие матричные соотношения:- Ml4:1* =м,Г“Г;ц L14* Jo.uk L^Jr.u*) =U-4 (£) - її Г = Г ;W Г.П	V / О.Ц.Н L^Jr.n	L^Jo.n.K:]w Jr.nи -HJo.U.K“1 :
w Jo-ц.кfl •
LHr.n(3)(4)(5)(6)1Матрицы [Л] и [Л_|] описывают параллельность
плоскостей в прямых о. ц. к. и г. п. решетках или направ¬
лений в ОР, а [Лт] и [Л-т] — параллельность направле¬
ний в прямых решетках о. ц. к. и г. п. Матрицы [Лт] и
Л~т] могут быть получены транспонированием [Л] и
Л-1] соответственно, что является следствием преобра¬
зования осевых векторов в прямом и обратном прост*»
ранстве.В результате определения элементов матриц ш<, щ,
Pi по методике [361, подстановки значений периодов,ре-О	О	О 'шетки титана (а&=3,28 А, аа=2,95 А, ба=4,68 А) и
применения операции транспонирования п числовом ви¬
де получаем:Ml 1-0,39 0,39 1,15'"uу - 0,52 -0,52 1,04V; (7)Ja L 0,50 0,50 0-w.p51
I )a L 1,11 1,01 0Изменение периодов решетки p- и a-фаз при уровне
легирования промышленных титановых сплавов не меня¬
ет нрннциниалыю вида расчетных сечений ОР.Для построения расчетных электронограмм с задан¬
ной осью зоны о. ц. к. используют матрицы [Л] и [Лт].
Для решения обратной задачи, т. е. нахождения различ¬
ных сечений обратной решетки о. ц. к. фазы нри задан¬
ной оси зоны г. п. решетки, служат матрицы [Л-1] и
[А-*].Построение расчетных электронограмм с заданной
осью зоны [ииьу]о.ц.к с помощью МС предусматривает
следующие операции:а)	определение осей зон [иоа»]г.п, параллельных опре¬
деленной заданной осп зоны [иуш]0.ц.к;б)	построение сечений обратной решетки г. п. фазы с
найденными осями зон [міш]г.п;в)	совмещение построенных сечений обратной решет¬
ки г. и. фазы с сечением обратной решетки о. ц. к. фазы
с заданной осью зоны [ииц>]0.ц.к-Построение расчетных электронограмм с помощью
совмещенных стереографических проекций (СП). При¬
менение совмещенных СП позволяет осуществить по¬
строение расчетных электронограмм графическим спосо¬
бом. Для этого в соответствии с ОС (1) были построены
совмещенные СП для плоскостей кубической и гексаго¬
нальной решеток [36, 37].Построение расчетных электронограмм для опреде¬
ленной заданной оси зоны [миш]р с помощью совмещен¬
ных СП заключается в следующем:находят на совмещенной СП для плоскостей полюс
плоскости о. ц. к. решетки [waa>]p, для которой должна
быть построена расчетная электронограмма;выбирают на следе плоскости (hkl)р два полюса гек¬
сагональной решетки и но их векторному произведению52
определяют индексы оси зоны [uvw] гексагональной
фазы, которой принадлежат эти плоскости;измеряют на совмещенной СП с помощью сетки
Вульфа угол между двумя выбранными полюсами и,
зная соответствующие межплоскостные расстояния,
строят сечение ОР гексагональной фазы;с помощью сетки Вульфа определяют угол между по¬
люсами о. ц. к. п г. п. решетки на следе плоскости (hkl)р
и совмещают сетку* ОР для (hklс построенным сече¬
нием ОР гексагональной фазы.Для нахождения всех возможных по ОС сечений ОР
гексагональной фазы, параллельных определенной плос¬
кости (hkl)^, необходимо все указанные операции вы¬
полнить для всех плоскостей ИЗ совокупности {hkl} р.Как уже отмечалось, оба приведенных выше метода
расчета теоретических электронограмм (с применением
МС и совмещенных СП) являются независимыми, и с по¬
мощью каждого из них можно выполнить все операции
построения совместных ссчепий ОР присутствующих
фаз. Однако па практике часто бывает удобно (что важ¬
но также для взаимной проверки) на различных этапах
построения переходить от одного метода к другому. Так,
с помощью матриц достаточно просто определяются оси
зон гексагональной фазы, параллельные заданному на¬
правлению [uvw) , но при отклонении целочисленных
индексов осей зон г. п. фазы от [uvw]^ (хотя и в преде¬
лах обычно допускаемого отклонения до 10°) нахожде¬
ние координат векторов г* п с помощью МС более трудо¬
емко, чем с помощью совмещенных СП.Вместе с тем пользование только совмещенными СП
ограничено вследствие недостаточного количества нане¬
сенных на проекции полюсов. Следует также иметь в ви-,
ду, что для плоскостей общего типа на СП имеются 24
полюса, а не 48; поэтому при необходимости нужно про¬
вести необходимые операции для переноса проекции в
другую полусферу.Построение расчетных электронограмм для двухфаз¬
ных структур р+ю- При фазовом превращении р-ко со¬
блюдается ориентационное соотношение Багаряцкого
[6]:{1Н}р II {001>ш ; <110>р II <100>и.(П)53
•с ** —•сОиОXSоSя<нXыXй,о> °< эа	*х	?4	tиз	5* 5н *54Ои1<N<N	1CSіоcs—11CScscsоX—csClСі1-1111_CSс*&cs——.csо—и11CN—<111їй1	I1	1(1*XXи3овноОоVоиоXXоSoя<нвиX&ОоX5
<
н
X
<
X
Си
<
00
к
Ї
dQ6
3
нUJтCJXX03нинDJвонооVIой.окXXЕГ<X«3н*XX&иоСОо"1ГЭо"Г—CSCSICN—“1—T<NОCS1csCS11	TCS_JCS1lCSо_JюоСОо*|_соcs,©|8 г« СTcs-csCN1cs1-cs1COоII313
1	a3
	)
СЧ СЧ —© СЧ —сч о —юо*СЧ сч счс— — <Nсоо*Г 1СЧ С —
сч сч —IО СЧ —сч сч сч— СЧ —38<—>со=©Г— 1 1 ,
О СЧ —сч о —Iсч сч —I—Iюо«со сч сч
сч о счIJсч — сч—	— счI—	сч счII	Iз л 3—	сч	счІ	ісч	сч	оо	сч	сч8—	—« сч—	— счIJсч о счсч сч dі	іSо*іЛсГ35о*mо*а о Эгз ь Э
L—..1 , Jз ь а55
Легко видеть, что имеются четыре различных вари¬
анта этого ОС. Простые соотношения между периодамиприводят к сравнительно простым МС. В связи с этим
удобно иметь набор матричных равенств для каждого
из четырех вариантов ОС (табл. 9).Методика построения расчетных электронограмм для
структур (р+м) аналогична описанной для структур
(а+Р) и подробно изложена в [37].Построение расчетных электронограмм для двойни¬
ковых кристаллов а-фазы. Двойникование представляет
собой поворот основного кристалла на 180° относительно
нормали к плоскости двойннковання. Тем самым задает¬
ся ориентационное соотношение между основным и двой¬
никовыми кристаллами, и построение расчетных элек¬
тронограмм проводится, как и в случае ОС Бюргерса и
Багаряцкого, с помощью кристаллографического аппа¬
рата, включающего:а)	совмещенную СП плоскостей и совмещенную СП
направлений двойникованиого кристалла a-фазы титана
(т. е. сложного кристалла, состоящего из двух областей,
связанных между собой двойниковым соотношением);б)	матричные уравнения, выражающие ориентацион¬
ное и размерное соответствие между основным и двой¬
никовым кристаллами a-фазы для всех вариантов двой-
никования по плоскостям {101}.Если для описания ОС общего типа (1) и (11) тре¬
буется четыре матричных уравнения, например (3) —
(6), то для случая двойникования достаточно двух мат¬
ричных равенств:Матрицы тина [Д] описывают параллельность плос¬
костей в решетках основного кристалла н кристалла-
двойника, а матрицы типа [В]—параллельность соот¬
ветствующих направлений. Таким образом, для описа¬
ния двойникования по шести плоскостям двойникования
а-титана {101} необходимо определить шесть матриц
типа [Л] и их транспонировать. Матричные равенства
для каждого из шести вариантов двойникования приве¬
дены в табл. 10.решеток присутствующих фазО(Д)(166)56
со<иоXиочс3 о?X 8
< *г
й IоX -
XВсоев
I“
UнывнооиоUоSа.иссч<оUоXсоXнЕшX2 О< а=fS X
«ЬIокSвыST<Ел<X<нSн2<п<♦осоо<?<ниXfluж4*4}2<981)(961)(206)(216)3 5» Э1 <a a 3• 1a о 3I 13 Й 3Г	—1з с» 3ONlOt- ■*• ^Sioio1 1NN^J*
Ґ-» Is» Ю1 1
T*» t4» ^UJNlO1 1
Гч» ч*. TfКюю«во°“7ООО~ О О1 і іЇ7?0-10o~o o~-0,77 -
-0,23
0,46 -o-o0,77 -
0,54 -
-0,46 -CO t— COwsvООО— oo
1ООО—' О О1-1•с «ее ■00<©тг ю<о V
юо" о о*
1о о” о1N N
Г* NSS0-0о о —*0,54001,54-10,770,77t t1 •IIII*ое "**с *аео«•4оспсосмпсKtс'онсояз о аSNinООО£83fffat=s0*0 оI II	1з a 3I	1ra<N<N•с —• «с***-* «st —• -s; «ft? **■* .c ^CO CO
Tf юfoo-0,460-0,540-0,46-0,540,46-0,46-0,54CONWNo~ o~ o*1 1N f^0-000,54 -
-1,54 --0,77
-0,23 -
-0,77 --0,23 •
—0.77 -
—0,770,540-1,54 -— 1
0,77
—0,77 -соo~ o’ cT
1 1! «ос ***	«аг *«*87
Построение теоретической электронограммы от двой¬
никованного кристалла при заданной оси зоны основно¬
го кристалла и конкретной плоскости двойниковання,
аналогичного описанному ранее для структур р+а и
p-fo), подробно описано в [38].D качестве примера построения рассмотрим располо¬
жение узлов обратной решетки а-фазы в сечении (110)JJ
при реализации всех 12 вариантов ориентировок. Поль¬
зуясь матрицей [Лт], найдем из (7) направления
<uvw>a, параллельные 12 направлениям <110>р:!1Ю]Э II [<к>1]а!110]рЮОПаіГюір II [1Г0]в1Й0]Э[П0]в[10Т]р II [31 ПвП01)р[31 Пв[1011р II (362]аЙоТ]р[Зб2[а101 ljp II [311]аюТТ]в1зГГ)аlOlTlp II [362)вЮТіїр[362]аНезависимо строим сечения ОР а* с найденными
осями зон. Для взаимной ориентации этих сечений выби¬
раем по одному узлу в них и находим их координаты по
матрице [Л-1] в решетке р*. Например, узел 013а лежитв плоскости (362)* || (011 )р. Находим по матрице (8) его
координаты:-*TI2002-	• Рис. 14. Совместное сечение обрат-
''" О	_ ООО о 1W	иых решеток 0- н а-фаэ при реа-« х	х о	лизации всех 12 вариантов ориен-®	тацнонного соотношения Бюргерса;ось зоны 0-фазы [1101. Обозначе¬
ния: / — [110]р; 2— [001]а; Л —О	в	[ооТ]а: 4-[1Й)]а ■ [ПоЦй-л	» [зй]^ [зв2]а; б-ІЗвЗІа» [Зв2|а.7-ІЗП ]а в |311]а; 8— [311]а иV2 ж	оо2 * т [зтп_°.3° ■ 0*0° в	«с®е	оО-1 в-7 О-S ш-Ч а-5 д-5 »-7 о-в58
" 1*Г—0,390,520,5'* =0,39—0,520,5№ ]р1 >,151,0400	1* Г2.021*1	— 0,98 .
3 Ja Ll.04jaНаносим эти координаты на сетку узлов сечении (011)ц
г* г* =2,0 а*+1.0 6*+1,0 с* по направлениям [100]£ и[01 ItОказывается, что из 12 вариантов сечений [и v «>]*
пять вариантов дают совпадающие сетки.На рис. 14 приведено теоретическое сечение обрат¬
ных решеток а- и 0-фаз при ориентировке 0-фазы [110]
и реализации всех вариантов ОС Бюргерса для а-фазы.Примеры исследования структуры
титановых сплавов методом ДЭМИсследование структуры сплава ВТ22 при старении в
интервале 300—850° С. При температурах старения 300—
400° С в сплаве ВТ22 наблюдается равномерный мелко¬
дисперсный распад p-твердого раствора. Микроднфрак-
ционный анализ показывает, что в структуре присутст¬
вует смесь а-, р- и co-фаз. Так, на рис. 15, а приведена
экспериментальная микроэлектропограмма от участка
фольги с ориентировкой [ 113] р; а на рис. 15,6— постро¬
енная с помощью МС схема, на которой нанесены реф¬
лексы [ 113]р и все возможные но ОС Багаряцкого реф¬
лексы о-фазы. Сравнение экспериментальной и теорети¬
ческой электронограмм позволяет утверждать о наличии
выделений co-фазы, по меньшей мерс двух ориентировок.
Возможно, что в структуре присутствуют все четыре
ориентировки в соответствии с СО (13), но рефлексы
остальных двух ориентировок полностью совпадают с
рефлексами p-фазы. Размер и форму выделений можно
наблюдать на темнопольпом изображении в рефлексах
ы-фазы (рис. 15, в); видно, что частицы имеют округлуюОформу и размер их составляет 50—100 Л.После старения при более высоких температурах в
сплаве ВТ22 присутствуют только р- и a-фазы. При
этом наблюдаются все возможные в соответствии с ОС
(1) Бюргерса ориентировки « кристаллов. На рис. 16, о
представлена микроэлектропограмма ориентировки [100]
фазы. Сравнение ее с расчетной электронограммойm
(рис. 16,6) подтверждает наличие всех 12 возможных
ориентировок а-фазы.В сплаве ВТ22 при всех режимах старения выделения
a-фазы имеют форму пластин. Форма выделений может
быть определена следующим образом. Прямой метод —
это наблюдение за изменениями проекции а-кристалла
при его наклоне в электронном микроскопе с помощью
гониометрического столика. Однако для этого необходи¬
мо, чтобы микроскоп был снабжен гониометром, обеспе¬
чивающим поворот вокруг горизонтальной оси на угол
~90°. При отсутствии такого гониометрического сто¬
лика может быть применен описываемый ниже способ,
основанный на том, что в каждом p-зерне могут при¬
сутствовать 12 кристаллографических вариантов а-кри
сталлов с конкретной габитусной плоскостью типа {334}.Рис. 15. Структура сплава BT22 после
старения при 300 °С в течение (і ч:
а, б —- мнкроэлектронограмма, ось зо-
ны [П3]р и схема к ней; в — темно-
польное изображение в рефлексе «I»
ш-фазмЫ)
Следовательно, при получении темнопольных изображе¬
ний в рефлексах a-фазы должно наблюдаться в общем
случае 12 сечений a-кристаллов, расположенных под
разными углами к плоскости фольги, по форме которых
можно сделать заключение о форме выделений. На рис.
17 приведена серия темнопольных изображений кристал¬
лов a-фазы, выделившихся в одном р-зерпе, и схема,
показывающая под какими углами к плоскости фольги
располагаются a-кристаллы различной ориентировки.
Анализ электронномикроскопических изображений поз¬
воляет сделать вывод о пластинчатой форме выделений
а-фазы.Внутри а-кристалл5в наблюдается субструктура в
виде тонких пластин нескольких направлений. На рис.
18, а, 6 приведены электронные микрофотографии «-кри¬
сталлов с внутренними пластинами одного — трех на¬
правлений соответственно. Наличие такой субструктуры
в a-фазе характерно не только для сплава ВТ22, но и
для ряда других высокопрочных титановых сплавов. При
этом значительно усложняются микроэлектронограммы,
появляется большое число «лишних» по сравнению с
(Р+а)-структурой рефлексов. Наличие теоретических
электронограмм от р- и a-фаз с учетом 12 вариантов ОС
Бюргерса и двойниковых ориентировок a-фазы, возника¬
ющих при двойниковании по шести плоскостям {101}, а
также использование темнополыюго и следового анали¬
зов позволили полностью расшифровать эксперимен¬
тальные электронограммы и тем самым показать, что
тонкие пластины внутри a-кристаллов являются микро-
двойниками типа {101}.О020О 002V *°Фгч*^ л+X+QoifX,000
( 1яопОЪХ+X+®.002А•С*о•©оS^020VРис. 1G. Экспериментальная и расчетная микроэлектронограммы (а, б) сплава
11T22 в состаренном состоянии (ООО “С, 4 ч), иллюстрирующие наличие всех
вариантов ориентировок e-фаэы а соответствии с ориентационным соотноше¬
нием Бюргерса; ось зоны (Ю0]р
ТВ ■ фи® ,ШІМКМ7 мкмРис. 17. Электронные микрофотогра¬
фии. иллюстрирующие пересечение
кристаллов a-фазы в сплаве ВТ22 с
плоскостью фольги под различными
углами:а — микроэлектронограмма IllOlp; б —
стереографическая проекция, на кото¬
рой нанесены в соответствии с ОС
Бюргерса полюса осей зон (/— [110)р;2- |001]а; 3 - І00І ]а: ■/ - [зп|а; 5 -
[ЗП ]а; 6- (362]а), соответствующие
полюса габитусных плоскостей и их
следы; в, г. д—темнопольные изображе¬
ния соответственно в рефлексах ори¬
ентировок [0011а. 1311 lot и [3621а (1. 2,
3 на электронограмме)й*/-плоскости габитуса
ориентировка п-фазы62:ш 334 343 433 433
001 00І 311 ЗП 362
С дальнейшим повышением температуры старения
внутренняя структура а-кристаллбв упрощается. Так,
при температуре 850°С двойники внутри а-пластин не
наблюдаются (рис. 18, в).Исследование структуры сплава ВТ 22 после горячей
деформации. Было установлено, что при деформации
сплава ВТ22 в интервале температур 850—1050°С в
p-твердом растворе формируется полигональная струк¬
тура. При е^20% происходит образование узких длин¬
ных полигонов с разориентировкой ~ Г (рис. 19,а).
Следовой анализ позволяет определить, что субграницы
лежат в плоскостях {112^ и {110}, являющихся плоско¬
стями скольжения в о. ц. к. решетке.При є«204-30% внутри вытянутых субзерен за счет
скольжения по другим системам возникают поперечные63
дислокационные границы с малой разориентировкой
(рис. 19,6). С дальнейшим ростом деформации происхо¬
дит измельчение полигональной структуры и рост раз-
ориентировки на субграницах; форма полигонов при
этом становится более равноосной (рис. 19,в).Путем анализа СП с нанесенными на ней направле¬
ниями векторов разориентировки, создаваемых субгра¬
ницами, и полюсами нормалей к плоскостям этих суб¬
границ было показано, что они имеют смешанный ха¬
рактер, т. е. содержат и компоненту кручения, и ком¬
поненту наклона.Исследование процесса двойникования при дефор¬
мации сплава fi-III. Было установлено, что этот сплав
проявляет склонность к двойникованию при холодной
деформации. Двойники имеют вид прямолинейныхІМКМІМКНРис. 19. Структура сплава ВТ22 по¬
ело горячей деформации при 850 “С:а — є» 10%; б —е«20%; а — е»
«60%64
полос, по обе стороны которых располагаются
зоны с высокой плотностью дислокаций. Характерная
структура двойника приведена на рис. 20,а,б. Расшиф¬
ровка микродифракционной картины (рис. 20, в) и сле¬
довой анализ, которые представлены соответственно на
рис. 20, г, позволили определить тип плоскости двойни-
кования {332}.Изучение упорядочения в титановых сплавах. В ти¬
тановых сплавах, содержащих более 6% А1 (по массе)
при определенных режимах термической обработки, про-Рис. 20. Деформационные двойники в сплаве P-III после прокатки при ком-
натной температуре, е-5%:а светлопольное изображение; б — темнопольное изображение в рефлексе
матрицы «1»; в, г — микроэлектронограмма и соответствующая ей стереогра¬
фическая проекция5—264	. 65
Исходит упорядочение в a-твердом растворе с выделени¬
ем частиц аг-фазы на основе интерметаллида Ті3А1. При¬
менение метода ДЭМ позволяет выявить присутствие
частиц аг-фазы, а также определить их размер и распре¬
деление в а-пластинах. Так, в сплаве ВТ18 после старе¬
ния при 600° С в течение 100 ч выделяются частицы упо-Рис. 21. Выделения аг-фазы в образце сплава BTI8 после термической обра¬
ботки по режиму: 900 °С, 1 ч, воздух+000 °С, 100 ч:а — темнопольное изображение в сверхструктурном рефлексе (обозначенном
на мнкроэлектронограмме); б — мнкроэлектронограммаРис. 22. Домены в упорядоченной структуре образцов сплава на основе интер¬
металлида TijAl (12% по массе AI) после охлаждения на воздухе от 1200 °С:
а — темнопольное изображение в сверхструктурном рефлексе (обозначенном
на мнкроэлектронограмме); б — мнкроэлектронограмма66
ридоченной аг-фазы, размер которых составляет пример¬
но 100—200 А. Выявление частиц аг-фазы возможно
лишь путем анализа темнопольных изображений, полу¬
ченных в сверхструктурпых рефлексах (рис. 21).В сплавах на основе интерметаллида ТізАІ, содер¬
жащих не меиее 12% А1 (по массе), наблюдается об¬
разование доменной структуры. В этом случае для выяв¬
ления антифазных границ также необходимо примене¬
ние темнопольного анализа. На темнопольном изобра¬
жении, полученном в сверхструктурном рефлексе, видны
домены, форма и размеры которых различаются в зави¬
симости от их расположения в а-пластинах; у границ
пластин они имеют столб^тую форму, внутри — равно¬
осную (рис. 22).ФРАКТОГРАФИЯ1Среди физических методов изучения связи состава и
структуры титановых сплавов с их механическими и
служебными свойствами важное место отводится фрак-
тографии — исследованию поверхностей разрушения
(изломов). Наряду с их изучением важное значение име¬
ет также анализ строения трещин: их траектории, ко¬
личества, распределения и т. д. Анализ строения изло¬
мов титана и его сплавов применяется как составная
часть исследований, в основном, в следующих случаях:1)	при установлении связи строения поверхности
разрушения с механическими и служебными свойствами
[39, 40];2)	при установлении причин эксплуатационных раз¬
рушений [41, 42];3)	при контроле качества материала, в частности для
литейных сплавов и сварных образцов [43].При оценке связи свойств со структурой фрактогра-
фия позволяет выявить макро- и микромеханизм разру¬
шения, кинетику и микрокинетику процессов, природу
разрушения, феноменологические особенности и т. д.При выявлении причин эксплуатационного разруше¬
ния с помощью фрактографического анализа можно
установить:1)	характер и направление действия нагрузки, выз¬
вавшей разрушение;1 Автор раздела А. В. Мальков.
2)	причины разрушения: механическая перегрузка или
преждевременное разрушение под влиянием технологи¬
ческих или эксплуатационных факторов (водородная
хрупкость, солевая коррозия или коррозия под напря¬
жением, газопасыщенис или альфированные слои, струк¬
турные дефекты, снижающие сопротивление разруше¬
нию и т. д.).При контроле качества полуфабрикатов и изделий
анализ изломов позволяет оценить однородность струк¬
туры, выявить наличие дефектных зон и их местонахож¬
дение, определить природу дефектных зон и причины
их возникновения.Анализ изломов проводят, применяя большое число
методик [44, 45].Однако наиболее часто для фрактографичсских ис¬
следований титановых сплавов применяют четыре сле¬
дующих метода:1)	макроскопическую фрактографию— изучение из¬
ломов невооруженным глазом или при небольшом уве¬
личении (до 50);2)	микроскопическую фрактографию — изучение из¬
ломов с применением оптических устройств (увеличе¬
ние до 500);3)	электронную микрофрактогрнфию — изучение из¬
ломов с помощью просвечивающего электронного мик¬
роскопа методом реплик (увеличение до 100000) [45];4)	растровую электронную микрофрактографшо —
изучение изломов с помощью сканирующего электрон¬
ного микроскопа (увеличение до 40000) [47].Многообразие задач, которые могут быть поставлены
при изучении изломов, исключает возможность единого
подхода и единой методики исследований. Метод иссле¬
дований должен быть выбран с учетом поставленной за¬
дачи и характера изучаемого объекта.МакрофрактографияМакрофрактография является обязательной начальной
стадией любого фрактографического исследования.Макроскопическое исследование строения изломов
титановых сплавов позволяет достаточно надежно опре¬
делить:а)	характер разрушения (хрупкое или вязкое, транс-
нлн ннтеркристаллитное);68
б)	характер действия нагрузок (статические или цик¬
лические);в)	схему приложения нагрузок (растяжение, сжатие,
кручение, изгиб и т. д.);г)	некоторые количественные характеристики разру¬
шения.Для визуального рассмотрения изломов образец не подвергают
какой-либо предварительной обработке, леобходима лишь очистка
или промывка его для удаления грязи, пыли, постороннего налета.
Образцы очищают волосяными кисточками или щетинными щетками,
а промывают бензином, ацетоном, спиртом, мильными растворами,
дистиллированной водой и т. д. Изучение изломов при небольших
увеличениях проводят на бинокулярных стереоскопических микроско¬
пах, например МБС-2, установках типа ФМН-2, с помощью лупы н
других оптических устройств. Макроизломы или их участки могут
быть сфотографированы на фотопленку или фотопластинку на установ¬
ке ФМН-2 или с помощью специальных насадок. Полученные фото¬
графии могут служить предметом самостоятельного анализа.Первым этапом фрактографического анализа является визуаль¬
ный осмотр, который позволяет правильно выбрать начальное увели¬
чение. Исследование ведут при последовательном изменении увели¬
чения от меньшего к большему (рис. 23). Важным моментом исследо¬
вания является правильный выбор угла п интенсивности освещения
излома, с помощью которых наблюдаемую картину можно сделать
контрастнее и объемнее. Интересную информацию можно получить,
например, направляя поток света в направлении развития трещины.При анализе изломов титановых сплавов определяют форму из¬
лома, изменение геометрических размеров образца непосредственно
у поверхности разрушепия, цвет излома, его способность отражать
падающий свет, морфологию поверхности разрушения, расположение
отдельных участков излома по отношению к направлению действия
нагрузки, степень шероховатости излома, наличие специфических де¬
талей и т. д. Получив и проанализировав подобную информацию, ис¬
следователь может прежде всего классифицировать исследуемые из¬
ломы согласно существующей терминологии, которая подробно описа¬
на и работе [48], и далее качественно описать особенности
макроразрушения.Например, наличие значительной остаточной деформации, которая
сопровождается образованием сильного прогиба, шейхи или боковых
утяжек-скосов на образце или детали, свидетельствует о вязком раз¬
рушении. Отсутствие заметной остаточной пластической деформации
является характерным признаком хрупкого разрушения титановых
сплавов.Цвет может быть важной характеристикой излома и иллюстриро¬
вать специфичность условий разрушения, например, при повышенных
температурах, в условиях развития водородной хрупкости, в агрес¬
сивных средах и т. д. По способности отражать свет изломы могут
быть блестящими и матовыми. Чаще всего изломи титановых спла-
вов матовые. Такне изломы, как правило, транскристаллитные, они
часто имеют волокнистое строение. Наличие волокнистого излома не
всегда можно отождествлять для тнтановых сплавов с вязким раз¬
рушением, иногда при таком изломе характеристики пластичности и
пнзкостн у металла бывают довольно низкими.60
Рис. 23. Пример последовательных
фрактографических исследований раз¬
рушения титановых изделий:а — общий вид хрупкого разрушения;
б— макрофрактограмма зоны зарожде¬
ния хрупкого разрушения уменьшено
в два раза; в — микрофрактограмма
очага разрушения, видны неметалличе¬
ские включения, явившиеся очагом
хрупкого разрушения по механизму
скола (поверхность с речным узором),
X3000Рис. 24. Макроизлом сплава ОТ4 после
испытаний на замедленное хрупкое
разрушение по схеме статического кон¬
сольного изгиба:/ — усталостная трещина; II — зона
стабильного роста трещины; III — зо¬
на скачкео'бразного роста трещины;
IV — зона долома. Суммарная протя¬
женность зон II и Ш приравнивается
к *крит70
Блестящие изломы (следствие гладких плоских площадок на по¬
верхности разрушения) возникают в титановых сплавах в двух слу¬
чаях: при межзеренном разрушении и при транскристаллитном разру¬
шении по типу скола. И в том, и в другом случае вероятно действу¬
ют факторы, усиливающие склонность металла к хрупкому разруше¬
нию, особенно при крупнозернистой структуре.При макрофрактографическом анализе титановых сплавов воз¬
можны и некоторые количественные оценки, например определение
степени волокнистого излома, доли прямого излома, балльности зер¬
на металла при межзеренном разрушении и т. д. Количественные из¬
мерения проводят с помощью стереометрической металлографии и
планиметрического анализа [46].Макрофрактография может играть важную роль при оценке ха¬
рактеристик вязкости разрушения, особенно при определении крити¬
ческой длины трещины (рис. 24^ [39, 41].МикрофрактографияСветовая микрофрактография применительно к титано¬
вым сплавам особенно эффективна при исследовании
хрупких и полухрупких изломов с наличием больших
гладких фасеток, усталостных изломов, межзеренных
изломов. Цель подобных исследований — выявление
тонкого строения гладких площадок для установления
природы разрушения: в случае межзеренного излома —
изучение строения и состояния межзеренных поверхно¬
стей (наличие вторых фаз, прослоек, пленок и т. д.), в
случае усталостного излома — оценка строения устало¬
стных бороздок.Большую дополнительную информацию дает прове¬
дение микроструктурных исследований в зонах, примы¬
кающих к поверхности разрушения, которые проводят
при больших увеличениях.При исследовании в световом микроскопе изломы не подвергают
специальной подготовке. При анализе подызломных слоев шлифы
приготавливают в плоскости, перпендикулярной поверхности разру¬
шения, или под определенным углом к ней. Для шлифов такого типаг
иногда применяют глубокое травление для уничтожения металличе¬
ских пленок, «замазывающих» трещины в процессе полировки, осо¬
бенно в случае пластичных титановых сплавов. В тех случаях, когда
проводят количественный анализ или изучают морфологию дефектов
без выявления природы их образования, исследуют нетравленую по¬
верхность шлифа.Для устранения «заваливания» кромок шлифа перед его приго¬
товлением поверхность излома покрывают плотным и достаточно тол¬
стым слоем инородного вещества.. Наиболее эффективно применение
гальванических покрытии толщиной 20—40 мкм. Металл покрытия
подбирают таким образом, чтобы в процессе травления титана он
темнел и создавал при металлографическом исследовании определен¬
ный контраст.71
Основными приборами для микрофрактографнческого анализа
служат металлографические микроскопы МИМ-7, МИМ-8, МИМ-9 н
«Неофот-2», на которых можно производить регистрацию наблюда¬
емых картин на фотопленку или фотоиластинки.Мнкрофрактография позволяет делать и количест¬
венные оценки, например доли излома, занятого транс-
или иптеркристаллитными участками при смешанном
виде разрушения. Это позволяет судить об относитель¬
ной прочности межзеренного сцепления и сцепления по
плоскостям спайности в сплаве. Фасетки транскристал-
литного скола и межзеренные фасетки различают в этом
случае по различному внутреннему строению и наличию
на межзеренных участках тройных стыков зерен. В та¬
ких случаях излом рассматривают в световом микроско¬
пе, фокусируя попеременно отдельные фасетки без из¬
менения положения образца. Долю транскристаллитной
составляющей определяют как соотношение площадей,
занятых транскристаллитными фасетками, к общей пло¬
щади излома. Ошибка таких подсчетов определяется
главным образом правильностью интерпретации приро¬
ды фасеток.Электронная микрофрактографияЦель электроннофрактографических исследований ти¬
тановых сплавов — изучение закономерностей процессов
микроразрушения и влияния на эти процессы микро-и
субмикроструктуры. Под такими закономерностями под¬
разумевают выявление физической природы элементар¬
ных актов разрушения внутри элементов микрострук¬
туры при воздействии различных факторов и изучение
микрокинетики разрушения.Наиболее важным прикладным применением элект¬
ронной микрофрактографии является анализ природы
эксплуатационных разрушений [41, 42]. Электронная
фрактография титана и его сплавов позволяет оценить
роль, которую играют в процессе разрушения размер и
форма зерен, наличие вторых фаз и их морфология,
роль внутренних напряжений вокруг дисперсных частиц,
оценить прочность внутренних связей между матрицей
и дисперсными частицами, прочность на отрыв химиче¬
ских соединений [47, 50].Применение электронной фрактографии не исключа¬
ет световую фрактографию и визуальный осмотр изло¬
мов титановых сплавов, особенно на первых этапах ис¬72
следования. Электронную фрактографию следует рас¬
сматривать как эффективное дополйительное средство
получения информации о характере разрушения тита¬
новых сплавов в области размеров структурных состав-Оляющих примерно от 50 А до 50 мкм.При изучении строения изломов используют элект¬
ронные микроскопы двух видов — растровые и просве¬
чивающие.Растровая электронная микрофрактография (РЭМ).
Растровый электронный микроскоп позволяет непосред¬
ственно изучить поверхность (прямое исследование).
Такая методика обеспечивает анализ особенностей
строения различных зон излома, последовательное изу¬
чение процесса продвижения трещины от зон ее зарож¬
дения и стабильного роста до мгновенного разрушения.
Особенно эффективно применение растровой электрон¬
ной фрактографии в тех случаях, когда глубина фокуса
светового микроскопа слишком мала, а сложный геомет¬
рический рельеф исследуемой поверхности не позволяет
использовать метод реплик [47]. К достоинствам мето¬
да РЭМ следует отнести возможность многократного
использования одного и того же образца для анализа,
легкость изменепия увеличения в широком диапазоне,
возможность изучения контуров профиля излома, а так¬
же получения трехмерного электроннооптического отоб¬
ражения элементов структуры, выходящих на поверх¬
ность разрушения и выявляемых при травлении специ¬
ально подобранным реактивом.Растровые электронные микрофотографии лучше световых даже
при малых увеличениях (30—50) вследствие большой глубины фоку¬
са растровых микроскопов (примерно в 103 раз). Например, при уве¬
личении 500 глубина фокуса в РЭМ достигает 500 мкм; лаже при
увеличении 10000 она составляет 0,8 мкм.При подготовке образцов для исследования в растровом микро¬
скопе требуется соблюдение мер предосторожности, чтобы не по¬
вредить исследуемую поверхность. Доведение размеров образца до
требуемых осуществляют путем механической обработки, которую
желательно проводить без охлаждающей жидкости. Все загрязнения
должны быть тщательно удалены с образца, промывая и очищая его
поверхность мягкими кисточками. При этом следует учесть, что, про¬
мывая образец даже с умеренной скоростью течення жидкости, мож¬
но повредить исследуемую поверхность. Особое внимание необходи¬
мо обратить на возможное загрязнение образцов при проведении
предварительных исследований и на каждом этапе их приготовления
для исследования в электронпом микроскопе. Такие вещества, как
пластмасса, воск, пластилин, под действием электронного пучка будут73
нагреваться, испаряться и загрязнять колонну микроскопа. Поверх¬
ность образцов, изучаемых в растровом микроскопе, должна быть
свободна от загрязнения еще и потому, что неэлектропроводные окис¬
лы, ржавчина, жировые пятна и т. д. под электронным зондом заря¬
жаются и ярким свечением искажают изображение на экране при¬
бора. Перед исследованием рекомендуется проводить чистку образцов
в ультразвуковой нанне, заполненной чистым ацетономДля проведения микрофрактографических исследований применя¬
ются отечественные электронные микроскопы серии РЭМ, а также за¬
рубежные сканирующие микроскопы «Стереоскан», МИНИ—СЭМ,
«Квикскап» и др. Наблюдаемые изображения обычно фотографируют
на фотопленку.Во всех случаях поверхность образца целесообразно исследовать
при нескольких увеличениях, начиная с малых. При достаточно боль¬
шом увеличении, когда отчетливо выявляются мельчайшие детали из¬
лома, поле зрения может быть весьма небольшим. Так, при увеличе¬
нии 10000 площадь сканирования представляет квадрат со стороной
0,01 мм. Таким образом, положение и повторяемость отдельной ло¬
кальной особенности, наблюдаемой на поверхности образца, не мо¬
гут быть точно определены до тех пор, пока при соответствующем ма¬
лом увеличении не будет обследована достаточно большая площадь.Для изучения общей топографии излома удобно ориентировать
поверхность образца перпендикулярно к электронному зонду. Так
как изломы титановых сплавов, как правило, развитые, с наличием
острых выступов и впадин, отметим одну важную особенность ис¬
следования таких поверхностей. Все острые выступы и края на об¬
разце выглядят на экране более яркими, так как у каждого острия
возникает электрическое поле повышенной напряженности, облегчаю¬
щее эмиссию электронов.Иногда на микрофрактограммах можно наблюдать даже те
структурные элементы, которые очень трудно обнаружить при обыч¬
ном металлографическом исследовании, например гидриды титана в
Двухфазных (а + Р)-сплавах. На рис. 25 видно, что стенки некото¬
рых ячеек «декорированы» следами очень тонких гидридных выде¬
лений.Рнс. 25. Микрофрактограмма зоны
долома образца сплава BT6 с со¬
держанием водорода 0,050% (по
массе): участок межзеренного раз¬
рушения: на стыке трех зерен вид¬
ны выделения гндридной частицы,
Х80074
Вид излома титановых сплавов сильно зависит от типа структу¬
ры. В качестве примера на рис. 26 приведены микрофрактограммы
образцов сплава ВТЗ-1 после испытаний на растяжение. Изломы мел¬
козернистых образцов с глобулярной a-фазой имеют характерное
ямочное строение, свидетельствующее о вязком разрушении
(рис. 26, а). Для крупнозернистых образцов с тонкопластинчатой
структурой (6 = 1-ї-2 мкм) в изломе видны участки скола, который
проходит по отдельным колониям а-пластпн (рис. 26,6). В образцах
с крупнопластинчатой структурой (6^10 мкм) участки скола от¬
сутствуют и структура излома подобна наблюдаемой в мелкозернис¬
тых образцах (рис. 26, в).Так как поверхность разрушения титановых сплавов имеет слож¬
ный рельеф, понять его строение по одной плоской проекции не всег¬
да удается. В таких случаях используют стереоскопическую съемку,
т. е. фотографируют один и тот же участок поверхности дважды, из¬
меняя при этом угол наклона образца (на 6—12°). Одновременно рас¬
сматривая два снимка стереопары с помощью стереоскопа, получают
объемное изображение поверхности. Часто стереоскопия — единст¬
венный путь для правильной интерпретации микрофотографий разви¬
тых рельефов.Регулирование контраста изображения в растровом
микроскопе настолько эффективно, что позволяет полу¬
чать такие снимки, которые затем легко подвергаютсяРис. 26. Микрофрактограммы раз¬
рывных образцов сплава ВТЗ-1 с
разными типами структуры, Х1000:а — глобулярная структура,«5 мкм; б — пластинчатая струк¬
тура, я300 мкм, b = 1 мкм; а—то же, D0 — 300 мкм. Ь~10 мкм.РСнято на микроскопе «МИНИ—
СЭМ> (Н. М. Семенова)75
количественной оценке с помощью автоматического ана¬
лизатора «Кваитимет» [46], например, для определе¬
ния доли участков с тем или иным рельефом.Все шире на практике применяется метод количест¬
венной стереоскопической фрактографии [49], позво¬
ляющий регистрировать геометрические особенности
рельефа изломов по всем трем пространственным коор¬
динатам. Особенно эффективны эти исследования при¬
менительно к микрорельефу усталостных изломов. Суть
метода сводится к получению стереоскопических пар и
последующему их количественному анализу на преци¬
зионном стереокомпараторе, например, типа «Стеко-
метр».Разность высот между двумя точками объекта опре¬
деляют по формуле:ft « AP/(2Afsln0),где ДР — разность расстояний между двумя точками
объекта на двух изображениях стереопары;М — увеличение;0	— угол конвергенции (обычно <10°).С помощью метода РЭМ проводят также исследова¬
ния поверхностей, содержащих одновременно травленые
участки подизломных слоев и участки излома. Получен¬
ные данные позволяют с большой достоверностью су¬
дить о трансформации структурных элементов в объеме
сплава в специфические детали поверхности разруше¬
ния. Следует, однако, помнить, что металлографические
реактивы, приводящие в результате химических реак¬
ций к образованию выделений на поверхности образца
и обусловливающие изменение его отражательной спо¬
собности, непригодны при приготовлении поверхностей
для исследования в растровом микроскопе, так как про¬
дукты реакции могут искажать действительную картину.Важное практическое значение имеют комплексные
исследования, сочетающие, например, сканирующую
электронную фрактографию и энергодисперсионный
микрорентгепоспектральный анализ, что позволяет оп¬
ределить природу структурных составляющих на поверх¬
ности разрушения. Подобный метод анализа изломов
позволяет установить корреляцию между характеристи¬
ками разрушения и фазовым составом титановых сплавов.76
Электронная микроскопия на репликах (ЭМР)При электронной микроскопии на репликах изготовля¬
ют различными способами точно копирующие рельеф
поверхности разрушения отпечатки, прозрачные для
пучка электронов. Недостатком метода ЭМР следует
считать невозможность непосредственного наблюдения
поверхности разрушения. Однако у ЭМР есть и преиму¬
щество, которое состоит в высоком разрешении, значи¬
тельно превышающем разрешение растрового микро¬
скопа особенно при больших увеличениях.При фрактографнческих исследованиях титановых сплавов мето¬
дом реплик применяют полупрямые и косвенные методы исследова¬
ния. Для полунрямого исследования решшкн приготовляют так, чтобы
экстрагировать отдельные частицы второй фазы с поверхности изло¬
ма. Такие реплики позволяют изучать методами дифракции природу
частиц, способствующих локальному возникновению и развитию раз¬
рушения. Для успешного применения этого метода требуется тща¬
тельный подбор травнтеля при отделении реплики от поверхности из¬
лома, в процессе которого частицы второй фазы вытравливаются и
отделяются вместе с репликой, оставаясь «вкрапленными» в нее. Этот
метод дли титановых сплавов имеет весьма ограниченное применение
из-за методических трудностей.При косвенном методе исследования наиболее широкое распрост¬
ранение для титановых сплавов получили два способа: одноступенча¬
тый (прямые рспликн — чаще всего углеродные или целлюлозно-аце¬
татные) и двухступенчатый (репродуцированные реплики - пластик+
4-углерод, серебро + углерод н др.).Недостатками метода реплик является достаточно сложная тех¬
нология их получения и определенные трудности интерпретации полу¬
ченного в микроскопе изображения.Одноступенчатые реплики. Техника одноступенчатой репликации
на титане состоит из следующих этапов: 1) формирование тонкой
угольной пленки па изломе, 2) освобождение реплики путем химиче¬
ского или электрохимического воздействия на металл, 3) помещение
реплики на объектную сетку для просмотра в микроскопе.Прямая реплика дает наилучшую точность воспроизведения по¬
верхности разрушения с выявлением деталей структуры величинойО20—50 А и является единственным способом репликации образцов,
с очень развитой поверхностью. Однако этому методу присущи опре¬
деленные недостатки. Так, он может использоваться только однократ¬
но, вторичное исследование одного и тою же излома невозможно.
Кроме того, следует иметь в виду, что освобождение ренликн путем
подтравливаиия часто сопровождается ее разрушением, вызванным
газами, выделяемыми при взаимодействии образца с трапителем.Углерод наносят на изломы в вакууме распылением графитового
электрода в электрической дуге. Толщину слоя углерода контролиру¬
ют либо по времени наныления, либо по образцу-свидетелю, представ¬
ляющему собой стеклянную или пластмассовую пластину. По цвету
налета на этой пластине судят о толщине пленки, сформировавшей¬
ся на изломе. Иногда попытки получить сплошное покрытие поверх-77
ности угольной пленкой наталкиваются на трудности, связанные с
низкой прочностью пленки па неровностях и острых выступах образ¬
ца. Эти трудости удается преодолеть, располагая образец не прямо
под источником углерода, а несколько в стороне от него и применяя
при этом вращение образца в процессе напыления.Двухступенчатые реплики. Для исследования титановых сплавов
широкое применение получили пластикоугольные реплики (двухсту¬
пенчатый способ). В этом случае первый этап препарирования состо¬
ит в получении негативного изображения излома па пластике, в каче¬
стве которого чаще всего используют полистирол. Для этого пластик
размягчают нагреванием или нанесением растворителя, прижимают
к поверхности разрушения до затвердевания. Когда пластик застыва¬
ет, принимая со стороны контакта форму поверхности разрушения,
его механически отделяют от образца, и оценивают качество поверх¬
ности визуальным наблюдением в бинокулярном микроскопе. На по¬
верхность пластикового слепка наносят угольную пленку, как и при
одноступенчатом методе. Далее пластик с углеродной пленкой поме¬
щают в сосуд с растворителем; при этом пластик растворяется, а
угольная пленка отделяется и всплывает. Описанный метод позволяет
многократно получать отпечатки с одного и того же образца. Недо¬
статком метода является более низкая разрешающая способность,
чем при одноступенчатом методе, а также достаточно сложная тех¬
нология, предусматривающая большое число этапов препарирования.Оттенение. Важным преимуществом метода ЭМР является воз¬
можность применения искусственного оттенения в целях улучшения
контраста, особенно для поверхностей, имеющих слабо выраженный
рельеф. Реплики оттеняют парами металлов, обладающих высокой
рассеивающей способностью электронов, в вакууме под небольшими
углами к поверхности излома. Среди металлов, пригодных для отте¬
нения, наиболее широко применяются хром и серебро.В ходе изготовления реплик направление оттенения можно вы¬
брать так, чтобы оно совпадало с магистральным направлением раз¬
вития трещины, что достигается при определенном расположении об¬
разца в камере вакуумного поста. Следует помнить, что нанесение
на реплику оттеняющего слоя усиливает контраст, но уменьшает чув¬
ствительность метода, скрывая мелкие детали реплики. Если необхо¬
димо изучить подробно особенности поверхности в трех измерениях,
то снимают стереопары микрофрактограмм, которые затем изучают
с помощью стереоскопа.Качественный и количественный анализ. С помощью
метода ЭМР можно проводить качественный и количест¬
венный анализы. В свою очередь качественный анализ
может быть произвольным, прицельным и панорамным.
Целью качественного анализа является выявление ти¬
пичных деталей микрорельефа, присущих изучаемому
излому в том предположении, что изучаемая поверхность
однородна по своему строению. В этом случае реплику
разделяют на примерно равные кусочки, соответствующие
размерам объектной сетки, которые просматривают в мик¬
роскопе без определенной системы (произвольный ана¬
лиз). При прицельном методе анализа изучают детали73
Рис. 27. Макроизлом с указанием
зон для прицельного электронного
фрактографического анализа, Х3,5Рис. 28. Схемы получения зон локаль¬
ного напыления с использованием ме¬
таллической «маски»:а —макроизлом ударного образца; б—
излом с «маской», имеющей отверстия,
через которые углерод при напылении
попадает на заданные участки поверх¬
ности разрушения; в — макроизлом с
локальным напылением, Х4,579
микрорельефа со строго заданного участка излома.
Этот участок может быть зафиксирован относительно
какой-нибудь точки на образце, например от оси образ¬
ца или от надреза на образце (рис. 27). При односту¬
пенчатом методе прицельный анализ может быть осу¬
ществлен путем локального напыления. В этом случае
остальная часть излома должна быть защищена от по¬
падания углерода специальной металлической маской
(рис. 28). В такой маске может быть несколько отвер¬
стий, размер которых определяется диаметром объект¬
ной сетки.Панорамный анализ проводят с целью построения
фрактографических карт [51]. При панорамном наблю¬
дении на объектную сетку необходимых размеров поме¬
щают всю пленку, снятую с поверхности излома, с обя¬
зательным фиксированием ее ориентации. Затем из
полученного объекта вырубают и изучают в определен¬
ной последовательности кусочки сетки вместе с угольной
пленкой. После изучения типа рельефа, который преоб¬
ладает на каждой конкретной высечке, строят фракто-
графическую карту макроизлома (рис. 29). В случае по-
листирольно-угольного метода пластиковый микроотпе¬
чаток получают с помощью специального приспособле¬
ния, в котором давление на расплавленный полистирол
создается тарированной пружиной. Нагрев образца и
приспособления с порцией полистирола осуществляют в
электрической печи или сушильном шкафу. Полученный
отпечаток легко механически отделяется от поверхно¬
сти излома'.Успех исследований при двухступенчатой репликации
в значительной степени зависит от качества первичного
слепка, которое определяется степенью полноты воспро¬
изведения микрорельефа образца пластиком и степенью
сохранения этого рельефа при отделении пластика.
Примеры электронных микрофрактограмм, полученных
с применением полистиролыю-угольных реплик, пока¬
заны на рис. 30.Совершенство репродукции зависит от способности
пластика в процессе контакта заполнять микронеров¬
ности и существенно улучшается, если контакт осущест¬
вляется при достаточно высоком удельном давлении.
Сохранность репродукции при отделении во многом оп¬
ределяется соотношением между площадью контакта и
высотой отпечатка. Чем толще отпечаток, тем легче и80
качественнее осуществляется процесс его отделения.
Однако пластиковый отпечаток перед напылением уг¬
лерода и растворением желательно утонить спилива-
нием до 0,7—1 мм для ускорения процесса растворения.Достаточно часто двухступенчатая репликация при¬
носит в наблюдаемую картину ошибочные детали. От¬
метим три наиболее типичных дефекта: задир, вызван¬
ный смещениями пластика в процессе отделения (рис.
31,а); разрыв, вызванный искривлением, загибом, над-НадрезСеткаПленкаРис. 29. Схема построения фрактографнческой карты при панорамном иссле¬
довании излома ударного образца:а —схема разделения угольной пленки, помещенной на сетку-подложку и
ориентированной относительно надреза на образце, на зоны локального ана¬
лиза: б —схема панорамы рельефа, построенная на базе локального анализа
с указанием элементов микростроепня, преобладающих на данном участке
(дг — скол, у — ямки, г — квазискол)Рис. 30. Электронные фрактограммы, полученные методом двухступенчатых
полистирольно-угольных отпечатков, ХЗООО. Оттенение хромом:а — микрорельеф вязкого разрушения сплава OT4; б — микрорельеф хрупкого
разрушения сплава BT22. Большая стрелка показывает направление развития
трещины; маленькие стрелки обозначают характерные элементы рельефа6-26481
рывом угольной пленки, особенно на участках с «зазуб¬
ренной» поверхностью (рис. 31,6); загрязнения, вызван¬
ные неполным растворением пластика (рис. 31, б) или
попаданием на пленку инородных частиц (рис. 31,г).
Возможны и другие методические погрешности, которые
обобщены в ряде работ [47].При электронномикроскопическом анализе реплик
можно провести количественный анализ. Для этого не¬
обходимо выполнение двух условий: обязательное зна¬
ние места, откуда снята реплика (для возможности
воспроизведения результатов), и достаточно равномер-Рис. 31. Некоторые примеры дефектов, возникающих на репликах ири двух¬
ступенчатом способе препарирования:а — «задир»; б —«разрыв»; e — остаткн нераетворнвшегося пластика; г —
«пылинки» на угольной реплике. X300082
ное распределение изучаемого рельефа на анализируе¬
мом участке (для возможности применения методов
математической статистики). Пример эффективного при¬
менения количественной микрофрактографии приведен,
например, в работе [52].Статистическую оценку количества наблюдаемых
элементов микрорельефа производят следующим обра¬
зом. Для каждого образца просматривают необходимое
количество высечек (не менее трех). На каждой высеч¬
ке просматривают 25—30 ячеек. Затем подсчитывают
общее количество просмотренных ячеек объектной сет¬
ки и количество ячеек с тем или иным рельефом. Коли¬
чество случаев наблюдения указанных элементов мик¬
рорельефа относят к общему количеству просмотренных
ячеек объектной сетки. Более точные подсчеты произ¬
водят непосредственным измерением просмотренной пло¬
щади и площади, занятой анализируемым рельефом.
Площадь измеряют с помощью планшетки с координат¬
ной сеткой непосредственно на экране микроскопа.5.	РЕНТГЕНОСТРУКТУРНЫЙ АНАЛИЗ1Рентгеноструктурные методы исследования дают воз¬
можность изучить стабильные и ^етастабильные состоя¬
ния систем и глубже понять механизмы процессов, про¬
исходящих при различных воздействиях на металл,
связанных с производством титановых полуфабрикатов
и изделий. Поскольку титановые сплавы характеризуются
значительным разнообразием фазового состава, то наи¬
более распространенными методами, используемыми в
практике металловедения, являются методы фазового
анализа. Значительное место в рентгеноструктурном ана¬
лизе титановых сплавов занимают и методы исследова¬
ния параметров кристаллической решетки, которые, как,
правило, заметно изменяются при изменении содержа¬
ния легирующих элементов в твердом растворе.Рентгеноструктурный анализ применяют также для
изучения зональных напряжений в изделиях из титано¬
вых сплавов, исследования текстуры полуфабрикатов,
процессов рекристаллизации, упорядочения, искажений
кристаллической решетки и во многих других случаях.1 Автор раздела О. С. Коробов.6*83
Аппаратура для рентгеноструктурного анализа. По способу ре¬
гистрации рентгеновских лучей различают фотометод н метод иоци-
зационной регистрации.	,При работе методой фоторегистрации наиболее часто использу¬
ют рентгеновские установки УРС-1,0 (УРС-55 по старой классифика¬
ции), У PC-60 и выпускаемые в последнее время вместо них установки
УРС-2,0 [53]. Установки УРС 2,0 п отличие от предыдущих имеют по¬
вышенную мощность генератора (2 кВт) и снабжены устройством ав¬
томатической экспозиции. Эти установки работают в комплекте с ка¬
мерами, нз которых наиболее распространены камеры типа РКУ-114
и РКД, предназначенные в основном для целен фазового анализа, и
камеры тира КРОС, которые обычно применяют дли измерения пара¬
метров кристаллической решетки.Для работы методом ионизационной регистрации в настоящее
время выпускаются установки тина ДРОІ 1-2,0 и ДРОН-0,5: послед¬
няя является аналогом установки УРС-50ИМ и снабжена в отличие
от нес сцинтилляционным счетчиком [53].Наиболее универсальной является установка ДРОН-2,0. С ее по¬
мощью, используя различные приставки, можно изучать текстуры в
материале, проводить высоко- и низкотемпературную съемку. Этот
дифрактометр может быть снабжен также приставкой для фотоме¬
тода типа ПРФ-1, предназначенной для регистрации дифракционных
картин прв помощи рентгеновских камер различного типа. Установка
снабжена блоком автоматического управления, позволяющим прово¬
дить съемку в интервале углов ф=—90-Ь+ 164° с заданным шагом от0,01 до 1° при точности измерения углов дифракции ±0,005°. Интен¬
сивности дифрагированного излучения регистрируются электронпым
потенциометром, цифропечатающим устройством н могут быть выве¬
дены на перфоленту для дальнейшей обработки на электронных вы¬
числительных машинах. Максимальное напряжение на аноде рент¬
геновской трубки достигает 50 кВ при токе через трубку до 60 мА..Качественный и количественный анализ титановых
сплавов. По сравнению с анализом многих других ме¬
таллов и сплавов рентгеновский анализ титановых
сплавов имеет ряд особенностей, главными из которых
являются:сильное флюоресцентное излучение, которое возбуж¬
дается рентгеновскими лучами, падающими на образец
из титана и его сплавов;большое количество линий на рентгенограммах, по¬
лученных в стандартных излучениях;близость и совпадение линий различных фаз.Важное значение имеет также подготовка образцов
для исследования.В сплавах на основе титана в зависимости от хими¬
ческого состава и режимов термической обработки мо¬
гут образоваться твердые растворы на основе а- и 0-
модификаций титана, упорядоченные и метастабильные84
фазы н интерметаллиды. Низкотемпературная а-моди-
фикация титана имеет гексагональную плотноупако-Ованную решетку с параметрами а=2,95111 А и с=О=4,68433 Л. Высокотемпературная p-модификация име¬
ет объемноцснтрированную кубическую решетку с пара-Ометром а = 3,3065 А, измеренным при 900° С.В связи с тем что основные элементы, используемые
для легирования титановых сплавов, малорастворимы в
a-фазе, параметры ее кристаллической решетки, как
правило, близки к параметрам решетки а-титана. На
величину параметра решетки а-фазы существенно не
влияет и довольно высокое содержание в ней алюминия.
Это связано с тем, что атомные радиусы титана и алю¬
миния близки. Из основных легирующих элементов за¬
метно увеличивает параметры решетки а-фазы лишь
цирконий. Сильно увеличивают параметры решетки эле¬
менты внедрения — кислород, азот, углерод. В зависи¬
мости от содержания легирующих элементов в р-фазе
параметр ее кристаллической решетки а изменяется вОшироких пределах приблизительно от 3,216 до 3,286 Д.При закалке и отпуске титановых сплавов могут
образоваться '’также метастабильные мартенситные
фазы а', а" и о). Мартенситная фаза а' имеет ту же г. п.
решетку, что и a-фаза с близкими параметрами крис¬
таллической решетки. Рентгенографически а'- и а-фазы
практически неразличимы. Фаза а' отличается лишь
большим размытием интерференционных максимумов,
однако сильное размытие линий может наблюдаться
также при наклепе или поверхностном газонасыщении
а-фазы. Мартенситная фаза а" имеет орторомбическую
кристаллическую решетку с параметрами решетки, ле¬
жащими в пределах а=2,956-т-3,026 А, 6=4,970-г-О	О	Г4-5,110 А, c=4,65-M,67 А. Рентгенограммы а"-фазы
отличаются от рентгенограмм а-фазы расщеплением не¬
которых интерференционных линий (рис. 32), которое
возрастает с увеличением содержания легирующих эле¬
ментов [6]. Фаза со имеет искаженную гексагональнуюО	Орешетку с параметрами а=4,607 А, с = 2,821 А. На
рентгенограммах закаленных сплавов линии ш-фазы,
у которых #=А2+Л2+/2 (Л, Л, / — индексы кристалли¬
ческой плоскости) кратно трем, совпадают с линиями85
P-фазы. Для возникновения w-фазы необходимо, чтобы
электронная концентрация сплава была близка к
4,17 е/а, а параметры решетки р фазы, из которой по-Олучают (о-фазу, лежали в интервале а = 3,2554-3,260 А.При отпуске а- и а+р-сплавов с высоким содержа¬
нием алюминия в них появляется упорядоченная
аг-фаза, основанная на соединении ТІ3АІ.Фаза аг имеет кристаллическую решетку, близкую к
решетке a-фазы и отличающуюся от нее тем, что атомы
алюминия занимают в решетке не случайные, а вполне
определенные места (рис. 33). Параметры решетки
а2-фазы: асц=2ааи сл==са. Рентгенограммы а2-фазыJ	IіФаза аA J 1\с\СГ
Ґ
IIX1Фаза а"1 II I§ I
А /Ь I«• Сл _ * ? с**э &С5>«Spw Dpк- ГТ“> C\j/✓1 ,11, 11120	25	30	35Угол отражения в040Рис. 32. Схем.і н.імеїіеиня интенсивности и положения интерференционных
ліпшії афазы при ромбическом искажении г. н. решетки. Излучение Со— К аРис. 33. Кристаллическая решетка
аз-фпэм. плоскость (001)30	29Угол отражения 28, градРис. 34. Дифрактограмма сплава BTI8
после закалки с 900 °С (/) и последу¬
ющего старения при 000 °С в течение
100 ч (2)86
отличаются от рентгенограмм a-фазы появлением лиш¬
них «сверхструктурных» рефлексов (рис. 34). Так, в
интервале углов 20=29-7-30° возникает рефлекс (110)
а2-фазы, не совпадающий с рефлексами других, обычно
встречающихся в титановых сплавах, фаз.Фазовый анализ проводят на образцах, изготовленных из порош¬
ков или массивных кусков металла. При съемке фотометодом в ка¬
мерах РКУ и РКД используются образцы в виде стержней диамет¬
ром 0,5—0,7 мм и длиной 10—15 мм или шлифа размером 8ХІ0 мм
при высоте не более 25—30 мм. При съемке на дифрактометре наи¬
более удобно исследовать образцы в виде шлифов размером от 15Х
ХІ5 до 20X20 мм или диаметром от 15 до 25 мм. Подготовка к рент¬
геновскому анализу образца из массивного куска заключается в сле¬
дующем. Точением, фрезеровкой, шлифованием или путем вырезки на
электроискровом станке изготовляют образец нужного размера и
формы. Если образец подвергался термической обработке, то окислен¬
ный и газоиасыщенный слой удаляют с помощью механической обра¬
ботки и исследуемую поверхность выравнивают на наждачной бумаге.
При механической обработке должны быть приняты меры к охлажде¬
нию обрабатываемой поверхности, поскольку нагрев при такой об¬
работке может привести к изменению фазового состава исследуемого
образца. После механической обработки на поверхности образца воз¬
никает наклепанный слой глубиной 0,1—0,3 мм, наличие которого
приводит к размытию рентгеновских максимумов, а в отдельных слу¬
чаях, например, при обработке сплавов^ содержащих механически не¬
стабильную p-фазу, и к изменению фазового состава на поверхности
образца. Так как при рентгеновском анализе исследуются поверхност¬
ные слои (толщина слоя половинного поглощения для титана и его
сплавов составляет 5—10 мкм), анализ, проведенный на наклепан¬
ном материале, может дать ошибочные результаты. Это в значитель¬
ной мере относится к упорядочивающимся сплавам, поскольку дефор¬
мация приводит к уменьшению степени порядка или даже к полпому
разупорядоченню. В связи с вышесказанным механически наклепан¬
ный слой также должен быть удален. Эту операцию осуществляют с
помощью химического травлепия, которое проводится в охлаждаемой
смеси кислот, состоящей из 1 ч. (объемп.) HF (40%-ный раствор) и
3 ч. (объемн.) HNOs (плотность 1,4).Травление проводят, не допуская его «закипання», т. е. бурного
выделения пузырьков водорода, так как выделяющийся при этом во¬
дород легко растворяется в титановом образце или образует на его
поверхности гидриды или гидроксиды. Многие линии гидридов прак¬
тически совпадают с линиями основных фаз в титановых сплавах и
их присутствие на рентгенограммах значительно затрудняет фазовый
анализ исследуемых образцов.Фазовый анализ порошков осуществляют после электролитическо¬
го выделения отдельных фаз [54] или на напиленных порошках. При
напиловке хрупкие фракции попадают в основном в мелкую фрак¬
цию, а пластичные — в крупную. После напиловки стальной порошок,
попадающий в напиленную фракцию из наппловочпого полотна или
напилышка, должен быть удален с помощью магнита. После этой опе¬
рации необходимо проводить рентгеновскую съемку обеих фракций.67
От выбора излучения, используемого при съемке за¬
висят такие факторы, как интенсивность флюоресцент¬
ного излучения, контрастность отражений, расстояние
между линиями и общее число линий на рентгено¬
грамме.Наиболее четкие рентгенограммы получают, если
элемент анода рентгеновской трубки имеет такой же
атомный номер, как и исследуемый материал, или на
номер больше него. Поэтому наиболее четкие рентгено¬
граммы титановых сплавов получают в излучении тита¬
на или ванадия.В табл% 11 приведены длины волн излучений, исполь¬
зуемых при рентгеновском анализе титановых сплавов.ТАБЛИЦА 11ДЛИНЫ ВОЛН РЕНТГЕНОВСКОГО ИЗЛУЧЕНИЯЭлементПорядко¬
вый номер
элементаоДлина волны, АК“срч\Ті222,750852,752072,748412,51381V232,506022,507292,503482,28434Со271,79021,792791.788901,62073N1281,65911,66558I,657831,50008Си291,54181,544341,540501,39217Для исследования сплавов с неизвестными или редко
встречающимися фазами съемку проводят в излучениях
меди, никеля или кобальта для того, чтобы получить
значительное количество линий данной фазы на рентге¬
нограмме. Поскольку из них кобальтовое излучение да¬
ет лучшее разделение близлежащих отражений, его при¬
менение наиболее целесообразно.Длинноволновое излучение (V, Ті) применяют, ког¬
да необходимо четко разделить близколежащие линии,
а также при анализе многофазных сплавов с хорошо из¬
вестными фазами.Съемку рентгенограмм следует проводить в моно-
хроматизированном излучении, что позволяет избавить¬
ся от линий, получаемых в Кр-излучении. При фото¬
съемке для этого используют фильтры, устанавливае-88
ТАБЛИЦА 12МАТЕРИАЛЫ ФИЛЬТРОВ ДЛЯ /Са-НЗЛУЧЕЫИЯ (55)
И РЕКОМЕНДУЕМАЯ ТОЛЩИНА ФИЛЬТРОВАводМатериалфильтраТолщина
фильтра, мкмСтепень ослаб¬
лення,
кратVТі10,718СоFe8,812NiСо8,412,5СиNi9.310,5мые на коллиматорах камер. Материалы и толщина
используемых фильтров приведены в табл. 12.При дифрактометрической съемке монохроматизацию
излучения проводят с помощью кристаллов-монохрома¬
торов. При этом предпочтительно использование кри¬
сталлов-монохроматоров, изготовленных из пирографита,
имеющего наибольшую светосилу среди кристаллов, вы¬
пускаемых промышленностью.Кристалл-монохроматор должен быть установлен
перед счетчиком, тогда он одновременно исполняет
функции фильтра, отрезающего флюоресцентный фон,
интенсивность которого у титановых сплавов весьма
значительна.При съемке фотометодом для уменьшения флюорес¬
центного фона в качестве фильтра используют рентге¬
новскую пленку. При этом в камеру одновременно заря¬
жают две пленки, из которых функцию фильтра выпол¬
няет та, которая ближе расположена к образцу.Качественный фазовый анализ основан на том, что
каждая фаза, существующая в сплаве, дает на рентгено¬
грамме свою серию линий, которая характеризуется уг¬
лами отражений линий и их интенсивностью. Методика
расшифровки рентгенограмм подробно описана в различ-г
ных пособиях по технике рентгеноструктурного анализа
[56—58]. При расшифровке рентгенограмм можно
сравнивать с табличными как брегговские углы, так и
межплоскостные расстояния.Чувствительность метода рентгеновского анализа
довольно высока и позволяет выявить присутствие ос¬
новных фаз при содержании их в сплавах титана более
1—3%. Она зависит не только от количества фазы, при¬
сутствующей в сплаве, но и от ее размеров и состояния.
ТАБЛИЦА ІЗМЕЖПЛОСКОСТНЫЕ РАССТОЯНИЯ, ИНТЕНСИВНОСТИ
И УГЛЫ ОТРАЖЕНИЯ ДЛЯ а-ТИТАНА(решетка г. п. а=2,950 А, с=4,686 А)НомерлинийШ/Оrf. АеСи°NI®Соev®Т11100С.2,558^ЗГ18°55'20°29'29°19'32°31'2002С.2,341m2'20°44'22*27'32°18'35°56'31010. С.2,24420°04'2Г41'23=29'33с54'37°46'4102Ср.1,72926с30'2842'31°13'46°29'52°4б'5110Ср.1,47531°29'34°12'37°20'58°04'68°42'6103Ср.1,32635°20'38с29'42°11'70°01'—7200О. с.1,275ЗГ08'40°31'44=30'78°49'8112Ср.1,24438°09'41°40'45°50'	—9201Ср.1,22838°39'42=14'46=30'	—10004О. сл.1,16341с09'45°04'49=49'	—11202О. сл.1,11943=21'47=38'52=52'	—12104О. сл.1,05946° 19'51°05'57=06'——13203О. сл.0,98751°07'56°54'64=41'		—.14210Сл.0,96852°34'58°43'67=14'	—15211Сл.0,94554=32'61°73'71°02'	—16114Сл.0,9185Г05'64°38'77’’08'	—17212О. сл.0,89759°38'68°13'—	—18105О. сл.0,88161°07'70°27'———19204О. сл.0,86563°08'73=45'—		—20300О. сл.0,85264°47'76°49'—	—21213Сл.0,82269°44'——	—22302Сл.0,80174°12'——	—23006Сл.0,78180°4Г1“ТАБЛИЦА нМЕЖПЛОСКОСТНЫЕ РАССТОЯНИЯ, ИНТЕНСИВНОСТИ
И УГЛЫ ОТРАЖЕНИЯ ДЛЯ Ог-ФАЗЫО	О(решетка г. п. а=5,77 А, с = 4,6 А)№ пп.Ш1оd. А®Сч®NIвСо1*100Сл.5,00668°5Г9°25'10°10'2*101Сл.3,398413°06'И’ОГ15°16'3*110Сл.2,891415°27'16°40'Ів^Г4200С.2,503417°55'19°16'20Г56'5002С.2,305519°26'21°04'22°50'6201О. сл2,192520°28'22“13'24°05'7*102О. сл2,101621°30'23°14'25°11'8*211О. сл1,752126°05'28°14'30°42'90
Продолжение табл. 14пл.ш/оd, Л3Оо°NI®Со9202Ср.1,699526°57'29°11'31“45'10*103О. сл. л1,424730°31'34=13'37°21'11220Ср.1,144332°14'35=02'38°16'12*3025о1.354134°40'37°45'41°2Г13203Ср.1.313335°54'39°08'42°56'14*400Сл.1,2x33ЗГ55'• 41°24'45с32'15222Ср.1,226138с55'42°32'46°51'16401Ср.1,208939°35'43° 11'47°43'17004О. сл1,157241°44'45°45'50°37'18402О. сл1,098944°30'48°52'54°29'19204О. сл1,047247°21'52=20'58с40'20403Сл.0,973552=18'58=22'66 45'21420'О. сл0,962554n 12'fi0°41'70 22'22421Ср.0,949756°09'63=28'74“54'23224Ср.0,904158е19'65°04'81°37'24422Сл.0,884160с36'69°39'25205Ср.0,868662°28'72°37'	26404Сл.0,862463°16'73°59'—27*503О. сл0,838167° 19'83°11'	28600Сі.0,831767°50'85й16'	29*215О. сл0,821169^44'	.«—30423С.0,815370г52'		31602С.0,785578°42'		32006Ср.0,771586°32'		* Свсрхструктурныс ЛН11НН.ТАБЛИЦА 15МЕЖПЛОСКОСТНЫЕ РАССТОЯНИЯ ИНТЕНСИВНОСТИ ЛИНИЯ
И УГЛЫ ОТРАЖЕНИЯ ДЛЯ а"-ФАЗЫ(ромбическая решетка а=3,022, &=4,964, с=4,665 А)Номерлвнииш/оd, А°Си®NI°Со0у&Г11110Сл.2,57917°24'18°46'20°19'29*04'32°13'2020Сл.2,48218°06'19°32'21°09'30°19'33°39'3002Ср.2,33319^18'20°50'22°34'32=28'36°06'4111С.2,25520°00'2Г36'23°24'33с43'37°34'5021С.2,19220°36'22°14'24°06'34°51'38“51'6112Сл.1,73426=24'28°35'31°05'46°14'52с27'7022Ср.1,70526С54'29°15'31°41'47°18'53°4Г>'91
Продолжение табл. 15HovepлинияШ/оd. АdCu®Nl°Сову&TI8200Ср.1,51130°42'33°19'36°2Г56°01'65°32'9130Ср.1,45532°00'34?46'37°58'59°24'70°53'10131О. сл1,38633°48'36°46'40°14'64°38'82 J43'и113С.1,33435°18'38°27'42°09'69*50'—12023Сл.1,33135с24'38°33'42°16'70’13'—13220Сл.1,29336°36'39е54'43°48'751’34'—14202С.1,267ЗГЗО'40=55'44°58'81°27'—15221С.1,24238°24'41°56'46°09'——16132С1,23938°30'42°03'4647'——17041Сл.1,20539е 48'43°32'48°00'—18004Ср.1,16641с24'45°22'50°09'——19222Ср.1,13143°00'47°13'52°21'При размерах частиц фазы менее 500 А, а также при
больших искажениях решетки интерференционные ли¬
нии сильно размываются, их максимальная интенсивность
падает и они становятся трудно различимыми на рент¬
генограммах.Во многих случаях, когда заранее известно, что ни¬
каких фаз, кроме стандартных, в сплаве не встречается,
съемку лучше проводить на дифрактометре, записываяТАБЛИЦА 16МЕЖПЛОСКОСТНЫЕ РАССТОЯНИЯ. ИНТЕНСИВНОСТИ
И УГЛЫ ОТРАЖЕНИЯ ДЛЯ 0-ФАЗЫО(решетка о. ц. к., а=3,283 А)НомерЛІШННШIОd, А®Сн®NIвОовувТІ1110О. с2,32219°23'20°55'22°40'32°38'36°18'2200ср-1,64227°59'ЗО’гО'33°0Г49°41'56°50'3211С.1,34035°05'38°12'41°51'69°03'—4220Ср.1,16141°34'45°34'50°24'——5310с.1,03848с24'52°58'59‘29'——6222Сл.0,94854 ”22'60°59'70°41'——7321с.0,0786Г23'70°51'——.—8400О. сл0,82164°47'			.—92
ТАБЛИЦА 17МЕЖПЛОСКОСТНЫЕ РАССТОЯНИЯ. ИНТЕНСИВНОСТИ линия
И УГЛЫ ОТРАЖЕНИЯ ДЛЯ СЪЕМКИ го-ФАЗЫо(гексагональная решетка, а=4,604, с=2.823 Л)1 Іомер
линийhkl/Оd, А"Си®NIеСовувТ|1001О. сл2,83715°45'16и59'18г22'2бэ09'28^57'2онО. с2,29219°38'21° 12'22°58'33в05'36°49'3111;ПОСл.1,78325°35'27°41'30°05'44°32'50°21'4021С.1,63028°11'30°33'33° 16'50°06'5Г22'5002Ср.1,41233°03'35°56'39^17'62°22'76°32'6012;121;030ОС1,33135°21'38°30'42°12'70°0Г7112;031с1,20739^39'43°22'4Г48'—	8022;220ср.1,14942*03'40 07'5Г03'—	9221О. сл1,06946°04'50°47'56°44'—10122;131Ср.1,02948"23'53а33'604$'—		11032с.0,96852"41'58°51'67°26'- -	12003;041Сл.0,94154°55'6Г42'71"50'—		13013Ср.0,91857°01'64с30'76э33'—	14224с.0,89359°33'68-04'——	15231;140о. с0,87062°15'72°14'——		16023Ср.0,85264и90'76с31'——	17141О. сл0,83367°34'84°03'——	18123С.0,80074и20'	——ТАБЛИЦА 18МЕЖПЛОСКОСТНЫЕ РАССТОЯНИЯ, ИНТЕНСИВНОСТИ ЛИНИЯ
И УГЛЫ ОТРАЖЕНИЯ ПРИ СЪЕМКЕ ФАЗЫ ПО; (РУТИЛ)ПомерЛИНИЙhkl/пd. А0Си0Со1110Ос3,2413°45'16°02'2101С. "52,4918°02'21°02'3200О. сл2,2919°40'23°00'4111Ср.2,1920°36'24°07'5210Сл.2,0622э06'25с53'6211О. С1,6927°07'31°59'93
Продолжение табл. 18Номерлинийhkl1оd. АнСн°Со7220Ср.•"t,6228°24'33г33'8002Ср.1,485ЗГІ6'37°04'9310Ср.1,449324)8'38э09'10301Ср.1,35534°40'4Г20'11112О. сл1,24538°15'45е 58'12321Сл.1,17041°13'49°55'13400О. сл1,14742"14'51°18'14222Сл.1,09144°58'55°08'15411Сл.1,04047°50'59°18'16322О. сл0,96453°06'68°12'17402О. сл0,90358°37'82с24'18213Сл.0,89060°0Г19332О. сл0,8756Г46'—20223О. сл0,84366"08'	21—О. сл0,83267°54'22—О. сл0,82269°40'	ТАБЛИЦА 19МЕЖПЛОСКОСТНЫЕ РАССТОЯНИЯ. ИНТЕНСИВНОСТИ ЛИНИЯ
И УГЛЫ ОТРАЖЕНИЯ ПРИ СЪЕМКЕ ФАЗЫ TIH,О(кубическая решетка, а = 4,42 Л)НомерлинииhklId, А°Си®Со1111О. с2,5517°38'20с33'2200С.2,2120°2б'23°50'3220С.1,5629°44'34°49'4113С.1,3335°3г4209'5222Ср.1,2737°35'44э35'6400О. сл1,1044“30'54е12'7133Ср.1,0149° 54'62" 37'8240Ср.0,98951°21'65а30'9224Ср.0,90259°79'8Г53'10333Сл.0,85065°30'не весь угловой диапазон, а лишь интервалы, на кото¬
рых должны присутствовать линии известных фаз. Как
правило, в этих случаях анализируют линии (010), (002)
н (011) u-фазы, (110) и (200) 0-фазы, (020), (021) н
(022) «"-фазы, (002) и (112) ©-фазы и (110) а2-фазы,
углы отражения и межплоекостныс расстояния которых
приведены в табл. 13—19 и на рис. 32.94
Количественный фазовый анализ основан на том, что
интенсивность линий па рентгенограммах прямо про¬
порциональна количеству фазы, присутствующей в от¬
ражающем объеме. Поэтому, зная теоретические соот¬
ношения между интенсивностями и полученные экспе¬
риментально, можно определить содержание каждой
фазы в исследуемом образце.В сплавах с двухфазной (a-fP)-структурой количест¬
во p-фазы можно определить из соотношения [59].где /(оі2)а — интенсивность линии (012) а-фазы;/(2оо) р — интенсивность линии (200) р-фазы.Количественный фазовый анализ удобно проводить
с помощью дифрактометра, так как это позволяет избе¬
жать операции фотометрировання. Интенсивности опре¬
деляют, или измеряя площади под кривой рассеяния
планиметром при непрерывной записи, или суммируя ин¬
тенсивности в каждой точке и вычитая интенсивность
фона при дискретной записи.Область применения количественного фазового ана¬
лиза ограничена исследованием иетекстурованных мате¬
риалов. Поэтому количественный фазовый анализ мо¬
жет быть использован, как правило, лишь для изучения
порошковых материалов, литых изделий, не имеющих%S20X - Юч
• -82ч1•тЦ91ВРис. 36. Изменение межплос-
костиого расстояния «I (114) в
зависимости от глубины страи-
лииаемоги слоя. Стрелки ми от¬
мечена глубниа газоиасыщснно-
|о слоя. Сплав BT18, старение
при 600 °СЄЬ 0,916*| Q9WОо W 20 30 40
Расстояние от
поверхности, мкы95
текстуры, а также изделий, прошедших многостороннюю
деформацию, не создающую текстуры.Измерение параметров кристаллической решетки фаз
в титановых сплавах. Изменение параметров кристал¬
лической решетки, в большинстве случаев встречающих¬
ся в металловедческой практике, связано с изменением
концентрации в твердых растворах изучаемых фаз. Ме¬
тод обычно используется для исследования кинетики
процессов, происходящих при различного рода термиче¬
ских воздействиях на металл. Для бинарных сплавов по
параметрам решетки можно оценить содержание леги¬
рующих элементов в фазах, составляющих сплавы.Измерение параметров решетки может быть исполь¬
зовано также для определения коэффициентов термиче¬
ского расширения, глубины газонасыщенного слоя, ве¬
личины зональных напряжений в изделиях и в других
случаях (рис. 35).Определение параметров кристаллической решетки чаще всего
проводят фотометодом, используя камеры типа КРОС, установленные
на аппаратах УРС-60, УРС-1,0 (УРС-55) и УРС-2,0. В камерах КРОС
используются образцы в виде шайб, диаметром от 8 до 40 мм или
пластин шириной от 5 до 40 мм и длиной до 100 мм.За последние годы в связи с повышением точности днфрактомет-
рического анализа все большее значение приобретает способ измере¬
ния параметров решетки на дифрактометрах. Этот метод, с помощью
которого регистрируется профиль рентгеновской линин, позволяет с
высокой точностью определять положение центров тяжести или мак¬
симумов линий, по которым и измеряется параметр решетки. Техника
приготовления образцов описана выше.Параметры кристаллической решетки рассчитывают, используя
уравнение Вульфа—Бреггов [54]2d sin 9 =» п\,где d — мсжплоскостное расстояние для данной отражающей плос-Окости, А;0	— угол отражения рентгеновских лучей, град;п— порядок отражения;оА, — длина волны используемого излучения, Л;Известно, что точность измерения параметров решет¬
ки возрастает с увеличением угла отражения 0.
В табл. 20 приведены углы отражения для задних линий
рентгенограмм р-титана. Углы отражения для p-фазы в
титановых сплавах из-за уменьшения параметра решет¬
ки при легировании увеличиваются на 1—2° по сравне¬
нию с табличными.96
ТАБЛИЦА 20УГЛЫ ОТРАЖЕНИЯ ДЛЯ ЗАДНИХ ЛИНИЙ
НА РЕНТГЕНОГРАММАХ 0-ТИТАНА с с-3,283 АИзлучениеОДлина волны, АИндексы плос¬
костейУгол отраженияСи1,54050(400)69°51'Ni1,65784(321)70°40'Со1,7928(222)70°33'V2,5073(211)69°04'Съемку фотометодом ведут с эталоном, в качестве
которого обычно используют алюминий высокой чистотыо(А99) с параметром решетки а=4,0495 А. Экспозиции
при съемке титановых сплавов составляют 10—12 ч.Вопрос об измерении параметров решетки ос-фазы
подробно рассмотрен в работе [60]. Так как гексаго¬
нальная решетка характеризуется двумя параметрами
а и с, для их определения следует проводить запись двух
линий. Данные табл. 21 показывают, что для измерения
параметров решетки a-фазы следует использовать отра¬
жения от плоскостей (006) в СиКа и (300) в Ni^-нзлу-чениях. В качестве эталона удобно использовать сереб-Оро с параметром а=4,0778 А. Расчет для эталона про-ТАБЛИЦА 21ПОГРЕШНОСТИ ИЗМЕРЕНИЯ ПАРАМЕТРОВ РЕШЕТКИ
а-ТИТАНА [58]ИндексыплоскостейИзлучениеУглы отраженияПогрешность изме¬
рении, кХрадградДаЛс(213)(302)Си*-1,2251,312570750,0020,0020,0150,015(006)(302)СЧх1,41751,312581750,0020,0020,00090,0009(006)(300)Си*а1,4175
1,137581650,00120,00120,00090,0009(006)Си*а1,4175810,00060,0009(300)N,«a1,3650780,00060,00097—264	97
изводят по отражениям (422) и (333) для никелевого и
медного излучения соответственно.При съемке на дифрактометре лучшие результаты
обычно дают использование линий (211) и (114) при
съемке в Со* -излучении. Это связано с относительновысокой интенсивностью этих линий, что позволяет точ¬
нее записать их профиль.Рентгенограммы сплавов с а"-фазой характеризуют¬
ся расщеплением некоторых интерференционных линий
a-фазы. Кроме того, из-за мартеиситной природы этой
фазы ее линии на рентгенограммах сильно размыты, что
не позволяет обычно достаточно надежно отделить
их от линий a-фазы при съемке фотометодом.Лучшие результаты дает съемка на дифрактометрах,
поскольку при этом производится запись профиля ли¬
ний (рис. 36). Съемку удобно проводить по линиям (200)
и (130) в кобальтовом излучении в интервале углов
20=714-78°. Кроме линий (200) и (130) а"-фазы, в
этот интервал попадает также линия (110) а-фазы.
Ориентировочная ошибка в определении параметров поОэтим линиям составляет 0,002 А. Использование этих
линий позволяет определить параметры а и Ь. Опреде¬
ление параметра с удобно проводить по линиям с индек¬
сами (00/). Эти линии на рентгенограмме обычно сов¬
падают с линиями (00/) a-фазы. Более высокая точность
определения параметров а и Ь обычно не требуется при
исследованиях, так как из-за изменения концентрации
легирующих элементов расщепление изменяется в ши¬
роких пределах, достигая величины в 2—3°.Исследование зональных напряжений. Зональные
напряжения, возникающие при изготовлении и термиче¬
ской обработке изделий, могут приводить к их коробле¬
нию или разрушению. Эти напряжения измеряются раз-78 77 76 75 74 73 72 71 70
Угол отражения 28, градРис. 36. Участок ди-
фрактограммы, со¬
держащая линии а и«".(♦laa	РТІДа -фаз. Сплав BTI6,
закалка из а+р-об-
ласт и98
личными методами, но почти все они, в отличие от рент¬
геновского, требуют разрушения изделий.Для измерения зональных напряжений в СССР вы¬
пускается рентгеновский дифрактометр ДАРН-2,0 [53,
61]. Это установка передвижного типа, гониометр кото¬
рой установлен на тележке. Конструкция позволяет под¬
нимать и опускать гониометр, а также наклонять его в
двух направлениях. Благодаря этому гониометр доволь¬
но легко устанавливается против точки, в которой опре¬
деляются напряжения. Дифрактометр ДАРН-2,0 снаб¬
жен регистрирующим устройством, одинаковым с диф¬
рактометром ДРОН-2,6. Дифрактометр предназначен
для определения напряжений в крупногабаритных изде¬
лиях. Он снабжен также приспособлением, позволяющим'
устанавливать на него для съемки небольшие образцы.
Существенным недостатком дифрактометра является
небольшая величина выноса точки фокусировки рент¬
геновского пучка за пределы гониометра. Это значитель¬
но затрудняет съемку вогнутых поверхностей.Во многих случаях изделия либо подвергаются механической
обработке (точению, резке, фрезеровке и др.), либо обработке при вы¬
соких температурах. В результате последней на поверхности образу¬
ется слой окалины, пол которым в сплавах титана находится гаэо-
насыщенный слой глубиной обычно в 100—200 мкм. Поэтому поверх¬
ностные слои перед рентгеновской съемкой должны быть удалены.
Удалепию подлежат слои в тех местах, в которых проводят съемку.
Диаметр удаляемых участков поверхности определяется величиной
поверхности, освещаемой рентгеновскими лучами, и не превышает
20 мм. Удаление поверхностного слоя проводится травлением на глу¬
бину ~0,3 мм в реактиве, состоящем из 2 ч. (объемн.) HF и 3 ч.
(объемн.) HN03.Слой окалины можно удалять механически с помощью грубозер¬
нистой шлифовальной бумаги. Зачистку проводят до появления ос¬
новного металла, после чего проводят травление.Рентгеновская съемка проводится так называемым sin* ^-мето¬
дом, при использовании которого нет необходимости в эталоне, нахо¬
дящемся в нснапряжеппом состоянии.По этому методу напряжение рассчитывают по смещению рент¬
геновской линии, возникающему при съемке под различными углами
наклона $ рентгеновского пучка относительно поверхности изделия,
находящегося под действием напряжений (подробнее об этом методе
см. Г55, с. 1501).лМтод позволяет определять напряжения, действующие в задан¬
ном направлении, и сумму главных напряжений.. Радчет положения линий проводят одним из трех методов:1 «сре-
дннйых точек* ([55, с. 165]); трехточечной параболы (f58, с. 764]);
моментов [621 •1 Этими же метолами определяется положение линий при изме¬
рении параметров решетки.7*	$9
Наиболее надежен метод моментов, позволяющий
точно определять положение линий. Этот метод исполь¬
зуют обычно в тех случаях, когда интерференционные
линии широки и определение положения их максимума
затруднительно. Метод довольно трудоемок и обработку
результатов лучше вести на ЭВМ, включив ее как часть
в программу расчета напряжений. Имеющийся на уста¬
новке ДАРН-2,0 выход на перфоленту делает это легко
осуществимым.Условия съемки титановых сплавов на дифрактомет¬
ре ДАРН-2,0 приведены в табл. 22.ТАБЛИЦА 33МЕЖПЛОСКОСТНЫЕ РАССТОЯНИЯ djn, ИНДЕКСЫ ЛИНИЯ (hkl),
УГЛЫ ОТРАЖЕНИЯ О ПРИ СЪЕМКЕ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВИзлучение(hkl)d/nє.*Со1140,91877,0К.77,542NiС,3000,85276,64Каг77,21Си3020,80174,08Kat74,58NiС321- ■70—74“ср* При съемке а-фазы.
•• При съсмке р-фазы.Точность определения напряжений в титановых спла¬
вах не хуже 50—70 МПа.При определении величины остаточных напряжений
рентгеновским методом необходимо обратить внимание
на следующее. Значения остаточных напряжений, полу¬
ченные этим методом, не всегда совпадают со значения¬
ми, определенными другими методами, в основном по
двум причинам. Во-первых, в рентгеновском методе из-
за малой глубнны проникновения рентгеновских лучейtoo
исследуемое тело рассматривается как плосконапряжен-
чос. Составляющая, направленная внутрь изделия, обыч¬
но не принимается во внимание. Во-вторых, так как
определяется смещение определенных линий, соответст¬
вующих отражениям от данных кристаллографических
плоскостей, оно может быть неадекватным для разных
кристаллографических направлений. Поэтому при точ¬
ных определениях величины напряжений нельзя поль¬
зоваться значением модуля упругости, определенным с
помощью механических испытаний, а надо знать модуль
упругости для данного кристаллографического направ¬
ления. При этом модуль упругости должен быть опре¬
делен для данного состояния исследуемого изделия (за¬
каленного, отпущенного н т. п.).б.	ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНАЯ МЕТАЛЛОГРАФИЯ'Высокотемпературная металлография служит для пря¬
мого наблюдения за структурными изменениями при
фазовых превращениях, рекристаллизационных и иных
процессах, протекающих при нагреве, изотермических
выдержках и охлаждении. Метод высокотемпературной
металлографии основан на возникновении рельефа да
полированной поверхности металла в процессе нагрева
при низком остаточном или небольшом избыточном дав¬
лениях, обусловленном миграцией атомов на свободной
поверхности нагретого образца, различием коэффициен¬
тов термического расширения отдельных фаз, а при на¬
греве в вакууме — также избирательным нсиаренисм
атомов по границам и телу зерен, различным структур¬
ным составляющим и рядом других факторов.Возможности метода высокотемпературной металло¬
графии существенно расширяются при одновременном
тепловом и механическом воздействии, что позволяет
изучать процессы деформации и разрушения при высо-’
кнх температурах.Для проведения исследований используются спе¬
циальные установки и приставки (вакуумные нагрева¬
тельные столики) к металлографическим микроскопам.
Большой вклад в создание аппаратуры для высокотем¬
пературной металлографии принадлежит М. Г. Лозин¬
скому [63—65].1 Аптор раздела Н. 3. Псрцонскнй.101
Для проведения исследований наибольшее распространение по¬
лучили отечественные установки типа ИМАШ-5С, изготовляемые
Фрунзенским заводом контрольно-измерительных приборов, микро¬
скоп MeF-2 в комплекте с камерой «Вакутерм» фирмы «Рейхерт»
(Австрия), высокотемпературный микроскоп HNUM-4 фирмы «Юнион
Оптикал» (Япония). Описание указанной аппаратуры содержится в
работах [65, 66].Установки типа ИМАШ-5С позволяют осуществлять наблюдение,
фотографирование и киносъемку микроструктуры титановых сплавов
при нагреве до 1250—1300° С и различных режимах растяжения в
вакууме її защитных газовых средах. На этих установках возможно
проведение испытаний в условиях растяжения в диапазоне скоро¬
стей 10—3—10я мм/мип и с постоянной нагрузкой на образец. В по¬
следних моделях установок этого типа предусмотрена также воз¬
можность измерения электросопротивления образца в процессе испы¬
тания.Микроскопы MeF-2 (с камерой «Вакутерм») и HNUM-4 предназ¬
начены для проведения микроструктурных исследований с нагревом
образцов в широком диапазоне температур без нагружения. Микро¬
скопы снабжены комплектом оптики, обеспечивающим проведение
наблюдения и съемки с высоким разрешением, в том числе с исполь¬
зованием поляризованного света, интерференции, фазового контраста.Ниже рассматриваются особенности методики проведения испы¬
таний на установках типа ИМАШ-5С и микроскопе MeF-2 с камерой
«Вакутерм» применительно к титановым сплавам, приведены резуль¬
таты исследований, иллюстрирующие возможности этой аппаратуры.Стандартные образцы для испытаний па установках типа
ИМАШ-5С представляют собой плоские пластины с рабочим сечением
3X3 мм и более при рабочей длине 46 мм; на одной из сторон образ¬
ца подготавливают металлографический шлиф. При осуществлении
прямого нагрева образца пропусканием электрического тока, являю¬
щегося для данных установок основным методом нагрева, в образце
возникает «горячая зона», в которой локализуется деформация и за
которой ведут наблюдение в процессе растяжения.Образец, применяемый для исследования титановых сплавов,
имеет укороченную рабочую часть, позволяющую локализовать де¬
формацию в достаточно узкой зоне, и в то же время большого ра¬
диуса переходную часть от рабочей части к головкам, что устраняетГО1л 1 Лrv \г>182258~М~'Ф±5/ґ(2втВ)2.5V&Рис. 37. Образцы для исследования титоноиых силако» на установках тип*
НМЛ11І-5С («) н в камер* Вакутерм (б)102
повышенную концентрацию напряжения в этих участках (рис. 37, а).
При максимальном растягивающем усилии 500 кгс, развиваемом уста¬
новкой, рабочее сечение образцов из титанових сплавов средней и
высокой прочности не должно превышать ~4 мм’. На рис. 37, а ука¬
заны размеры сечения образцов после механической обработки, ко¬
торые путем стравливания доводят примерно до 2X2 мм.Подготовка образцов к исследованию на установках типа
ИМАШ-5С включает следующие основные операции:шлифование вручную одной из плоских поверхностей образца на
шлифовальной бумаге М40 для удаления рисок после механической
обработки;стравливание наклепанного при изготовлении образца поверхно¬
стного слоя в растворе, состоящем из 1 ч. HF, 2 ч. HNO* и 3 ч. во¬
ды, с доведением рабочего сечения почти до окончательного размера.
Образцы с крупнозернистой структурой дополнительно шлифуют на
шлифовальной бумаге М40 для снятия образовавшегося при страв¬
ливании грубого рельефа;электролитическое полирование образца в хлорноуксусном элек¬
тролите № 1 (см. табл. 4) с измерением окончательных размеров по¬
перечного сечения;травление рабочей части образца для выявления микрострукту¬
ры (см. табл. 5);разметка рабочей части образца алмазной пирамидой при на¬
грузке 100 гс на приборе ПМТ-3, служащая для измерения удлинения
и для облегчения наблюдения за выбранными участками поверхности
образца в процессе растяжения;приварка термопары точечной сваркой к боковой поверхности
образца в средней его части.После того как подготовительные операции закончены, образец
устанавливают в захватах, закрывают рабочую камеру и начинают от¬
качку. После достижения в камере необходимого вакуума и нагрева
образца до рабочей температуры начинают испытание с наблюдением
и фотографированием микроструктуры в выбранных участках, отсче¬
тами удлинения и фиксацией других параметров процесса.На рис. 38 показана микроструктурная картина де¬
формации крупнозернистого образца сплава ВТ14 с
пластинчатой структурой в процессе растяжения при
800° С. Видна межзеренная трещина и складки в трой¬
ных точках, т. е. при данных условиях испытания в ос¬
новном развивается межзеренная деформация.Следы скольжения на поверхности образцов сплава»
ВТ9 с пластинчатой структурой иллюстрируются рис. 39.
Растяжение при комнатной температуре характеризуется
возникновением на ранних стадиях деформации преиму¬
щественно прямолинейных следов грубого скольжения,
пересекающих «беспрепятственно» все а-пластины и
(3-прослойки одной ориентировки в пределах а-колонии
(рис. 39, а). Как было показано [13], грубые полосы
скольжения являются источниками преждевременного
разрушения двухфазных титановых сплавов с пластин¬
чатой структурой.
Рис. 38. Микроструктурная картина деформации на поверхности образца
сплава BTI4 при /—800 °С, и-4,6 мм/инн, е-5,5% (направление растяжения
показано стрелками), Х180. Деформация на установке ИМАШ-5С (Н. 3. Пер-
цовский, Е. И. Васильев)Рис. 39. Следы скольжения на поверхности образцов сллава ВТ9 после рас¬
тяжения со скоростью и—4,5 мм/мин, Х200:a — t—20 °С, е-2,0%; б — /-550 'С, Е—1.4%. Деформация на установке,
ИМАШ-5С (Н. 3. Перцовский, Г. В. Швханова)104
С повышением температуры испытания до 550° С
увеличивается расстояние между следами скольжения,
возрастает равномерность и уменьшается «грубизна»
скольжения (рис. 39,6). Смещение по следам скольже¬
ния, измеренное на интерференционном микроскопе,
оказалось в 5—10 раз меньше, чем при комнатной тем¬
пературе. При 550° С получают большее развитие из¬
вилистые следы скольжения, что свидетельствует об ак¬
тивизации процессов поперечного скольжения.При изучении возникновения и развития следов сколь¬
жения очень эффективно использование косого освеще¬
ния.Еще в 50-х годах на одной из ранних моделей установок для
высокотемпературной металлографии М. Г. Лозинским с сотр. [67]
установлены основные особенности кинетики р-^а-превращения в
иодидном титане. Показано, что первые кристаллы а-титана возни¬
кают при температуре 890—880° С на границах исходных Р-зерен.
Время образования и роста новых кристаллов до принятия ими окон¬
чательных размеров составило от ~ 0,06 с (определяется скоростью
киносъемки 16 кадр/с) до 0,8—1,2 с. Средняя скорость роста а-
кристаллов определена равной 0,06—0,08 мм/с, причем дорастание об¬
разовавшихся кристаллов может происходить по различной кинетике
(с возрастанием и затуханием скорости).При нагреве образцов титановых сплавов в вакууме
выявление структуры путем термического травления
происходит при 700—800° С.Изучение структурных изменений при бездеформа-
ционном нагреве образцов титановых сплавов имеет ряд
особенностей. Важно отметить, что устранение однажды
образовавшегося микрорельефа (например, при нагреве
до температур, отвечающих p-области, образцов с
выявленной при более низких температурах структурой
или, наоборот, в процессе охлаждения или при изотерми¬
ческой выдержке при температурах а+р-области после
предварительного нагрева в p-области) происходит
очень медленно и затрудняет дальнейшие наблюдения.
Это. иллюстрируется на примере образца технического'
титана, подвергнутого нагреву в вакууме с переходом от
температур р* к а+р-области и повторному нагреву при
температурах p-области (рис. 40). Поэтому исследуемые
образцы в исходном состоянии подвергают слабому
травлению или не травят вообще.В остальном методика подготовки образцов для
структурных исследований не отличается от описанной
ранее для изучения особенностей высокотемпературной
деформации,105
При исследовании титановых сплавов вакуум в течение всего
эксперимента, включая нагрев образца, должен быть не ниже 5Х
XI О-5 мм рт. ст. В противном случае может происходить как окисле¬
ние поверхности, так и поглощение кислорода металлом с образова¬
нием поверхностного слоя с измененной структурой.Образец для нагрева в камере «Вакутерм» показан на рис. 37, б;
отверстие диаметром 1,5 мм со стороны шлифа служит для установки
термопары.Исследование структурных изменений в ряде титано¬
вых сплавов с применением камеры «Вакутерм» на мик¬
роскопе MeF-2 выполнено Г. А. Бочваром и С. Н. Синяв¬
ской. Ими изучено, в частности, протекание р->-а-пре-Рис. 40. Микроструктура одного и того же участка поверхности сплава BT1-0
после выдержки при 1100 °С. 1 ч (а), охлаждение со скоростью 2 ”С/с с вы¬
держкой при 800 °С, 10 мин (6) и повторного нагрева со скоростью ~ 1 °С/с
на 1IOO°C, 1 ч (в), X180. Нагрев на установке ИМАШ-5С-65 (Н. 3. Перцов-
ский, Е. И. Васильев)106
вращения в сплаве ВТЗ-1. Установлено, что в процессе
охлаждения со скоростью 0,05°С/с от 1050° С первые
кристаллы a-фазы возникают при 890° С на границах
P-зерен (рис. 41, а). По мере понижения температуры
до 870° С а-пластины растут в глубь p-зерен, постепенно
заполняя их объем (рис. 41,6). При 850° С превращение
можно считать завершенным, при этом p-фаза сохраняет¬
ся лишь в виде прослоек между а-пластинами
(рис. 41, в).Протекание собирательной рекристаллизации в спла¬
ве ВТ15 в процессе выдержки при 1020° С иллюстриру¬
ется серией микрофотографий, приведенных на рис. 42.
Следует отметить, что начальные стадии рекристалли¬
зации выявляются с трудом (рис. 42, а); новые границы
зерен становятся видны, как правило, лишь тогда, когда
последние достигают достаточно большого размера
(рис. 42,6—г). В этих экспериментах оказалось очень
полезным применение поляризованного света.Метод высокотемпературной металлографии позво¬
ляет иногда выявить в исследуемых сплавах существо-Ряс. 41. Изменение микроструктуры об¬
разца сплава ВТЗ-1 в процессе охлаж¬
дения с 1050 °С со скоростью 0,05 °С/с.
Поляризованный свет, Х320, уменьше¬
ние в 1,8 раза:а - 890 °С; б — 870 °С; в — 850 °С. На¬
грев в камере «Вакутерм», микроскоп
MeF-2 (Г. А. Бочвар, С. Н. Синявская)107
вание новых неизвестных ранее фаз. Так, на установке
типа ИМАШ-5С в р-сплаве 4201 (Ті—33% Мо) после
нагрева на 1200° С при следующем охлаждении до
1000° С были обнаружены лучевидные звездообразные
выделения неизвестной фазы (рис. 43). Охлаждение доРис. 42. Изменение микроструктуры образца сплава BT15 в процессе изо¬
термической выдержки при 1020 °С. Поляризованный свет, Х250, уменьшениев 1,5 раза:а—1,6 мин; 6—11 мин; в —24 мнн; г — 32 мнн. Нагрев в камере Вакутерн
микроскоп MeF-2 (Г. А. Бочвар, С. Н. Синявская)108
900° С приводит к увеличению размеров кристаллов но¬
вой фазы, дальнейшее охлаждение не вызывает измене¬
ний. Измеренная при комнатной температуре микротвер¬
дость этих частиц оказалась примерно в два раза выше,
чем матрицы (Яд=4500 и 2500 МПа соответственно).
Выделения новой фазы не являются поверхностным эф¬
фектом; они были выявлены и в объеме образца после
перешлифовки.На основе этих наблюдений проводится работа по
индентификации выделений, обнаруженных в сплаве
4201.При исследовании титановых сплавов с применением
высокотемпературной металлографии в ряде случаев
наблюдали, что p-превращенная структура в приповерх¬
ностном слое более мелкая, чем внутри образца. Этот
эффект может быть связан как с обогащением поверхно¬
сти кислородом, так и с различием условий охлаждения
на поверхности и в объеме образца. Учитывая также от¬
меченные ранее особенности выявления структуры тита¬
новых сплавов при нагреве свободной поверхности в ва¬
кууме, для контроля полученных данных целесообразно
сочетать методы высокотемпературной металлографии с
традиционными приемами микроструктурного исследо¬
вания массивных образцов при комнатной температуре.Рис. 43. Выделения новой фазы в образце сплава 4201 при 1000 °С после
охлаждения с 1200 °С, Х200. Нагрев на установке ИМАШ-5С-65 (Н. 3. Пер-
цовскнй. Е. И. Васильев)
Глава 11ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯВАЖНЕЙШИХ СИСТЕМ НА ОСНОВЕ ТИТАНА1.	ДВОЙНЫЕ СИСТЕМЫ1В результате интенсивных исследований еще в ранний
период промышленного освоения титана были построены
диаграммы состояния практически со всеми металллами
и со многими неметаллическими элементами [1—7].Так,
еще в работе [3], изданной в 1964 г., описано 43 двой¬
ных и 42 тройных систем. Однако для промышленных
титановых сплавов представляют интерес далеко не все
из них [8—12]. Так, в одной из последних капитальных
монографий по титану [13] приведено только 37 двой¬
ных и 9 тройных систем. На основе критического изуче¬
ния современной номенклатуры промышленных И ОПЫТ¬
НЫХ титановых сплавов и тенденций их развития огра¬
ничимся приведением 25 двойных и 5 тройных диаграмм.
Кроме того, для удобства и быстроты наведения спра¬
вок основные параметры 19 наиболее важных двойных
систем даны в виде сводных таблиц.Поскольку в данном случае речь идет о сплавах на
основе титана, можно ограничиться рассмотрением толь¬
ко левой половины двойных диаграмм состояния, т. е. до
40—50% содержания второго компонента2. В этом слу¬
чае удобнее всего пользоваться системой классификации
и порядком расположения, принятыми в работе [3] с
некоторыми дополнениями. Схема этой дополненной
классификации приведена на рис. 44. Все двойные диа¬
граммы состояния по характеру линий ликвидуса вбли¬
зи ординаты титана (до первой эвтектики или перитек¬
тики) подразделяются на три большие группы:группа I — системы с непрерывным рядом р-твердых
растворов; сюда же отнесены системы с ограниченным
рядом p-твердых растворов, которые стабилизируются1	Автор раздела С. Г. Глазунов.* Глазунов С. Г. Получение н исследование некоторых сплавов
титана. Автореф. докт. дисс. Москва 1961.110
при комнатной температуре при достаточно большом со¬
держании легирующего элемента;группа II—системы, в которых введение второго
компонента приводит к понижению температуры плав¬
ления титана и двухфазное равновесие яс^р завершает¬
ся нонварнантным превращением эвтектического или
перитектического типа;группа III — псритектические системы, образованные
титаном и компонентом, повышающим точку плавления
титана.. Ia	If	IB	Ггос-Zr.HfV,Nb,Ta,Mo,Ru/Rh,Re,Os,IrCr,UїїбїїгH,Si,Mn,Fe,Co, B,Ce,La,6e Pb,Cu,Ag,Bi
Ni,Au,pd,Pl Ga,C,Nd,YALШаШ6ж+V “рPI Ji+T\nXm
Іа+jBa+я* f>г(х■7 «+Ц,*,Aj а+ТІл/т0,NI'm-. 44. Классификация днагранк состояния даоЛиых систем на основе ти¬
тана (С. Г. Глазунов, Б. А. Колачев)- 111
Каждая из этих трех групп подразделяется на под¬
группы по характеру превращений в твердом состоянии,
а именно:группа I делится на подгруппы: 1а — системы с не¬
ограниченной растворимостью второго элемента в
а-титане (Zr,Hf), 16 — системы с ограниченной раствори¬
мостью второго элемента в а-титане при наличии
устойчивой p-фазы по достижении некоторой концентра¬
ции (V, Nb, Та, Mo, Rh, Re, Os, Іг), Ів — системы с
ограниченной растворимостью второго элемента в
а-титане при наличии эвтектоидного распада р-твердого
раствора с выделением химического соединения (Cr, U),
1г — системы с монотектоидным превращением без об¬
разования химического соединения (W);группа II делится на четыре подгруппы: Па—системы
с ограниченной растворимостью второго элемента в а- и
р-титане при эвтектическом и эвтектоидном превраще¬
ниях (Н, Au, Be, Si, Mn, Fe, Co, Ni, Pd, Pt); 116 —
системы с ограниченной растворимостью второго
элемента в а- и р-титане при эвтектическом и перитек-
тоидном превращениях (В, Sn, С, Ga, Ge, La, Се, Nd);І	Ів — системы с ограниченной растворимостью в а- и р-
титане при перитектическом и эвтектоидном превраще¬
ниях (Си, Ag, Pb, Bi) и Пг — системы с перитектическим
и перитектоидным превращениями (А1). Вряд ли целе¬
сообразно выделять в самостоятельную подгруппу си¬
стемы с элементами, нерастворимыми в титане, посколь¬
ку абсолютной нерастворимости нет. После детального
исследования системы типа Ті—Th неизбежно попадут
в подгруппу Па или Пб;группа III состоит из трех подгрупп: Ша—системы с
простой перитектикой (N, О); Шб—системы с перитек¬
тическим и перитектоидным превращениями и ІІІв—
системы с перитектическим и эвтектоидным превраще¬
ниями. Ни одну из известных систем нельзя отнести к
подгруппам III6 и ІІІв, но существование таких систем
вовсе не исключено.Система Ті—ZrДиаграмма состояния, по данным [14], приведена на
рис. 45. Цирконий, как и гафний, является ближайшим
аналогом титана, имеет близкую температуру плавления
и также обладает полиморфизмом, а- и р-модификации
титана образуют непрерывные ряды твердых растворов112
Zrr%(am.)МО150090070050tf11668* >11 1
Ж■м60° с'J1б10*£^^47ҐЗ?)%882*С?;S8л«О >S4S*сЬ'С2200200018001600mo800Ті 20 40 60 80 100
Zr, Vo (no массе}Рис. 46. Диаграмма состояния си¬
стемы ТІ—Zr [14]V,%(am.)20 40 ВО 80Hf,% (am.J
10 20 40 SO 80'1—1 ] 1"Т
2220’СЖ/ьИ71750*0д}668°£166У£3^о(щз)?У:70"л.(88ҐС170уSа17(19,2)%НГ,% (no массе)Рис. 46. Диаграмма состояния си¬
стемы ТІ—Hf [I7JMb, °/o(atn.)10 20 JO 50 70 90Ті 20 40 SO 80 100
V, Vo (no массе)Рис. 47. Диаграмма состояния си¬
стемы ТІ—V [18]1Г1'2468^1ЖУ\\Г Я/	^ .✓*Ж+0У///*4661•сД-і :882411Ivч. 1Nb, % (по массе)Рис. 48. Диаграмма состояния си¬
стемы Ti—Nb [19]8—264ПЗ
с соответствующими модификациями циркония. При лю¬
бой концентрации циркония 0-фаза не фиксируется
закалкой, а претерпевает мартенситное превращение в
а'-фазу.По сравнению с другими легирующими добавками
цирконий является для титана довольно слабым упроч-
нителем [15, 16]. Однако при повышенных температурах
упрочняющее действие циркония проявляется сильнее.
По этой причине цирконий нередко входит в состав жа¬
ропрочных титановых сплавов. Окалиностойкость тита¬
на при добавке циркония почти не изменяется при тем¬
пературах нагрева до 600° С, но при 700° С и выше резко
падает.Ввиду сравнительно малого влияния на температуру
аллотропического превращения титана цирконий приня¬
то относить к группе так называемых нейтральных уп-
рочнителей.Система Ті—HfДиаграмма состояния приведена на рис. 46 J" 17]. Как видпо, она
аналогична предыдущей, причем влияние гафния на температуру а—
0-превращения еще меньше, чем у циркония. Как и в случае с цирко¬
нием. ири любой концентрации гафния р-фаза не может быть зафик¬
сирована закалкой. Гафний, как и цирконий, относят к группе ней¬
тральных упрочнителей.Система Ті—VДиаграмма состояния приведена на рис. 47 [18]. Вана¬
дий относится к группе элементов, стабилизирующих
p-фазу титана, и резко снижает температуры полиморф¬
ного превращения титана с увеличением его концентра¬
ции. При содержании не менее 15% V путем закалки
можно полностью зафиксировать при комнатной темпе¬
ратуре p-фазу. При меньшем содержании ванадия в за¬
висимости от температуры нагрева под закалку можно
получить в структуре различные соотношения а- и р-
фаз, а также зафиксировать и другие фазы, а именно
а', а," и о.Важное значение для создания промышленных тита¬
новых сплавов имеет сравнительно большая раствори¬
мость ванадия в а-титаие (более 3%), поскольку это да¬
ет возможность создавать сплавы, сочетающие преиму¬
щества однофазных а-сплавов (хорошая свариваемость) и
двухфазных сплавов (способность к упрочняющей тер¬
мической обработке, повышенная по сравнению с114
а-сплавамн технологическая пластичность). Наглядным
примером этому служит наиболее популярный промыш¬
ленный сплав типа 6-4, соответствующий нашей марке
ВТ6.Другим преимуществом ванадия как легирующего
элемента в титановых сплавах является отсутствие в си¬
стеме Ті—V эвтектоидных реакций и металлидных фаз.
Этим практически исключается возникновение хрупко¬
сти ири любых ошибках в проведении технологических
процессов, связанных с нагревами.С точки зрения литейных свойств достоинством спла¬
вов титан—ванадий является очень узкий интервал кри¬
сталлизации, доказательством чему служит успешное
применение сплава ВТ6 для фасонного литья.Система Ті—NbДиаграмма состояния приведена па рис. 48 [19]. Раст¬
воримость ниобия в а-титане примерно та же, что и ва¬
надия (около 4%), но эффективность его как р-стабили¬
затора значительно ниже. Для закалки на сплошную
p-структуру концентрация ниобия должна быть не ниже
37%. Ниобий как легирующая добавка к титановым
сплавам применяется редко. Из отечественных сплавов
небольшую добавку ниобия (в пределах а-твердого
раствора) содержит жаропрочный сплав ВТ18. Упрочня¬
ющий эффект от легирования титана ниобием при ком¬
натной температуре невелик.Система Ті—ТаДиаграмма состояния приведена на рис. 49 [20]. Она во
многом напоминает диаграмму Ті—Nb, в частности
растворимость тантала в а-тнтане того же порядка
(около 3%), хотя в более ранних исследованиях указы¬
вались и более высокие значення (порядка 11%). Длй
закалки на p-структуру концентрация тантала должна
быть ие менее 50%. Как и ниобий, тантал является для
титана «мягким» упрочнителем и незначительно повы¬
шает прочность титана как при обычной, так и при вы¬
соких температурах. В качестве легирующей добавки
тантал применяется еще реже, чем ниобий. Известно,
что двойной сплав титана с 5% Та отличается очень вы¬
сокой коррозионной стойкостью в агрессивных средах и
может служить заменителем платины.8*115
Рис. 49. Диаграмма состояния си¬
стемы Ті—Та [20]Cr,Vo fam.jО 20 40 SO 80
~I—Г
1875вСх;сто2000то1200tooтмассе)Рис. 50. Диаграмма состояния си¬
стемы Ті—Мо [19]10 20 30 40 50ВО в>шг' 1*УУУг''м■=fiГН~“
_ 3421
-fiГГ-Гt ю° с)L//^ У*W68eL~то°с~В5(33)J82*Ctot —'Л 1	714 V 	ч\\м?/
ї-0,2)~2ВН)а+у9-л*,(~8б)\Ті 20 40 50 80 130
Сг, % 'по массе іРис. 51. Диаграмма состояния си¬
стемы ТІ—Сг [21]Ті 20 40 SO 80 100
W, % (по массе)Рнс. 52. Диаграмма состояния си¬
стемы Т1—W (22]116
Система Ті—МдДиаграмма состояния приведена на рис. 50 [19]. В от¬
личие от находящихся в пятой группе периодической си¬
стемы ванадия, ниобия и тантала молибден находится в
шестой группе и при общем внешнем сходстве его диа¬
грамма состояния с титаном имеет существенные отли¬
чия от первых трех. Растворимость молибдена в а-тита¬
не не превышает 1 %, а p-стабилизирующий эффект
является максимальным. Для фиксации сплошной
p-структуры путем закалки достаточно иметь 11 % Мо.
Добавка молибдена эффективно повышает прочность
сплавов при комнатной и высоких температурах, а кро¬
ме того, повышает термическую стабильность сплавов,
содержащих хром и железо. Прочность сплавов титана
с молибденом может быть значительно повышена путем
закалки и старения.Кроме этих преимуществ, молибден как легирующая
добавка является доступным металлом, широко применя¬
емым в металлургии.'^оэтому он является одним из ос¬
новных компонентов большинства титановых сплавов.
Некоторым недостатком молибдена является его высо¬
кая температура плавления, затрудняющая получение
гомогенных сплавов с титаном. Однако, так как практи¬
чески во всех промышленных сплавах присутствует лег¬
коплавкий алюминий, то для введения молибдена можно
применять его лигатуру с алюминием, изготовляемую
путем алюмотермического процесса восстановления оки¬
си молибдена.Система Ті—С гДиаграмма состояния приведена на рис. 51 [21]. Обра¬
зующееся в этой системе соединение TiCr2 имеет две
полиморфные модификации, твердые растворы на основе
которых обозначают б и у. По влиянию на полиморфное
превращение титана хром относится к сильным р-стаби-
лизаторам, напоминая в этом отношении молибден.
Растворимость хрома в а-титапе не превышает 0,5%.
Для закалки с фиксацией p-структуры в сплаве доста¬
точно иметь 9% Сг. Хром обеспечивает в сплавах с ти¬
таном высокую прочность при хорошей пластичности и
эффективность упрочняющей термической обработки и
поэтому вначале считался одной из самых перспективных
легирующих добавок. Однако при дальнейшем изучении117
выявился очень Крупный недостаток сплавов титана с
хромом, а именно, эвтектоидный распад рфазы при
повышенных температурах, сопровождающийся выделе¬
нием химического соединения ТіСгг и, как следствие,
потерей пластичности. По этой причине предпочтение
было отдано p-стабилизаторам, не дающим эвтектоидной
реакции,— ванадию и молибдену. В работе одного из
авторов данной монографии [15] было показано, что в
известных пределах можно затормозить эвтектоидную
реакцию в системе Ті—Сг путем добавки равного или
несколько большего количества молибдена. Полученный
на базе этих исследований жаропрочный сплав ВТЗ-1
обладает вполне достаточной термической стабильностью
и в настоящее время является одним из наиболее рас¬
пространенных отечественных титановых сплавов. За
последние годы отмечается появление термически ста¬
бильных, содержащих хром сплавов и за рубежом. На¬
пример, сплав общего назначения «Корона-5» (США)
содержит 1,5% Сг, 5% Мо и 4,5% А1 и может приме¬
няться в качестве жаропрочного взамен сплава 6—4.Система Ті—WУточненная диаграмма состояния приведена на рис. 52
[22]. По более старым работам считалось, что система
Ті—W относится к перитектпческим, но более поздние
данные показывают, что существует область непрерыв¬
ных твердых растворов между р-титаном и вольфрамом.
В системе Ті—W, в отличие от предыдущей системы,
реализуется не эвтектоидное, а мопотектоиднос превра¬
щение: р'з^а+р". Благодаря более высокой температу¬
ре монотектоидной реакции, термическая стабильность
сплавов Ті—W гораздо выше, чем сплавов Ti- Cr, как
показали исследования авторов [9]. Растворимость
вольфрама в а-тиганс невелика (0,8% при монотектоид-
ной температуре), в сплавах с содержанием более
25% W закалкой удастся зафиксировать p-структуру.
Поскольку вольфрам повышает жаропрочность, он наря¬
ду с молибденом начинает использоваться в качестве
легирующей добавки к жаропрочным титановым сплавам.
При 5% и более вольфрам заметно повышает окалино-
стойкость титановых сплавов. Это трудно объяснить, по¬
скольку окисел вольфрама является очень летучим, что
препятствует применению вольфрама при высоких тем¬
пературах в атмосфере воздуха. Получение гомогенных118
сплавов титана с вольфрамом представляют некоторые
технические трудности ввиду большой разницы в темпе¬
ратурах плавления.Система Ті—НОтнесение водорода к группе элементов, дающих эвтек¬
тические сплавы с титаном, является до некоторой сте¬
пени условным, поскольку существующая диаграмма
состояния (рис. 53) [23] построена для твердого состоя¬
ния, а сведений о взаимодействии водорода с жидким
титаном недостаточно для построения полной диаграм¬
мы. Подобно металлическим p-стабилизаторам водород
понижает температуру полиморфного превращения ти¬
тана и образует эвтектоидную реакцию, в результате ко¬
торой твердый p-раствор распадается с образованием
a-фазы и гидрида титана. Растворимость водорода в
а-титане при эвтектоидной температуре составляет
0,18%. При этом в отличие от металлов водород образу¬
ет раствор типа внедрения и относится к категории вред¬
ных примессй, так как вызывает водородную хрупкость
титановых сплавов. Это явление рассматривается в ряде
монографий [24, 25].Вредное действие водорода на титановые сплавы бы¬
ло обнаружено не сразу, так как при обычных испыта¬
ниях на растяжение оно почти не заметно. Водородное
охрупчивание проявляется по истечении некоторого,Рис. 53. Диаграмма состояния си¬
стемы ТІ—Н [23. 24, 25]. Линия
растворимости гидридов в ос-тнтанс
построена по данным Б. Л. Кола-
чева [11]. На диаграмму нанесены
изобары, соответствующие давле¬
нию водорода (атм):/ — 0.001; 2 — 0,005; 3-0,05; 4 —
0,05; 5 — 0,1; 6 — 0,5 и 7 — 1,0LгодАг,70■w всН,%('am.)119
иногда весьма длительного времени, особенно при нали¬
чии концентраторов напряжений и постоянно действую¬
щих нагрузок. Водород может приводить к неожидан¬
ному, как бы самопроизвольному разрушению титановых
деталей. Только после перевода плавки титана с аргон-
ных печей на вакуумные и достигнутому благодаря это¬
му резкому снижению содержания примеси водорода в
металле возобновились высокие темпы развития титано¬
вой металлургии.Механизм водородной хрупкости [11, 24, 25J зависит
от фазового состава титановых сплавов. В наиболее
простой форме водородная хрупкость проявляется в не¬
легированном титане и однофазных титановых сплавах
на основе a-структуры. Причиной ее в этом случае явля¬
ется выделение хрупкой гидридной фазы, резко понижа¬
ющей сопротивление отрыву. В двухфазных сплавах
гидриды не образуются благодаря наличию p-фазы, хо¬
рошо растворяющей водород, но возникают зоны пере¬
сыщенных относительно водорода твердых растворов,
вызывающих хрупкое разрушение при малых скоростях
деформации. В сплавах с малым содержанием р-фазы
(типа псевдо-а-сплавов) имеет место комбинированное
воздействие этих двух механизмов. При достаточно вы¬
соком содержании примеси водорода хрупкость наблю¬
дается у титановых сплавов всех типов. При малых ко¬
личествах примеси водорода, допускаемых техническими
условиями, водородная хрупкость обычно не проявляет¬
ся. Наиболее чувствительными к водородной хрупкости
являются чистый титан и сплавы с псевдо-а-структурой.
По мере возрастания в сплавах количества p-фазы их
чувствительность к водородной хрупкости уменьшается.При современной технологии вакуумной плавки
содержание примеси водорода в титановых полуфабрика¬
тах обычно не превышает допустимых пределов. Наибо¬
лее вероятной причиной наводороживания является кис¬
лотное травление, применяемое для удаления окислен¬
ного слоя. Наводороживание при травлении носит по¬
верхностный характер (гидридная пленка) и в деталях
большого сечения, подвергаемых круговой механической
обработке, этот гидридный слой удаляется вместе со
стружкой. В случае листов, труб и полуфабрикатов с
необрабатываемыми поверхностями наиболее удобным
способом удаления примеси водорода является вакуум¬
ный отжиг.120
Система Ті—СиДиаграмма состояния приведена на рис. 54 [26]. Медь
ограниченно растворяется в р-титане (17%) и в а-титане
(2,1%) и образует систему с перитектической и эвтек-
тоидной реакциями. Наиболее интересной особенностью
сплавов титан—медь является высокая скорость про¬
хождения эвтектоидной реакции и поэтому при закалке
P-фазу не удается зафиксировать, а образуется мартен-
ситная фаза а'. При закалке из a-области образуется
пересыщенный медью a-твердый раствор. При последу¬
ющем старении из пересыщенного а-раствора выделяет-Cu,% (am.)Си ,°/о (по массе)Рнс. М. Діаграмна состояния системы TI—Си [26]121
t;c’7001500тоAg.% (am.)W 20 ІС 40 SO BO 70 so-16684\	\\11 I 1 Г 1 1 1
1 ТідАд — |- —
|ТіАд *- 'К 1\\\ж+рч		-л—20 40 60 80 100
Ag,% (no нассе)t;c2200WOO14001000or800Si,% (am.)10 20 30 40 50 80 70 80 100ТГiii і in и ТІ
	r —L_tTisSi3 l_ j	^ "рякірч ИI Ml \ TiSij. ,m,rі і ні 11і w I
0 t882°C.~ fern'■-SBO’C !!7mw I Jjlі0.45(h)-III I,Ті 10 20 30 40 50 SO 70 80 100
Si,% (no нассе)Рис. 55. Диаграмма состояния си¬
стемы ТІ—Ag [27]Рис. 57. Диаграмма состояния си¬
стемы ТІ—SI [ЗО)Au ,°/o(am.J
20 30'0 40 50 SO 8040 SO 80
Au ,c/o(no массе)5 101700150013001100900700Sn,% (am.)20 30 40 50 607080 301.16684.I- И 1
С с
W 1 10 1РI &-1805’С 1663*С
Шіґій) і. КIL-1toм юр СЬ=1’CrISOS*!
Y 1494 ","ГІ гсР1 /Т| •*/И•1ЧН•gj.5\тот\\/1К1■\\і882е С
/ЖЪ11—885* С11 —\\\14М20(~9)11	ІІ1 —і1»	1.Г !ft
_1	Lb—ИЙSn,%(no массе)Рис. 56. Дні
стсмы0. Диагран
ТІ—Au (28]амма состояния сн-Рис. 58. Диаграмма состояния си¬
стемы Т1—Sn [31]122
ся химическое соединение ТІ2С1І в дисперсной форме, что
сопровождается упрочнением. На использовании этого
вида упрочнения основано применение за рубежом спла¬
ва с 2,5% Си для листов, обладающего в закаленном
состоянии отличной пластичностью и хорошей сваривае¬
мостью, подобно нелегированному титану, и более высо¬
кой прочностью после старения, чем последний. Это яв¬
ляется пока единственным примером использования
механизма металлидного упрочнения п промышленных
титановых сплавах, так как в остальных титановых спла¬
вах при упрочняющей термической обработке использу¬
ется распад пересыщенных твердых растворов на основе
«- или p-модификаций титана с выделением в дисперс¬
ной форме р- или a-фаз соответственно.В отечественной номенклатуре титановых сплавов
также имеется сплав на основе системы Ті—Си. Это
сплав ВТ19, отличающийся от зарубежного наличием
небольшого количества алюминия, что даст дополни¬
тельное повышение прочности.Система Ті—AgДиаграмма состояния приведена на рис. 55 [27]. Как н в случае
мели, в сплавах Ті—Ag p-фаза не фиксируется при закалке вследст¬
вие мартенситного превращения. Другой особенностью является зна¬
чительная растворимость серебра в а-титане (14,5% при эвтектоидной
температуре). Серебро как легирующая добавка к титановым спла¬
вам не получило применения, но играет важную роль в качестве од¬
ного из компонентов припоев для вакуумной найки титана.Система Ті—А иДиаграмма состояния приведена на рис. 56 [28]. О практическом
использовании сплавов Ті—Au сведений не имеется, но можно пред¬
полагать, что они будут обладать повышенной коррозионной стойко¬
стью в некоторых агрессивных средах.Система Ті—BeПолная диаграмма состояния этой системы в технической литера- т
туре пока не опубликована; имеется лишь гипотетическая диаграмма
этой системы [29]. Эта система в недалеком будущем может пред¬
ставить практический интерес как основа композиционных материа¬
лов с высоким модулем, упругости и малой плотностью.Система Ті—SiДиаграмма состояния приведена на рис. 57 [30]. В тех¬
ническом титане и конструкционных титановых сплавах,
где требуется высокая ударная вязкость, кремний счита¬
ется вредной примесью, так как присутствуя даже в ко-123
личестве нескольких сотых долей процента, резко сни¬
жает эту характеристику. Однако в жаропрочных тита¬
новых сплавах кремний является одной из важных мик¬
ролегирующих добавок для повышения жаропрочности и
жаростойкости, наблюдаемого при наличии 0,15—0,35%
Si в сплаве, т. е. в пределах его растворимости в а-тита-
не. Однако даже и при этих концентрациях кремния мо¬
жно наблюдать включения силицида титана TisSie, кото¬
рые, по-видимому, играют некоторую роль в повышении
жаропрочности, p-фаза в сплавах Ті—Si не фиксируется
закалкой.Система Ті—SnДиаграмма состояния приведена на рис. 58 [31]. Олово
слабо влияет на температуру полиморфного превращения
титана и относится к категории «нейтральных упрочни-
телей». Растворимость олова в а-титане составляет 20%.
При обычной температуре олово является довольно сла¬
бым упрочнителсм, но существенно повышает жаропроч¬
ность. Поэтому его добавляют к жаропрочным титано¬
вым сплавам, обычно в количестве 1—6%, в отдельных
случаях его содержание может достигать 13%. Преиму¬
ществом олова как легирующей добавки к жаропрочным
титановым сплавам является то, что при легировании
титана оловом пластичность при комнатной температуре
почти не снижается, а жаропрочность повышается. Оло¬
во повышает технологическую пластичность двойных
сплавов Ті—А1. Примером таких сплавов является ши¬
роко известный листовой а-сплав, содержащий 5% А1 и
2,5% Sn (ВТ5-1 по отечественной спецификации).Система Ті—МпДиаграмма состояния приведена на рис. 59 [31]. По¬
добно хрому, марганец в начальный период развития ти¬
тановой металлургии широко применяли в качестве ле¬
гирующей добавки, а сплав с 8% Мп был за рубежом
самым популярным листовым сплавом, сочетающим вы¬
сокую пластичность с достаточно высокой прочностью.
Однако более глубокое изучение диаграммы состояния
Ті—Мп и свойств этих сплавов в различных условиях
эксплуатации выявило, что подобно сплавам с хромом,
сплавы с марганцем, особенно при высоком содержании
последнего, термически нестабильны в некоторых усло-124
Mn.% (am.)10 70 30 40 SO 60 7020 40 60
Mn,% (no массеJ20 40 SO Я0
.Mi ,n/o(rw массе)І'нс. 59. Диаграмма состояния
(-исгсмы ТІ—Mn 1311Рис. 61. Диаграмма состояния
системы Ti—N1 [33, 34]150013001100FЪ,%(ат.)10 20 30 40 50 60 70 вО 90
3—ГІГ І иі| I% І,1? IС'1534°С,
Ю7°Сх60.¥Ъ,°/о(по массе/Рис. 60. Диаграмма состояния
системы TI—Fe [311125
виях из-за эвтектоидпого распада p-твердого раствора с
выделением химического соединения эквиатомного со¬
става. Поэтому промышленное применение нашли лишь
сравнительно низколегированные марганцем сплавы
(1—2%), термическая стабильность которых оказалась
вполне удовлетворительной. В отечественной промыш¬
ленности применяется серия из трех сплавов марок
ОТ4-0, ОТ4-1 и ОТ4, в которых содержится постоянное
количество марганца (1—2%), а содержание алюминия
меняется от 1 до 5%, что позволяет получать широкий
диапазон прочности. Недостатком марганца является
высокая упругость пара, что требует применения ней¬
трального газа при плавке взамен вакуума.Система Ті—-РеДиаграмма состояния приведена на рис. 60 [31]. Раство¬
римость железа в а-титане при комнатной температуре
очень мала, а ири эвтектоидной температуре не превы¬
шает 0,5%. Железо является одним из самых сильных
p-стабилизаторов и для фиксации 100% p-структуры
путем закалки достаточно 6,0% Fe. Сплавы Ті—Fe тер¬
мически нестабильны и p-твердый раствор может рас¬
падаться даже при комнатной температуре. В нелегиро¬
ванном титане небольшое количество примеси железа
может вызывать локальные выделения p-фазы, что в ря¬
де случаев снижает коррозионную стойкость, а также
способствует возникновению хладноломкости при крио¬
генных температурах. Поэтому в технических условиях
на сплавы типа 6—4 и 5—2,5 повышенной чистоты для
работы в условиях глубокого холода (сорт ELI по зару¬
бежным спецификациям) наряду с более жесткими до¬
пусками по содержанию примесей, дающих твердые рас¬
творы типа внедрения (кислород, азот), ограничивается
и содержание примеси железа, например, не более
0,25% по сравнению с 0,50% в обычном сплаве марки5—2,5.Благодаря сильному упрочняющему действию железо
используется в некоторых титановых сплавах в качестве
легирующей добавки, обычно в количествах 0,5—1,5%,
хотя в сплаве на основе p-структуры содержится до 5%
Fe (а также 8%V и 1% AI). В последнем случае можно
вместо сравнительно дорогого ванадия использовать бо¬
лее дешевый феррованадий.126
Система Ті—СоЭвтектоидный распад в этой системе происходит очень
медленно [32] и поэтому сплавы с небольшой добавкой
кобальта должны обладать достаточной термической
стабильностью. В качестве легирующей добавки в про¬
мышленных титановых сплавах кобальт почти не приме¬
няется, если не считать японского сплава 5—2—2, со¬
держащего 5% А1, 2% ванадия, 2% Со и 0,2% Si, мас¬
штабы производства которого, по-видимому, невелики.Система Ті—Ni	—Диаграмма состояния приведена на рис. 61 [33]. Раство¬
римость никеля в а-титане очень мала (менее 0,2% при
эвтектоидной температуре). Сплавы с содержанием бо¬
лее 8% Ni могут быть закалены на p-структуру, которая
довольно нестабильна и распадается уже при 250° С.
О применении никеля в качестве легирующей добавки к
обычным титановым сплавам сведений не имеется. Од¬
нако система Ті—Ni приобретает промышленное значе¬
ние как основа для создания сплавов металлидного ти¬
па, обладающих эффектом памяти (воспроизведения за¬
данной формы) и рядом других свойств, из которых
практическое значение могут иметь высокое сопротивле¬
ние кавитации и способность к гашению акустических
колебаний. По химическому составу эти сплавы пред¬
ставляют собой эквиатомное химическое соединение
TiNi (бертоллид) с областью гомогенности в границах
54—58% Ni, с добавками кобальта, железа или других
металлов для получения заданной температуры мартен-
ситного превращения [34].В данном случае имеется редкое исключение из об¬
щего правила хрупкости металлидов, так как это хими¬
ческое соединение настолько пластично, что позволяет
получать все виды полуфабрикатов, включая фольгу и.
проволоку, а также производить фасонное литье.Система Ті—PdДиаграмма состояния приведена на рис. 62 [35]. Про¬
мышленное значение получили двойные сплавы Ті—Pd
с содержанием 0,2% палладия. По механическим свой¬
ствам и структуре они не отличаются от нелегированно¬
го титана, но обладают повышенной коррозионной стой¬
костью как в окислительных, так и в восстановительных127
Pd, %fam.)20 30 40 50 SO 7080 906a ,%fno нассе}40 БО ВОPd ,<Уо{по нассе)Рис. 62. Диаграмма состояния
системы ті—Ра (35]N,%iWy20 ЗО 40 50■ г• **"*плгп° r>Ga,%(am.)Рис. 63. Диаграмма состояния
системы ТІ—Ge [38]Рис. 64. Диаграмма состояния
системы ТІ—N |39115 20
N,% (по массе)128
гредах, в которых стойкость пелегированного титана
оказывается недостаточной. Подобное действие на титан
оказывает также платина [36].Система Ті—ВБор почти не растворяется в твердом титане и в рассмат¬
риваемом интервале концентраций мало влияет на тем¬
пературу полиморфного превращения [37]. Для легиро¬
вания титановых сплавов бор не применяется. Микродо¬
бавки (порядка 0,03—0,05%) измельчают макрозерно
титана и его сплавов и в качестве модификатора имеют
некоторое практическое применение.Система Ті—GaДиаграмма состояния Ті—Ga приведена на рис. 63 [38].
Несмотря на громадную разницу в температурах плав¬
ления (галлий плавится примерно при 30°С), галлий
может оказаться очень ценным легирующим компонен¬
том, так как хорошо сплавляется с титанрм и относится
к небольшой группе металлов, стабилизирующих а-мо-
дификацию титана. Он образует обширную область
твердых растворов с а-титаном— до 16% (За— и суще¬
ственно повышает жаропрочность титановых сплавов.
Так как содержание алюминия в жаропрочных титано¬
вых сплавах не может превосходить 7—8% из-за выде¬
ления фазы аг и связанной с этим потери термической
стабильности, практический интерес может представить
совместное легирование таких сплавов алюминием и гал¬
лием, что позволит дополнительно упрочнить a-фазу без
потери термической стабильности.Система Ti—NДиаграмма состояния приведена на рис. 64 [39]. Азот
в титановых сплавах является вредной примесью, суще¬
ственно снижающей пластичность и поэтому его содер¬
жание в техническом титане и титановых сплавах жест¬
ко регламентируется пределом 0,04—0,05%. Некоторое
применение находит азотирование титана для повыше¬
ния износостойкости.Система Ті—ОДиаграмма состояния приведена на рис. 65 [40]. Кисло-
. род в большинстве случаев является вредной примесью,
вызывающей хрупкость титана, вместе с тем при содер-9—264129
жании кислорода до 0,1—0,2% его можно рассматривать
как естественную легирующую добавку, определяющую
уровень прочности технического титана и всех промыш¬
ленных титановых сплавов. В отличие от азота кислород
является более «мягким» упрочнителем а-титана и его
содержание в допустимых пределах обеспечивает не
только необходимый уровень прочности, но и достаточ¬
но высокую пластичность. В зарубежной практике при¬
меняется и намеренное легирование кислородом для по¬
лучения различных сортов технического титана. Более
низкий предел для содержания кислорода в сплаве чем
0,1% требуется лишь в некоторых специальных случаях
(например, в сплавах для криогенной техпики). В отли¬
чие от водорода кислород, как и азот, нельзя удалить
из титана путем вакуумного отжига. До последнего вре¬
мени были безуспешными попытки снизить содержа¬
ние кислорода в титановых сплавах металлургическим
путем. Это обстоятельство чрезвычайно затрудняет ис-О	,%(ат.)20 40	60 70 100ГтоNЧч Ж+ГЧ	\2800\\\\т2тВысокотемпературная \Ті П Яп 1‘>ППаГРис. 65. Дваграмма состоя¬
ния системы Ті—О |40J130
пользование титанового
лома и отходов при вы¬
плавке титановых сплавов
ответственного назначе¬
ния, что позволило бы су¬
щественно снизить стои¬
мость титановых полуфаб¬
рикатов.Система Ті—А1Один из последних вари¬
антов диаграммы состоя¬
ния титан — алюминий
ириведеп на рис. 66 [13,
41]. Несмотря на боль¬
шое число исследований,
пока еще не достигнуто
единого мнения относи¬
тельно части диаграммы,
касающейся области пре¬
вращений в твердом со¬
стоянии вблизи ординаты
титана. Наиболее важ¬
ным дополнением за по¬
следние годы является
уточнение фазовых обла¬
стей в интервале концен¬
траций 5—25% А1, где
установлено существова¬
ние упорядоченной аг-фа-
зы (химическое соедине¬
ние ТізАІ) взамен ранее
предполагавшейся облас¬
ти a-твердого раствора.
Было установлено, что
именно эта фаза вызыва¬
ет потерю термической
стабильности при содер¬
жаниях алюминия выше6—8%. Это химическое
соединение наряду с эк-
ниатомным соединением
TiAl (называемым уФа*
лой) представляет боль-А1 ,°/о(ат.)20 40 50 60 70 8040 SO 80
PA.,Vo (по массе)Рпс. 66. Диаграмма состояния
системы Ті—А1 [41]С,% (am.,'30001668-W001 1 т•I'MГ' У	1	Ьвоау*Г+С-Тчоовссг	щW+C3800°с
3050аСж )
//
/і*
/4-./Ті с26,(57)--*j№5t/8°C1оШщР+Т1 ЛЛ ш°гІСПС:+с0,5(2,0}\ 1
a+TiC ;ЛІС» ■ —Ті W 20 30 40 W0
С,%(по массе}Рис. 67. Диаграмма состояния
системы Ті—С (13]9*131
ТАБЛИЦА 23ОСНОВНЫЕ ПАРАМЕТРЫ ДВОЙНЫХ СИСТЕМ [13]53с.£CQXчН
id •о а
*оЯЄоаСХк<0вЗн
*8
£ пЖS*З»ке8а кШ *
3 ввat*днэяэкеТ“и«slЇЙ 1
*!<
ннсою«в<С-о
00 —
СЧ»—U
<N оЮ о“-S=t
X .о«їю*sE^А о• to 45а «ю
м во
— сч ■—'ttс$сог#«00—<у(—>?-ейннлЬ “о I?§ Яив Sp0	О , _1	§1^О 5УЮ.0 и<Г QQ8 §8'°
« 22A Yяи4)и.>»о,5*S-а <в
о Сь
. >*
О нс99нt?сот#«00ЮСОсо1вГ и JSpy•«o'
00°
т}* о
wcoю 2іл “
со
?_ о:‘6=2-8
ДsSaX	,Ю _V° о °
'—2«1.8 2,
?/ оV VчрО4' ^^.иrj-o
•О
^ СЧсо I
?ри _U*»° О °\/jjM ^ 0*2• 00	“ОVV-H5
S' _ .
2-^ 8 ^8ЗЁОН№CUФСн__ fct
*г7 »о» w о•н*8От#«3От#«Ю43и-о“асч т
СЧ 00ю -*
сч ^юОЮо*88^ои<£ VS2.-и~8
СЧ юО ?- ?СЧ ’о -V.ОНо	£-•X о
с, сои 4»	I- .С ЇЇ	Я ^ ”О	ст> ^ оХ*С СЧ	„= о	в Ю +|+1
о05_ э-о оЁаРоЙ*Ф ^-ч„ V 					тю-£ «2и
m “*5 m ■—JS-. >«ю"
.— t-1чк:"+|m оиэUо>U*] 32
ою*оСО?Ахсо° 53
о>*К |s? I 12.
SS сPasнг
_ «іРe^us^u“lb «иь§£siv« I ~ I 1—'
■On? I
D.0Q1Q?
^*оь «оь ан ?нЦ£-•—. ь-і0х-f00ЕНЗсягн“ «N©■>о<J>L^
ift ^S 05 ^Г°СО • ю/и-2Xo^V
2ю ®“р7*а£чАО4»ясо *—•—а?8< О-а “
2З?S5С4РиІ «^Sn-g:
V0U £\ "* •—*<N н?7“з в
пАаї аgs-yg}		 <0	іЛооя*vиe'fe ^» и q00» gJS со *-*7^7-BU£0сч<N}±•XзЕCQЗа,иа«Ік ^
а£§Лоа> 0 <N о
о 2ЭСО CQ №
-“•2сО°
і §cn ZL
/to~ осо оч—'Я*о ~
оГ*“ю ^.—,Я-'ОО ч*о О,ои.оДVs.—o'-*ю чсгт^Оt"-» ©Ч^ о’""' ^—4°	*©o®.2®S
j — <2.*°.. /
о —
?С.и«ІСО ^оV© О® Ом'с?сGOооVGOооVю.8
<<* <оVOО4шО
со °
WOЮ.Р:irt tvjaz:CLX— и—-оcs 00
о ^
-ш
о —’VоГ—,XXн•я £-
a g«а«Sио.«00fcrfs ньtff-..гР о 3^Г* •'—** Н |"”1*с 25 SiО со (—1 ф - о
hwU3 ^ © ВЙ7~««г
(Г) 1 С," і >_Ilia, псрите
['-'2020 С]ю о
3 я
а, СиCJа.«? Яа> р*- а.--* С» Г4
О 0 •
^ н со.Е2 «О >S 4>» .О Srn5^0 jjV
8s^ «-5
і =~Па, эвтектои
21 (13)% [5тэft133
Раствопнмость %* Вторая фаза, находящаяся я равновесии
1 ' ’ с фазамивоCN№5в5 сЕяа■в —«ч fа«и шкаX2 RS Xта бЕ-Є£*<лн*иEg^2с об
СЛ )
я (юьГСЧ\СЛгі»нйСО §*СЧ 2 <ti
О GL
* >*
ни £
-їл “•= 8 D-«V
н —!V.O<N (Jв"~!„ое85ІонS’V,V►о«о
Ю о8чОS >
V-51иg*-S2.ия<U — 0 3 аГ
И -Q СХВ" £>в rrs o^zM
л дасеї^І® >Soj!S— О *— OK 00«я -X«рIі.oUО'' О_оS8_ о®swiO5 *< 8я SaS-P ЕжСО .	.<N ■	іСОС п *4> « О,£ о.XОЇ (J-8
00 К<э~VV©crudsсо®.ГОс?и
*0
о юсо f4<Э Iі,х о3 Q.2 «
с. й
аі л
с. о.
е
2«
ж 2
г*и. - о
|£4>Sa£z ^
с о>C.J- я w. aj Н ,
о в ■ и оо•—. Н QQ.^ СЧXRdMdireс/5сслisN134.Цифры бед скобок—% (по массе): в круглых скобках —% (ат ). HP — практически перастворпы в титане.
ТІ	20	40	ВО	ВО	VV, % (по нассе)SSO'CТі	20	МО	БО	SO	VV, % (по шассе)Рис 68 Изотермические сечения диаграммы состояния системы ТІ А1 V
при'550;' 800 и 1100 'С 1421185
шой интерес, так как на его основе возможно создание
окалиностойкнх жаропрочных сплавов нового типа [10,
15]. Алюминий является осповной легирующей добавкой
в титановых сплавах. Благодаря легкоплавкости и спо¬
собности восстанавливать окислы тугоплавких металлов
(алюмотсрмия) его используют также для получения
лигатур с хромом, молибдеиом, ванадием и другими ле¬
гирующими компонентами.Система Ті—СДиаграмма состояния приведена на рис. 67 [13]. Уг¬
лерод относится к вредным примесям в титановых спла¬
вах, так как уже при 0,2% С и более образуются очень
твердые карбиды, снижающие ударную вязкость и за¬
трудняющие механическую обработку. Для жаропрочных
титановых сплавов может представлять некоторый ин¬
терес легирование углеродом в пределах его раствори¬
мости в а-титане.Основные параметры двойных систем представлены
в табл. 23.2. ТРОЙНЫЕ СИСТЕМЫ1Наиболее важной тройной системой, лежащей в основе
большинства промышленных титановых сплавов общего
назначения, является система Ті—А1—V, изотермичес¬
кие разрезы которой показаны на рис. 68 [42]. В част¬
ности, она является основой широко распространенного
сплава Ті—6% А1—4% V, обладающего универсальным
комплексом свойств и известного в нашей стране под
маркой ВТ6.Следующей по важности является система Ті—А1—
Мо, положенная в основу многих титановых сплавов,
особенно жаропрочных. В качестве примера можно на¬
звать зарубежный жаропрочный сплав Ті—7% А1—3%
Мо, отечественные сплавы ВТ8 и ВТ9.На рис. 69 [43] приведена диаграмма состояния си¬
стемы Ті—А1—Мо в богатой титаном области при тем¬
пературах ниже перитектоидной реакции в системе
Ті—А1. При понижении температуры трехфазное пери-
тектоидное превращение р+«2^а сменяется четырехфаз¬
ным р+а2ч^а+р2 (Ті2А1Мо), которое протекает пример¬1 Автор раздела С. Г. Глазунов.136
но при 550° С. По содержанию алюминия и молибдена
все промышленные сплавы по диаграмме состояния на¬
ходятся в области концентраций левее перитектоидных
превращений.Созданные на основе систем Ті—А1—V и Ті—А1—Мо
или на их комбинации промышленные сплавы отличают¬
ся высокой термической стабильностью, поскольку вана¬
дий и молибден являются изоморфными р-стабилизато-
рами, не образуют с титаном химических соединений и
не приводят к эвтектоидным реакциям. Однако при со¬
держании алюминия более 8% термическая стабиль¬
ность этих сплавов снижается вследствие образования
упорядоченной фазы а2.Сходный тип диаграммы состояния имеет система
Ті—А1—Мп, если рассматривать сплавы, содержащие
примерно до 10% Мп (рис. 70). Хотя марганец и обра¬
зует эвтектоид с титаном, эвтектоидная реакция проте¬
кает настолько медленно, что в промышленных сплавах,
содержащих 1—2% Мп, ее влияние практически неза¬
метно и такие сплавы обладают превосходной термичес¬
кой стабильностью.Если сравнить изотермические разрезы этих трех си¬
стем при температурах 900—1000° С, то можно заметитьРис. 69. Титановый угол трой¬
ной системы ТІ—ЛІ—Мо в твер¬
дом состоянии (построен
А. М. Захаровым по донным
работ [3] и [43])Al(Ti?Alj,%137
большое сходство в расположении фазовых полей вбли¬
зи угла титана, а именно, наличие обширной области
p-твердого раствора. Поскольку p-модификация титана
имеет большее число плоскостей скольжения, чем а-мо-
дификацня, рассматриваемые сплавы обладают высокой
технологической пластичностью.На рис. 70, в приведено изотермическое сечение ти¬
танового угла системы Ті—А1—Мп при 650° С с учетом
уточненных данных по системе Ті—А1. Линия, разделяю¬
щая фазовые области а и а+р, построена по данным
Домагала и Ростокера, а положение линии раздела об¬
ластей а+р и а+аг+Р оценено при допущении, что
а-фаза предельно насыщенного состава (точка а) нахо¬
дится в равновесии с фазой TiMn.5LTiAl+TiAl;IWO'CTiAl+TiMn2+TiAl,+J3 + HAI
ТіАІ+ТіМпг
р + ТіАІ
+ ТІАІ +
+ТіМп„900°С2 3 4 5
Мп,% {по массе)ТіАІ+ТіМп2
р+ТіАІ
а+р+ТіАІ
Р+ТІАІ++ТіМп220 ЗО W
Мп,% (по нассе)P+TiMn + TiMn2 ВТ4~5—“оТ4 2Рис. 70. Изотермические сечения
диаграммы состояния Ті—Al—Мп
«. при 1100 (а): 950 (б). 800°С (в)
зи [44]. Цифрами указаны положения
фигуративных точек сплавов:/ — ОТ4-0; 2 — OT4-I; З- OT4; 4-
Рис. 71. Титановый угол тройной системы ТІ—Al—Sn (построен Л. М. Заха¬
ровым по данным [3] с учетом данных работ И. И. Корнилова и Т. Т. Нар¬
товой). Цифрами показано положение фигуратиипой точки сплава DTS-IРио. 72. Титановый угол тройиой системы ТІ—Al—Zr (построен Л. М. Заха¬
ровым по данным работ [45—47]). Цифрами отмечено положение фигура¬
тивных точек сплавов типа:1 - ВТ20; 2 — ВТ18139
На основе системы Ті—АІ—Мп создана серия отече¬
ственных сплавов марок ОТ4-0, ОТ4-1 и ОТ4, являю¬
щихся наиболее распространенными промышленными
сплавами для листовых полуфабрикатов. Эти сплавы при
почти постоянном содержании марганца (не более 2%)
имеют переменное содержание алюминия от 1 до 5%.
что позволяет получить широкий диапазон механических
свойств. Вместе с тем наличие одних и тех же легирую¬
щих компонентов весьма удобно для условий серийного
производства. На рис. 70 указаны фигуративные точки,
соответствующие среднему содержанию алюминия и
марганца в этих сплавах.На рис. 71 приведен титановый угол диаграммы со¬
стояния системы Ti—Al—Sn. Характерной особенностью
этой системы является непрерывная растворимость ин-
терметаллидов ТізАІ и TiaSn между собой, так что раз¬
рез ТІ3АІ—Ti3Sn является квазибинарным с областью
непрерывных твердых растворов. Левее этого квазиби-
нарного разреза во вторичной системе Ті—ТІ3АІ—TisSn
наблюдается четырехфазное перитектоидное превраще¬
ние р+аг^а+ТізБп. В этой системе образуется обшир¬
ная область a-твердых растворов; изотерма растворимо¬
сти алюминия и олова в а-титане при 550° С указана
сплошной линией. На основе системы Ti—Al—Sn соз¬
дан весьма технологичный и достаточно широко приме¬
няемый сплав Ті—5% Al—2,5% Sn (ВТ5-1).Титановый угол системы Ti—Al—Zr при температурах
ниже перитектоидной реакции в двойной системе Ti—Al
(1080° С) приведен на рис. 72. При легировании сплавов
системы Ti—Al цирконием линии трехфазного равнове¬
сия р+аг^а попижаются. Ниже линейчатой поверхности,
образованной линиями ЪЪ' и сс\ находится двухфазный
объем а+аг. Изотермы, ограничивающие двухфазную
область а+аг, при температуре 600° С указаны сплош¬
ными линиями. Для этой системы характерна обширная
область a-твердого раствора. На этой системе основан
жаропрочный отечественный сплав ВТ18. Довольно вы¬
сокая жаропрочность этого сплава обусловлена боль¬
шим содержанием алюминия, циркония. К этой же си¬
стеме можно условно отнести и сплав ВТ20.Необходимо отметить, что эти сплавы содержат неко¬
торое количество p-изоморфных стабилизаторов, в связи
с чем структура сплавов в отожженном состоянии со¬
стоит из a-фазы и небольшого количества р-фазы.140
.1 МЕТАСТАБИЛЬНЫЕ ДИАГРАММЫ ФАЗОВОГО СОСТАВА
ЗАКАЛЁННЫХ ДВОЙНЫХ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ1Н. В. Агеев и Л. А. Петрова [48] предложили представ¬
лять фазовый состав титановых сплавов, закаленных с
разных температур, в виде метастабильных диаграмм в
координатах температура нагрева под закалку — хими¬
ческий состав сплавов. К сожалению, эксперименталь¬
ная часть этих исследований была выполнена на недо¬
статочно чистом (металлокерамическом) материале с
использованием легирующих элементов с большим со¬
держанием примесей. Поэтому опубликованные этими
исследователями в 1958—1963 гг. метастабильные диа¬
граммы нельзя использовать для предсказания фазового
состава закаленных титановых сплавов.Еще в 1964 г. нами было обращено внимание на тес¬
ную связь метастабильных диаграмм фазового состава
закаленных титановых сплавов с равновесными диа¬
граммами состояния [49]. В качестве примера рассмот¬
рим диаграмму состояния сплавов титана с р-изоморф-
мыми стабилизаторами [50—51] (рис. 73,а). На диа¬
грамму состояния нанесены линии начала (А1Н) и конца
(AfK) мартенситного превращения, а также линия нача¬
ла р-*-й)-превращения, которые при комнатной темпера¬
туре соответствуют концентрациям С'р, С'р и С^. Фи¬
гуративная линия сплавов, лежащих левее точки С^р,1 Автор раздела Б. Л. Колачео.1’мс. 73. Метастабильные диаграммы фазового состава закаленных сплавов
титана с Риэоморфвым (о) и 0-»втсктомдимм (б) стабилизаторами (50. S3]141
пересекает линию начала и конца мартенситиого пре¬
вращения, поэтому после закалки из p-области эти спла¬
вы должны приобретать мартеиситную структуру (а'
или а"). Структура сплавов, состав которых находится
в пределах от С'кр до С^р, после закалки из р-области
должна состоять из а"- и p-фаз, поскольку фигуративная
линия этих сплавов пересекает линию начала мартенсит-
ного превращения, но не доходит до линии конца мар-
тенситного превращения. Помимо этого, в p-фазе фор¬
мируется w-состояние, по традиции именуемое со-фазой.
Структура сплавов, состав которых лежит в пределах
от С’р до С"р, после закалки из p-области представлена
фазами р и со, а если содержание p-стабилизаторов пре¬
вышает С"р, то после закалки сплавы приобретают
p-структуру. Разумеется, если содержание р-стабилиза-
торов будет достаточно велико, то никакой закалки для
фиксации p-фазы не нужно; она становится термодина¬
мически стабильной.При нагреве сплавов до двухфазной а+р-области и
последующей закалке a-фаза не претерпевает измене¬
ний, а в p-фазе происходят те же превращения, что и в
сплаве того же состава, что и p-фаза, при его закалке с
температур p-области. Так, например, при температуре
V структура сплавов будет представлена a-фазой соста¬
ва а' и p-фазой состава Ъ'. Сплав состава, соответствую¬
щего точке Ь', при закалке из p-области сохраняет одно¬
фазную p-структуру. Поэтому структура всех сплавов
от а' до Ь' после закалки с температуры Т будет пред¬
ставлена а- и р-фазами.В двухфазной области а+р при температурах в ин¬
тервале от Ті до Т2 концентрация p-стабилизатора в
P-фазе меньше С'кр и при закалке в ней образуется со-со-
стояние. Поэтому структура сплавов после закалки с
этих температур будет представлена а-, р- и ш-фазами.Выше температуры Т2 концентрация р-стабилизато-
ра в p-фазе в двухфазной а+р-области меньше второй
критической и поэтому при закалке p-фаза переходит в
а"-фазу мартенситиого типа. Так как мартенситное прев¬
ращение в p-фазе с концентрацией p-стабилизатора в
пределах от С^р до С’кр не доходит до конца, конечная
Структура сплавов после закалки с температур от Т% до
Т3 будет представлена а-, а"-, р- и ш-фазами. При нагре¬
ве под закалку до двухфазной области а+Р выше тем¬142
пературы Г3 концентрация p-стабилизатора в р-фазе
меньше С'р и поэтому мартенситное превращение проте¬
кает полностью. Конечная структура будет представлена
а- и а"-фазами после закалки с температур выше Т3 и
а- и а'-фазами после закалки с температур выше Т4.В метастабнльной диаграмме фазового состава прин¬
ципиально важной является температура Т2. Эту тем¬
пературу нагрева под закалку называют критической,
так как закалка титановых сплавов с температур выше
Т2 приводит к образованию в них мартенситных фаз.
После закалки с температур ниже Т2 мартенситных фаз
не образуется.Аналогично можно построить метастабильные диа¬
граммы фазового состава сплавов титана с р-эвтектоид-
ными стабилизаторами [52] (рис. 73,6). Отличие от вы¬
шеприведенной диаграммы заключается в том, что
ниже эвтектоидной температуры при достаточно длитель¬
ном нагрепе структура сплавов, лежащих правее точки а,
будет представлена а- и 7-фазами, которые не будут
претерпевать изменений при закалке. В связи с этим
структура сплавов после закалки должна состоять из а-
и v-фаз неравновесного состава. Температура эвтектоид-
ного распада может быть выше Т\, в этом случае из ме-
тастабильной диаграммы фазового состава выпадет об¬
ласть а+р. Эти же рассуждения в общем справедливы
и в том случае, когда в диаграмме состояния имеется
монотектоидное равновесие.Однако следует иметь в виду, что эвтектоидные и мо-
нотектоидные превращения в титановых сплавах проте¬
кают с очень небольшой скоростью. Поэтому даже при
нагреве сплавов до температур ниже эвтектоидной или
монотектоидной точки структура сплава длительное вре¬
мя состоит из a-фазы и p-твердого раствора неравновес¬
ного состава. В этом случае метастабильная диаграмма
фазового состава ниже температур эвтектоидного или
монотектоидного превращений не будет принципиально
отличаться от диаграммы фазового состава закаленных
сплавов титана с p-изоморфными стабилизаторами.Обратимся теперь к экспериментально построенным
достаточно корректным диаграммам фазового состава
.чакаленных титановых сплавов. На рис. 74,а приведена
построенная Б. А. Колачевым, В. С. Лясоцкой и
Ф. С. Мамоновой [53, 54] метастабильная диаграмма
фазового состава закаленных сплавов системы Ті—Мо143
с учетом последних данных. Исходным материалом по¬
служили кованые прутки сечением 14X14 мм, из кото¬
рых были вырезаны образцы толщиной 10 мм. Образцы
нагревали при разных температурах в течение 1 ч и за¬
тем закаливали в воду комнатной температуры. С об¬
разцов снимали поверхностный слой толщиной в 2 мм с
обеих сторон, после чего замеряли твердость по Роквел¬
лу и проводили рентгеновский фазовый анализ. Фазовый
состав закаленных образцов определяли но результатам
рентгеновского фазового анализа и по характерному из¬
менению зависимостей состав — свойство при переходе
от одной фазовой области к другой.Экспериментальная диаграмма фазового состава за¬
каленных сплавов системы Ті—Мо (рис. 74, а) удовлет¬
ворительно согласуется с теоретической метастабильной
диаграммой для систем титана с p-изоморфными стаби¬
лизаторами (см. рис. 73, а) за тем исключением, что фа¬
зовые области а+Р; а+р+со; а+а''-fр+со разделены
не горизонтальными прямыми, а наклонными линиями.
Это различие можно объяснить тем, что с уменьшением
содержания p-стабилизаторов затрудняется установле¬
ние равновесной концентрации в p-фазе. Так, в частно-<;с900860820Ґ780740700Тt;cwoo900800700600ос
a+a'loc"a"Ф)- a+a"+.ф)b'J"a+іі iр(ы)a+fl10 Mo,%- ос*a+Л1 lw іЯ+CJлЖI\ a+j3+<ij__a+/9Т 675Оі 1a+TiCr,
-1. . і 1.. *Рис. 74. Метастабильиые диаграм¬
мы фазового состава закаленных
сплавов титана систем Ті—Мо. Ті-
V. ТІ—Сг [52-54, 56]Ті 2 Ц 6 8 10Сг,%144
сти, в сплаве состава Cj в результате нагрева при темпе¬
ратуре V в течение заданного ограниченного времени
концентрация p-стабилизатора в p-фазе достигает Ь', а
не Ь", в связи с чем сплав после закалки приобретает
структуру а+а"+р+(о, а не а+p-f ю.Позднее метастабильная диаграмма фазового соста¬
ва закалеппых титановых сплавов системы Ті—Мо была
построена Л. Н. Гусевой и И. В. Эгиз [55] по данным
рентгеноструктурного фазового анализа. Исследования
были проведены на образцах, полученных плавкой во
взвешенном состоянии из очень чистых исходных мате¬
риалов. Длительпость нагрева под закалку увеличивали
от 2 ч при 900° С до 100 ч при 600° С. На основании по¬
лученных в этой работе данных построена метастабиль¬
ная диаграмма, на которой фазовые области a-f-p; a-f-
-f-p-f-av, a+av-(-p-4-(D отделены горизонтальными прямы¬
ми линиями в полном соответствии с теоретической схе¬
мой (см. рис. 73,а).На рис. 74,6 приведена метастабильная диаграмма
фазового состава закаленных сплавов системы Ті—V
[56]. Она была построена на основе экспериментальных
данных, полученных по той же методике, что и метаста¬
бильная диаграмма сплавов системы Ті—Мо [54]. Не¬
трудно видеть, что метастабильные диаграммы фазово¬
го состава закаленпых сплавов систем Ті—V и Ті—Мо
весьма сходны.Метастабильная диаграмма фазового состава спла¬
вов системы Ті—Сг [52] (рис. 74, в) также была по¬
строена по методике, описанной для системы Ті—Мо.
Обнаруженная в этой системе смена фазовых областей
в зависимости от температуры нагрева под закалку и со¬
става сплавов соответствует теоретической схеме, при¬
веденной на рис. 73,6, за исключением низкотемпера¬
турной области. Длительность нагрева, равная 1 ч, былр
слишком мала, чтобы вызвать эвтектоидный распад
р-фазы.4. МЕТАСТАБИЛЫ1ЫЕ ДИАГРАММЫ ФАЗОВОГО СОСТАВА
ЗАКАЛЕННЫХ ТРОЙНЫХ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ1Рассмотрим прежде всего тройную систему [57], пред¬
ставленную титаном и двумя p-изоморфными стабили¬
заторами В і и В2 (рис. 75). В тройной системе начало1 Лптор раздела Б. А. Колачев.10-264145
їїРяс. 7а. Метастабнльная диаграмма фазового состава закалепиих сплавои
титана с двумя ^-стабилизаторами (а) и ее проекция на концентрационный
треугольник (б) |57]146
и кбнец мартенситиого превращения описываются уже
не линиями, а поверхностями начала (МаМц) и конца
(МКМ^) мартенситиого превращения (рис. 75,а). Ана¬
логично линия начала р-*-со-перехода превращается в
поверхность	При комнатной температуре эти по¬верхности дают серию линий, разделяющих различные
фазовые области титановых сплавов после закалки из
p-области (рис. 75,а). К этим линиям необходимо доба¬
вить линию С0С'0, разделяющую составы сплавов, кото¬
рые после закалки из p-области приобретают а'- и а"*
структуру.Если из каждой точки изотерм CjCJ и С2С’2 поверх¬
ностей начала и конца мартенситиого превращения, а
также из каждой точки линий СоС‘0 и СзС3 восстановить
перпендикуляры и продлить их до p-области равновес¬
ной диаграммы состояния, то p-область тройной систе¬
мы разобьется на объемы, соответствующие а'-, а"-,
и^+Р+ю-, Р+ш- и p-областям метастабильной диаграм¬
мы фазового состава закаленных сплавов. Эти линейча¬
тые поверхности пересекают поверхность состава р-фа-
зы в равновесии с a-фазой (поверхность раздела а+Р
и р областей равповесиой диаграммы состояния) по ли¬
ниям b0b'0; bib\'t b2b'2', 6363, которые назовем критически¬
ми. Критические линии в общем случае не являются
изотермами, так как соответствующая им температура по¬
вышается при переходе от одной двойной системы к дру¬
гой (например, от Ті—В\ к Ті—В2, как принято на рис.
75, а).Каждая точка на критической линии соответствует
составу p-фазы, которая при температуре нагрева под
закалку находится в равновесии с a-фазой. При темпе¬
ратуре нагрева под закалку линия, соединяющая соста¬
вы р- и a-фаз в равновесии, соответствует коноде рав«
новесной диаграммы состояния. Однако совокупность
конод, связанных с данной критической липией, не об¬
разует одного семейства, так как эти коноды принадле¬
жат не одному изотермическому сечению, а разным. Со-
нокупность конод, связанных с данной критической лини¬
ей, образует линейчатую поверхность (рис. 75,а). Ли¬
нейчатые поверхности, образованные конодами, начина¬
ющимися на линиях bQb'; bib[ ; b2b‘2\ ЪгЬ*3, разбивают
u-f-p-область равновесной диаграммы состояния на мета-10*147
Стабильные области а+а', а-fa", а+а"+р+о), а+р+м,
а+р. Каждая метастабильная область отражает тот фа¬
зовый состав, который приобретает сплав при закалке,
если при температуре нагрева под закалку фигуратив¬
ная точка сплава попадает в данную область. Проекция
метастабильной диаграммы па концентрационный тре-Ряс. 76. Изотермические сечения диаграмм фазового состава сплавов титана
с двумя ^-стабилизаторами после закалки с разных температур, указанных
на рис. 76 [57]148
угольник дана на рис. 75,6; стрелками указано направ¬
ление понижения температур критических линий.Рассмотрим изотермические сечения метастабильной
диаграммы фазового состава закаленных сплавов тита¬
на, легированных двумя p-изоморфными стабилизатора¬
ми. На рис. 76,/ иллюстрируется фазовый состав зака¬
ленных сплавов рассматриваемой системы после закал¬
ки с температуры ниже критической линии Ьф'3. В этом
случае структура закаленных сплавов в зависимости от
их состава представлена а-, аир- или p-фазами. Ни в
одном сплаве не будет ©-фазы, поскольку состав сплавов
превышает , необходимую для формирования ©-фа¬
зы. По мере повышения температуры нагрева под закал¬
ку протяженность а+Р-области сокращается.Если температура нагрева под закалку лежит между
Ь3 и Ь'.л, то изотермическое сечение, соответствующее этой
температуре, пересекает критическую линию ЬйЬ' (// на
рис. 75). (На всех приведенных ниже схемах изотерми¬
ческие сечения, соответствующие равновесной диаграм¬
ме состояния, указаны более толстыми линиями, чем ос¬
тальные элементы метастабильной диаграммы фазового
состава). В этом случае структура закаленных сплавов,
примыкающих на диаграмме к стороне Ті—Віг представ¬
лена а-, а-f-p-}-©, р+©- и p-областями, а сплавов, при¬
мыкающих к стороне Ті—В2—а-, а+р- и р (рис. 76, У/);
это со всей очевидностью следует из двойных метаста-
бильных диаграмм. Области а+р и а+р+© разделены
прямой линией, поскольку линейчатая поверхность, свя¬
занная с критической линией, образована конодами.При нагреве сплавов под закалку до температур, на¬
ходящихся между критическими ЛИНИЯМИ Ьф'.А И &2&2,
структура закаленных сплавов представлена а-, а+р+
+©-, P+fi>- и p-областями, которые непрерывно прости-г
раются от одной двойной системы до другой (рис. 76,///).
При нагреве под закалку до температур от ЬгДоЬ!2 струк¬
тура закаленных сплавов, примыкающих на диаграмме
к стороне Ті—Ві, представлена а-, а+а"+р+ш-, а"+
+Р+со-, р+ш и p-областями, а сплавов, примыкающих
к стороне Ті—В2, — а-, а+р+©-, Р+со и р (рис. 76, IV).
Фазовые области а+р+© и а+а"+р+© отделены
прямой линией по обсуждавшейся выше причине.В том случае, когда температура нагрева под закал¬
ку лежит между критическими ЛИНИЯМИ 62&2 И blb\ изо¬149
термическое сечение метастабильной диаграммы пред¬
ставлено фазовыми областями а,	а"+р-|--
р+ю> Р. которые простираются от одной двойной
системы до другой (рис. 76, V). При дальнейшем повы¬
шении температуры нагрева под закалку отмеченные за¬
кономерности повторяются. В том случае, когда темпе¬
ратура нагрева под закалку находится между критичес¬
кими линиями, в изотермическом сечении метастабильной
тройной диаграммы имеются те же фазовые обла¬
сти, что в двойных сплавах, закаленных с той же темпе¬
ратуры, причем фазовые области непрерывно простира¬
ются от одной двойной системы до другой (рис. 76, VIII,
VII). Если же изотермическое сечение, соответствующее
температуре нагрева под закалку, пересекает критичес¬
кую линию, то фазовые области, примыкающие к двой¬
ным системам, не совпадают полностью и не переходят
непрерывно одна в другую. При этом разные фазовые
области сплавов, нагретых под закалку до температур,
соответствующих а+р-области равновесной диаграммы
состояния, отделены прямой линией (рис. 76, VI).Выше предполагалось, что температура критических линий не пе¬
рекрывается. Если же подобное перекрытие происходит, то число
различных фазовых областей на изотермическом сечении возрастает
(рис. 77).В связи с обсуждаемыми теоретическими схемами представляет
интерес работа [58]. в которой рентгеноструктурным методом был
определен фазовый состав закаленных сплавов системы Ті—V—Ru.
Сплавы были получены методом плавки во взвешенном состоянии в
атмосфере гелия из исходных материалов высокой чистоты. Данные
этой работы, а также результаты более раннего исследования [59]
позволили нам оценить положение линии СцС0 и линий критического
состава на концентрационном треугольнике сплавов системы Ті—V—
Ru (рис. 78). Приведенные на рис. 78 элементы тройной метаста¬
бильной диаграммы качественно согласуются с теоретической схемой
на рис. 76, VIII за тем исключением, что вместо теоретически ожи¬
даемой области а" экспериментально обнаружена область а'+о"+
-fP + ft>. Это расхождение между теорией и экспериментом обуслов¬
лено, по-видиыому, тем, что химический состав сплавов был недо¬
статочно однородным. К тому же авторы работы [58] отмечают, что
углы отражения а'- и а"-фаз в сплавах Ті—V—Ru разного состава
существенно пе различались, что затрудняло точное определение фа¬
зового состава. У нас нет сомнений в том, что при более тщательной
методике эксперимента соответствие между ожидаемыми схемами и
экспериментальными данными было бы более полным.Рассмотрим далее метастабильную диаграмму фазо¬
вого состава закаленных сплавов титана, легированных
p-изоморфным стабилизатором В и а-стабилизатором А150
Рис. 77. Изотермическое есчение ди¬
аграммы фазового состава сплавов
титана с двумя 0-стабилизатора-
мн в том случае, когда темпера¬
туры критических линий перекры¬
ваются--I• -ос' о-а'+а*+£+ыРис. 78. Положение линии
CQCt ■ лиииА критическогосостава на концентрацион¬
ном треугольнике сплавов
системы Ті—V—Ru [58. 59]Рис. 79. Метастабильная диаграмма фазоього состава закаленных сплавов
титана с а- и 0-стабилизаторами (а) и ее проекция ua концентрационный
треугольник (б). Построена по данным Б. А. Колачева, С, П. Белова
[60]. При температурах ниже точки полиморфного
превращения в чистом титане простраистпенную модель
рассматриваемой тройной системы в богатой титаном
области можно изобразить схемой, данной на рис. 79, а.
Допустим, что температуры критических линий Ь0Ь'о;b2b'2\ &36д повышаются по мере увеличения содер¬
жания а-стабилизатора. Это вовсе не означает, что по¬
вышаются температуры мартенситных превращений р-*-
р->а"; р-хо в тройных сплавах по мере увеличе¬
ния содержания а-стабилизатора. Напомним, что крити¬
ческие линии есть ортогональная относительно концен¬
трационного треугольника проекция на поверхность со¬
става p-фазы равновесной диаграммы состояния линий,
которые разделяют различные фазовые области зака¬
ленных сплавов при комнатной температуре (см. с. 147).Как и в предыдущей метастабильной диаграмме,
критические линии связаны с совокупностью конод, при¬
надлежащих разным изотермическим сечениям, в ре¬
зультате чего образуются линейчатые поверхности
63Ьз0^а3; b2b'2a2ci2\ Ь|Ь^а',аі и b0b^a0a0, разделяющие
фазовые области закаленных сплавов а+Р; а+р+со;
а+а^+р+о; а+а"; а+а', с одной стороны, равновесного
трехфазного объема а+аг+р, и аналогичные поверхно¬
сти, разделяющие области а2+Р; а2+р+ш; а2+а"+р+
а2+а", аг+а' —с другой (рис. 79,а).Когда структура сплава при температуре нагрева под
закалку представлена фазами а, а2 и р, что соответству¬
ет трехфазному объему abcc'b'a' равновесной диаграм¬
мы состояния, то фазовый состав закаленных сплавов
будет определяться теми превращениями, которые испы¬
тывает p-фаза, состав которой определяется по политер¬
ме растворимости b'b. При нагреве под закалку до тем¬
ператур ниже^&з p-фаза не испытывает превращений при
быстром охлаждении, так что структура закаленных
сплавов представлена фазами а; р и а2. При нагреве под
закалку до температур выше Ь’3 происходит превраще¬
ние р—*-(о, так что структура закаленных сплавов будет
а+аг+Р+ю. Так как фазовый состав закаленных спла¬
вов рассматриваемой области диаграммы состояния оп¬
ределяется лишь теми превращениями, которые испыты¬
вает p-фаза, а превращение р—начинается при одной
вполне определенной температуре Ь*3, фазовые области
а+«2+Р н a+cx2-f р+о) в метастабильной диаграмме152
должны быть отделены горизонтальной плоскостью, со¬
ответствующей температуре&з (рис. 79,а). Точно также
температуре Ь'2 соответствует горизонтальная плоскость,разделяющая объемы а+аг+Р+оо и а+а2+а"+р+со
мстастабилыюй диаграммы фазового состава, а темпе¬
ратуре Ь\ — плоскость, разделяющая объемы а+ог+
и а+аг+а". На схеме, данной на рис. 79, а,
линия ЬЬ’0 не доходит до трехфазного объема a+cfc-f-p
равновесной диаграммы состояния. В противном случае
была бы еще одна горизонтальная плоскость, разделяю¬
щая метастабильные фазовые области а+аг+а" и а+
+аг+а'.Если, наоборот, линия bob’0 и все три критические ли¬
нии не доходят до трехфазного объема равновесной диа¬
граммы состояния, то p-фаза в сплавах с фазовым со¬
ставом а+аг+р не будет испытывать превращений при
закалке с любой температуры и область а+аг+Р на ме¬
тастабильной диаграмме будет распространяться от тре¬
угольника abc до а'Ь'с'.Рассмотрим теперь изотермические сечения метаста¬
бильной диаграммы фазового состава закаленных спла¬
вов. Если температура нагрева под закалку ниже крити¬
ческой линии b3b'3b3, то все фазы рассматриваемой
системы во всех фазовых областях при закалке не испы¬
тывают превращений, и фазовый состав закаленных спла¬
вов описывается изотермическим сечением диаграммы
состояния при температуре нагрева под закалку (рис.
80,/). В том случае, когда температура нагрева под за¬
калку лежит между Ьз и Ьд изотермические сечения рав¬
новесной и метастабильной диаграммы не совпадают
полностью (рис. 80, II). Со стороны системы Ті—В мета¬
стабильной диаграммы в изотермическое сечение вкли¬
ниваются области а+р+со и p-foo, которых нет в равно¬
весном изотермическом сечении. Если температура
нагрева под закалку выбрана между критическими лини¬
ями Ьф'ъЬ’ъ и Ь2Ь'Ь', то изотермическое сечение Mefa-
стабильной диаграммы принимает вид, представленный
на рис. 80,111. Теперь уже равновесные и метастабиль¬
ные изотермические сечения существенно различаются.На рис. 80, IV—VI показано, как постепенно меняет¬
ся характер изотермических сечений метастабильной ди¬
аграммы фазового состава закаленных титановых спла-163
bob ґіо мере повышения температуры нагрева под закал¬
ку от Ь'2 до Ь'{). С повышением температуры нагрева под
закалку увеличивается число различных фазовых обла¬
стей, а фазовый треугольник, соответствующий трехфаз¬
ному объему а+аг+Р равновесной диаграммы состоя¬
ния уменьшается в размерах.1£4
Выше предполагалось, что температуры критических линий Ьх, Ьг,
hi не перекрываются. В действительности, Ь3 может быть выше Ь»
И Ь], а і] в свою очередь выше Ь\, причем критические линии могут
нс доходить до политермы растворимости. С некоторой степенью до¬
стоверности по известным изотермическим сечениям равновесной диа¬
граммы состояния можно предсказать положение критических линий
н фазовый состав закаленных с разных температур сплавов этих се¬
чений, если известны те превращения, которые испытывает при за¬
калке p-фаза разного состава. Так, в частности, при температуре
800° С в системе Т1—А1—V состав Рфазы в трехфазной смеси а+
+ а2+Р соответствует примерно 37% V; 11% А1 [42]. При столь боль¬
ших содержаниях (^-стабилизатора в (3-фазе вряд лн p-фаза будет
испытывать при закалке мартенситпые превращения р-*-а'; р-*-а";скорее она полностью сохранится при закалке до комнатной
температуры. Отсюда следует, что линии, разделяющие фазовые об¬
ласти а'; а"; а"+ р+ш; р+а>; Р метастабильиого изотермического
ссчсння, при увеличении содержания а-стабилнзатора выйдут на изо¬
терму состава p-фазы в двухфазном равновесии а+р, а не на
полптерму растворимости.1Б5
На рис. 81, а показано изотермическое сечение мета-
стабильной диаграммы фазового состава сплавов систе¬
мы Ti—Al—p-стабилизатор после закалки с температу¬
ры 882° С. В этом случае фазовый состав закаленных
сплавов, соответствующих а+р-области равновесной ди¬
аграммы состояния при температуре нагрева под закал¬
ку, с увеличением содержания а-стабилизатора изменя¬
ется в той же последовательности а+а'; а+а"; а+а"+
+Р+со; а+р+<в; а+р, которая наблюдается в случае
двойной метастабильной диаграммы Ті—р-стабилиза-
тор при понижении температуры нагрева под закалку
(см. рис. 73,а).После закалки с температур выше точки полиморф¬
ного превращения титана, но ниже температуры четы¬
рехфазного равновесия, с которым связано трехфазное
равновесие а+аг+р, метастабильное изотермическое
сечение можно описать схемой, приведенной на рис.
81,6. При сделанных допущениях оно сходно с предыду¬
щим за тем исключением, что двухфазная область а+а'
переходит на сторону Ті—А концентрационного тре¬
угольника.После закалки с температур ниже точки полиморф¬
ного превращения титана изотермическое сечение мета¬
стабильной диаграммы фазового состава сплавов типа
Ti—Al—В можно описать схемой, данной на рис. 81, в.
При сделанных допущениях оно сходно с предыдущим
за тем исключением, что двухфазная область а+а'-пе-
реходит на сторону Ті—В концентрационного треуголь¬
ника Ti—Al—В.Из изложенного выше слелуег, что характер изотермических се¬
чений метастабильной диаграммы фазового состава закаленных спла¬
вов существенно зависит от взаимного перекрытия температур крити¬
ческих линий. Хотя и можно заранее предвидеть степень этого пе¬
рекрытия, но нельзя предсказать достоверно положение критических
линий и их проекций, так что для каждой тройной системы необхо¬
димо экспериментально строить метастабильные диаграммы.Для метастабильных диаграмм фазового состава можно также
построить вертикальные сечения, некоторые из них приведены на
рис. 82, 83 для указанных на рис. 75,6, 79,6 частных случаев. На
рис. 84 приведено вертикальное сечение метастабильной диаграммы л
том случае, когда а-ствбилизатор полностью подавляет образование
ш-фазы в сплавах при закалке с любой температуры.Метастабильные диаграммы фазового состава зака¬
ленных титановых сплавов могут быть полезными при
выборе оптимальных режимов термической обработки.156
h Ti-fl,Рис. 82. Вертикальные разрезы I и II метастабильной диаграммы фазового
состава закаленных сплавов титана с двумя Р-стабилпзаторамн (Б. А. Кола-
чсв, С. П. Белов)Рис. 83. Вертикальные разрезы І н II метастабнлыюЛ диаграммы фазового
состава закаленных сплавов титана с а- и В-стабилизатором (Б. А. Колачсв,
С. П. Белов)Рис. 84. Вертикальное сечение ти¬
па I (см. рис. 79) метастабильной
дааграммы фазового состава зака¬
ленных титановых сплавов в том
случае, когда ^-стабилизатор пол¬
ностью подавляет образование ш-
фазы пра закалке (Б. А. Колачев,
С. П. Белов)157
По известным изотермическим сечениям мстастабильных
диаграмм можно предсказать эффекты закалки и ожи¬
даемые эффекты старения закаленных сплавов.Кроме этого, приведенные мстастабильныс диаграммы
позволяют объяснить ряд известных экспериментальных
закономерностей. Так, в частности, известно, что алю¬
миний затрудняет образование ш-фазы в закаленных
а+р-титанопых сплавах. Из изотермических сечений
метастабильной диаграммы фазового состава закален¬
ных сплавов титана, легированных а- и р-стабилизато-
рами (рис. 80, //, 81), видно, что эту закономерность можно
объяснить повышением температуры критических линий
при введении алюминия в сплавы титана с р-стабилиза-
торами. В свою очередь постулированное повышение
температуры критических линий связано с сильным уве¬
личением содержания p-стабилизатора в p-фазе а+р-
сплавов при легировании их алюминием.Повышение температуры критических линий с увеличением содер¬
жания а-стабилизатороп может происходить ие во всех случаях; не¬
которые нз а-стабилизатороп могут ее понижать. В этом случае, на
изотермических сечениях типа II, W (см. рис. 80) была бы обратная
смена фазовых областей п сплавах, примыкающих к стороне Ті—В,
а имепно а+р-*-а+р-|-со (II) и а+р+<д-*-а-|-а"-1-р+м. Следователь¬
но, эти элементы должны облетать условия образования co-фазы п
а+р-сплавах. Возможно, что такими элементами могут быть некото¬
рые из примесей внедрения [61].Предложенные метастабильиые диаграммы фазового состава
сплавов титана с а- и Р-стабилизаторами вполне можно распростра¬
нить на сплавы системы титан — р-эвтектоидный стабилизатор — р-
изоморфный стабилизатор при температурах ниже эптектоидных реак¬
ций, титан — р-эвтектоидный стабилизатор — «-стабилизатор.К сожалению, равновесные диаграммы состояния и
метастабильныс диаграммы фазового состава закаленных
титановых сплавов еще мало используются для решения
актуальных вопросов металловедения и термической об¬
работки. Есть все основания полагать, что достаточно
широкое их использование будет способствовать повы¬
шению теоретического уровня исследований во многих
областях металловедения и термической обработки ти¬
тановых сплавов.
Глава IIIО	СВЯЗИ СВОЙСТВ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ
С ИХ ФАЗОВЫМ СОСТАВОМ11.	ОТОЖЖЕННЫЕ ТИТАНОВЫЕ СПЛАВЫВзаимосвязь между закономерностями изменения свойств
сплавов в зависимости от их состава и характером взаи¬
модействия составляющих эти сплавы компонентов бы¬
ла установлена в работах академика Н. С. Курнакова
и его учеников [1—2]. Хотя законы Н. С. Курнакова но¬
сят приближенный характер, они являются полезной
основой при анализе зависимостей типа состав — свой¬
ство.Механические свойства титановых сплавов систем
Ті — Zr и Ті — Hf, для которых характерны непрерывные
a-твердые растворы, изменяются в зависимости от состава
и соответствии с законами Н. С. Курнакова с максиму¬
мом твердости, временного сопротивления разрыву и
предела текучести при содержании компонентов, равном
~50% (ат.) [3]. Более детальные исследования, выпол¬
ненные С. Г. Глазуновым, показали, что прочностные
свойства и твердость сплавов системы Ті — Zr в области
малых содержаний циркония изменяются немонотонно
(рис. 85). Интенсивность упрочнения, определяемая
тангенсом угла наклона зависимости прочностных ха¬
рактеристик от состава к оси абсцисс, сначала умень¬
шается с увеличением содержания циркония, а затем
при содержании более 15—20% (по массе) вновь воз¬
растает. Этот эффект, по-видимому, связан с изменени-'
ем механизма упрочнения твердого раствора при пере¬
ходе от малолегированных к высоколегированным спла¬
вам системы Ті— Zr.Аналогичное явление было обнаружено для сплавов
титана с алюминием. На рис. 86 совмещены полученные
разными авторами данные о влиянии алюминия на пре¬
дел текучести титана при комнатной температуре [4—8].1 Автор главы Б. А. Колачев.159
Эти данные представлены в виде разности пределов те¬
кучести сплавов и исходного титана. Такой подход к
обработке экспериментальных данных для титана до¬
пустим, поскольку экспериментально установлено, что
общее упрочнение титана аддитивно складывается изРис. 85. Изменение механических
свойств сплавов системы TI—Zr в
зависимости от состава (С. Г. Гла¬
зунов)Рис. 86. Влняиие цвркоиия, алюмнния
н олова на прирост предела текучести
титана по данным:/ — Конрада [5]; 2 — Джаффи [4]; 3 —
її. Л. Колачев, Н. В. Конькова; 4—
Джаффи [4]ft-стабилизатор, %
аTi,% (по массе)
<ГРис. 87. Зависимость прочностных свойств двойных титановых сплавов от
содержания Р-стабилпзатора при разном соотношении свойств а- и р-фаз
соприкасающихся составов:/ — отвечает закону аддитивности; 2 — дополнительное упрочнение, обуслов¬
ленное измельчением зерна; 3 — суммарная прочность; а —схема; б — систе¬
мы Ti—Fe и ТІ—V (Б. А. Колачев, Н. В. Конькова), крестиками отмечен ин¬
тервал концентраций, соответствующих а+0-сплавам160
упрочиения, обусловленного элементами замещения, и
упрочнения, связанного с элементами внедрения [6—8].
Из приведенных данных ясно видно, что концентраци¬
онная зависимость а-сплавов системы Ті — А1 отвечает
двум разным законам: в области малых концентраций
алюминия концентрационная зависимость предела теку¬
чести близка к параболической; а в области больших —
к линейной.Для сплавов системы Ті — Sn (рис. 86) наблюдается
тенденция к переходу от одного закона упрочнения к
другому при содержании олова более 6% (ат.).Согласно законам Н. С. Курнакова прочностные свой¬
ства двойных сплавов титана с p-стабилизаторами дол¬
жны возрастать по криволинейной зависимости в обла¬
сти а-растворов, аддитивно в двухфазной а + р-области
и снова по криволинейной зависимости в области р-ра-
створов с максимумом при 50% (ат.) титана и р-стабили-
зирующего элемента [6,7] (рис. 87, а). Эффективность
упрочнения сплавов в области однородных а-твердых
растворов обычно уменьшается с увеличением содержа¬
ния растворенного элемента.Растворное упрочнение а-титаповых сплавов опре¬
деляется несоответствием модулей упругости и парамет¬
ром несоответствия размеров атомов взаимодействую¬
щих элементов [7]. В табл. 24 приведены коэффициен¬
ты упрочнения титана, а-сплава Ті—6А1—IV и р-спла-
иа Ті—6А1—25V различными элементами. Коэффици¬
енты упрочнения оценены как прирост временного со¬
противления разрыву при увеличении содержания ле¬
гирующих элементов (/(„) на 1% /по массе/ и как при¬
рост предела текучести в расчете на один атомный про¬
цент {Кг). В области а-растворов наиболее сильно
упрочняют сплавы на основе титана такие элементы,
как Мо, Со, Мп, Si, Сг, Fe, менее интенсивно Си и Sn,
V, А1 и сравнительно слабо упрочняют Zr, Nb, Та.Упрочнение двойных a -J- р-титановых сплавов не от¬
мечает закону аддитивности в связи с тем, что при пере¬
ходе от а- к а+р-структуре существенно изменяется ве¬
личина зерна [8,9]. На рис. 87, б в качестве примера
рассматривается влияние железа и ванадия на предел
прочности сплавов систем Ті — Fe и Ті — V после отжи-I	л по режимам, исключавшим образование ш-фазы. Мак¬
симальное превышепие предела прочности по сравне¬
нию с ожидаемой из закона аддитивности достигаетП—264	161
ТАБЛИЦА 24КОЭФФИЦИЕНТЫ УПРОЧНЕНИЯ ТИТАНА, а- И 0-СПЛАВОВ
СИСТЕМЫ ТІ-ЛІ—V РАЗЛИЧНЫМИ ЛЕГИРУЮЩИМИ ЭЛЕМЕНТАМИ(по данным Б. А. Колачева, Н. В. Коньковой)ЭлементКоэффициент упрочнения К, МПадвойныхсплавова-сплавов0-сплавовпромышленных
сплавов [И]Сг283/269134/1272/0—/60Мо280/160610/420-/-—/50Fe208/200228/100-/-—/100Со195/206200/16012/10-/-Мп183/170210/18824/22-/100Si153/250129/47798/185—/200Sn89/50153/651/0—/30Си87,5/2594,5/6610/6—V57/47,550/—0/0—/20Zr46/252/18,416/8—/20Та45/50-/--/-—/—Nb20/12,552/390,5/0-/151—4 % А133/23———4—7 % А152/8560/———/60Пр и меч а п н я. I. Для Sn, Та и Nb приведены усредненные
литературные данные.2. В числителе — К?, в знаменателе — Кп.250 МПа для сплавов Ті — Fe и 200 МПа для сплавов
Ті — V. Наибольшее отклонение предела прочности от
закона аддитивности наблюдается у сплавов с более мел¬
козернистой структурой. Вместе с тем при переходе от
а- к а+р-сплавам часто зернистая структура сменяется
пластинчатой.Для титана соотношение Петча — Холла выполняется
достаточно строго [7]. В этом случае дополнительное
упрочнение сплавов из-за уменьшения величины зерна
от диаметра d\ до ds можно оценить по уравнению Пет¬
ча— Холла, преобразованного к виду:Д<т = /С(4Г,/*-‘*Г,/,)>	(2)где Да — разность пределов текучести сплава с величи¬
ной зерна d2 и d\ соответственно.Приведенный в работах [7,9] приближенный расчет
показывает, что влиянием величины зерна вполне мож¬
но объяснить отклонение свойств от закона аддитивно¬
сти для отожженных сплавов системы Ті — V.162
При различном соотношении прочностных характе¬
ристик соприкасающихся а- и p-фаз и величины коэф¬
фициента К изменение прочности (твердости) а + р-
сплавов в зависимости от состава может описываться
кривой с максимумом или возрастающей кривой с пере¬
гибами или без них. Такой подход к анализу упрочнения
хорошо отожженных а + р-титановых сплавов позволя¬
ет объяснить все многообразие экспериментально наб¬
людающихся кривых упрочнения.Таким образом, закономерности, установленные
В. Н. Моисеевым [8], о максимальных прочностных ха¬
рактеристиках сплавов, в структуре которых присутст¬
вуют примерно равные количества аир фаз, является
частным случаем более общего закона. Его можно
сформулировать следующим образом: при структуре,
представленной примерно равными количествами аир
фаз, можно ожидать максимального дополнительного
упрочнения, обусловленного измельчением зерна и из¬
менением структуры с зернистой на пластинчатую, а не
максимальной суммарной прочности. В зависимости от
степени измельчения структуры, морфологии фаз, со¬
стояния межфазовых границ максимум дополнительного
упрочнения может наблюдаться и на сплавах, состав ко¬
торых отличается от сплава, в структуре которого при¬
сутствует равное количество а- и р-фаз.Обратимся теперь к тройным титановым сплавам
[10]. На рис. 88 представлено изотермическое сечение
диаграммы состояния титана с элементами, при взаи¬
модействии с которыми образуются изоморфные а- и
p-твердые растворы. Прочностные свойства сплавов этой
системы, которые по составу находятся на разрезе/, отве¬
чающему постоянному содержанию титана, даны на
рис. 89. Твердость (прочность) сплавов этого разреза
складывается из твердости (прочности) титана (линия/),
упрочнения от легирования титана элементами N і и N2
(кривые 2 и 3) и дополнительного упрочнения, обусловлен¬
ного взаимодействием компонентов N і и N2 между собой
(кривая 4). В указанном дополнительном упрочнении и
заключается эффект комплексного легирования. В итоге
зависимость прочностных свойств сплавов разреза / бу¬
дет описываться кривой с максимумом (рис. 89,о). В
том случае, когда разрез / не отвечает постоянному со¬
держанию титана, а проведен от большого содержания
одного легирующего элемента п одной двойной системен*163
Ti-v,Ті-ж,Рис. 88. Изотермическое сечснке диа¬
граммы состояния титана с элемента¬
ми, дающими с титаном изоморфные
а-растворы, и система изосклер при
температурах, близких к комнатной [10)Рис. 89. Схема изменения прочно¬
стных свойств н твердости сплавов
вдоль разрезов / и 1а системы, при-
всдснноЛ на рис. 88 [10]к малому содержанию другого легирующего элемента но
второй системе, зависимости состав — свойства могут
иметь вид кривой без максимума (рис. 89,6).Из-за дополнительного упрочнения, обусловленного
взаимодействием компонентов N\ и М2 между собой, ли¬
нии равной твердости (изосклеры) и линии равной проч¬
ности обращены выпуклостью к титану (см. рис. 88).
Аналогичные рассуждения можно повторить для раство-Рис. ВО. Изотермическое ссчсние диа¬
граммы состояния тятаиа с двумя 0-
стабилнзаторами при температурах пи¬
же точки полиморфного превращения
я система яэосклер при температуре
сечеяия [10]Рис. 91. Схема изменения прочно¬
стных своЛств и твердости сплавов
вдоль разрезов 11, 111, III’, 111'
системы, нрииедсшюЛ нл рис. 90
[10]164
ров па основе компонентов JVi и ЛГ2. В итоге систему
изосклер для тройных непрерывных твердых растворов
можно представить схемой, приведенной на рис. 88. Для
наглядности на рис. 88 указаны условные числовые зна¬
чения твердости.При построении системы изосклер на рис. 88 приня¬
то, что компоненты N\ и N2 упрочняют титан примерно
в равной степени. В этом случае можно ожидать, что
максимальной прочностью (твердостью) будут обладать
сплавы, близкие по составу к цептральной' области кон¬
центрационного треугольника.Диаграмму состояния, подобную рассмотренной, дают
с титаном лишь два элемента: цирконий н гафний. Все
три компонента единственной реальной (на основе ти¬
тана) системы этого типа значительно отличаются по
прочности (твердости) и упрочняют титан с существен¬
но разной интенсивностью [3]. Поэтому область соста¬
вов сплавов, обладающих максимальными прочностны¬
ми характеристиками, должна быть смещена в направ¬
лении наиболее твердого элемента и находиться ближе
к той стороне концентрационного треугольника, которая
представляет двойные сплавы с максимальным эффек¬
том растворного упрочнения (в данном случае к систе¬
ме Ті — Zr).Рассмотрим теперь сплавы системы, представленной
титаном и двумя р-изоморфиыми стабилизаторами (В\
и В2). Изотермическое сечение такой системы при тем¬
пературах ниже точки полиморфного превращения тита¬
на приведено па рис. 90. Упрочнение сплавов этой си¬
стемы в области а- и p-твердых растворов подчиняется
тем же закономерностям, которые были отмечены при
обсуждении системы с непрерывной растворимостью ле¬
гирующих элементов в титане (см. рис. 88). Так, в ча¬
стности, зависимость твердости (прочности) сплавов '
разреза типа I этой системы от состава качественно сов¬
падает с кривыми, приведенными на рис. 89.Изменение свойств сплавов, лежащих па разрезе,
совпадающим с одной из конод при температуре разреза
(разрез II на рис. 90), должно отвечать следующей за¬
кономерности. В области а- и p-растворов твердость
(прочность) сплавов изменяется по криволинейной за¬
висимости (рис. 91, а), а в двухфазной а + р-области—
аддитивно, по закону прямой лннии (если полагать, что
т-личнна зерен а- и p-фаз остается постоянной), так165
как при перемещении фигуративной точки сплава от п
до m меняется лишь количество а- и p-фаз, а их состав
остается неизменным. В действительности, как уже от¬
мечалось выше, при переходе от а-сплавов к р-сплавам
величина зерна изменяется и принимает минимальные
размеры при структуре, представленной равными коли¬
чествами а- и p-фаз. Поэтому действительная твердость
(прочность) а + р-сплавов рассматриваемого разреза
должна описываться не прямой линией (линия / на
рис. 91, а), а кривой, обращенной выпуклостью кверху
(кривая 2).Свойства а + р-сплавов разреза III, пересекающего
коноды рассматриваемого сечения, принципиально не
могут описываться прямой линией, так как при переме¬
щении фигуративной точки сплава от р до q изменяется
не только количество фаз, но их состав. На схеме, дан¬
ной на рис. 90, принято, что компонент В2 является бо¬
лее сильным p-стабилизатором, чем В\. Поэтому даже
при постоянном суммарном количестве компонентов
В\ и Вг содержание p-фазы должно возрастать при уве¬
личении в тройных сплавах количества компонента В2.
Таким образом, приближенная оценка количества р-фа-
зы в многокомпонентных титановых сплавах с помощью
молибденового эквивалента [И] представляется оправ¬
данной.Однако такой подход к анализу свойств а + р-спла¬
вов оказывается слишком упрощенным, поскольку при
этом не учитывается изменение состава, и как следствие,
свойств, составляющих сплав фаз при переходе от а- к
p-структуре. При выбранной на рис. 90 совокупности изо¬
склер из а + Р-сплавов, лежащих по составу на разре¬
зах, отвечающих постоянству суммарного содержания
компонентов В\ и В2, наибольшей твердостью будут об¬
ладать сплавы, структура которых представлена а-фазой
состава а и p-фазой состава Ь, отличающихся наиболь¬
шей твердостью.На схеме, приведенной на рис. 90, принято, что отли¬
чающиеся наибольшей твердостью а- и p-фазы принад¬
лежат одной коиоде ab. В действительности, максималь¬
ной твердостью могут обладать а- и р-сплавы несопря¬
женных составов. Это вполне вероятно, так как распо¬
ложение легирующих элементов в ряд по интенсивности
упрочнении a-твердых растворов отличается от анало¬
гичного ряд.і для р-твердих растворов [7]. В том слу-16G
час, когда элементы В\ н В2 примерно в одинаковой сте¬
пени упрочняют а- и 0-фазы титана, можно ожидать,
что на разрезах типа разреза III максимальной прочно¬
стью (твердостью) будут обладать сплавы, в которых
соотношение содержания компонентов Bi и Вг близко
к единице.Во всех исследованных к настоящему времени тита¬
новых сплавах р-сплавы прочнее а-сплавов сопряжен¬
ного состава [8]. Поэтому прочность (твердость) а+Р-
сплавов разрезов, отвечающих условию
=const, должна возрастать, по мере увеличения суммы
содержания компонентов В} и В2 (рис. 91,6). Во всех
случаях сплавы одного разреза при некотором, вполне
определенном для каждой конкретпой системы, соотно¬
шении компонентов В і и Вг прочнее двойных сплавов,
легированных одним компонентом. В этом заключается
эффект комплексного легирования а + р-титановых
сплавов рассматриваемой системы.Промышленные титановые сплавы часто легируют
алюминием и одним или несколькими р-стабилизатора-
ми. Изотермическое сечение диаграммы состояния трой¬
ной системы, представленной титаном, а-стабилизато-
ром (Л) и p-стабилизатором (5), при температурах ни¬
же точки полиморфного превращения титана приведеноРис. 92. Изотермическое сечение (а)
диаграммы состояния титана с одним
а стабилнэатором (Л) я однпм Р-ста¬
билизатором (В) при температурах ни-
же точки полиморфного превращения
и система наосклер при температуре
сечения (штриховые линии) [10]Рис. 93. Схема изменения прочност¬
ных свойств н твердости сплавов
вдоль разрезов IV и V системы,
приведенное на рис. 92, а [10)167
на рис. 92. Зависимости состав — свойство для сплавов
разрезов /, II, III качественно повторяют аналогичные
зависимости для разрезов I, II, III рассмотренных выше
систем (рис.88—91). Наибольшей прочности (твердости)
следует ожидать для сплавов, лежащих на разрезе //а,
совпадающем с конодой аЪ, которая соединяет предель¬
но насыщенную a-фазу с сопряженной с ней р-фазой.Рассмотрим далее разрез IV, пересекающий двух¬
фазные области а + р, а + аг и трехфазную а+р+а2
(рис. 92). Твердость двухфазных сплавов в зависимости
от состава изменяется по криволинейной зависимости,
поскольку разрез пересекает коноды, а трехфазных —
по закону прямой линии (рис. 93, а), так как состав фаз
остается постоянным (он отвечает вершинам конодного
треугольпика), изменяется лишь их количество. В пер¬
вом приближении можно полагать, что величина зерен
а-, р- и а2-фаз в трехфазной области остается примерно
постоянной, так что дополнительного упрочнения, свя¬
занного с измельчением зерен, нет. Разрез V сочетает в
себе все рассмотренные выше закономерности (рис. 93, б).На рис. 92 приведены линии равной твердости для
рассмотренной выше системы. В однофазных и двухфаз¬
ных областях изосклеры представлены кривыми линия¬
ми, а в трехфазной — прямыми. Максимумы твердости в
однофазных областях могут не отвечать точкам двойно¬
го насыщения тройных твердых растворов а, Ъ и с и ле¬
жать внутри однофазных областей. В последнем случае
некоторые из изосклер должны замыкаться внутри од¬
нофазных областей.Обратимся теперь к экспериментальным данным. На рис. 94 при¬
ведены нзосклеры отожженных сплавов системы Ті—А1—V в богатой
титаном области. Этн изосклеры построены по результатам исследо¬
ваний, выполненных на 50-г слитках, отлитых методом двойного дуго¬
вого переплава из титановой губки ТГ100, алюминия марки А99 и ва¬
надия ВЭЛ-1 н осаженных иа 50% при 950“ С. После осадки образцы
отжигали по режиму 800° С, 1 ч, охлаждение на воздухе. На рис. 94, а
указаны нзосклеры, а также фазовый состав исследованных сплавов
системы Ті—А1—V, оцененный по результатам микроскопического
анализа и рентгеноструктурного исследования. При переходе от од¬
нофазных областей к двухфазным наблюдается ожидаемое изменение
кривизны нзосклер, а в трехфазной области нзосклеры превращаются
в прямые линия.В сплавах, богатых ванадием, фазовый состав сплавов не отве¬
чал ожидаемому из равновесной диаграммы состояния Ті—АІ—V [12].
В двойных сплавах системы Ті—V в интервале содержаний ванадия
от 12 до 22%, и в ирнмыкаюших к ним тройных сплавах, при охлаж-168
дешіи после отжига образовалась to-фаза, что привело к формирова¬
нию области повышенной твердости.После отжига по режиму: 800° С, 1 ч-fохлаждение с печью до
550° С, 10 ч (о-фазы в структуре всех сплавов не было обнаружено,
и в этом случае характер изосклер (рис. 94, б) больше соответствует
ожидаемому (см. рис. 92). В области концентраций, которым соответ¬
ствует фазопый состап, представленный примерно 50% а- н Р-фаз,
твердость выше ожидаемой из-за измельчения зерна.и — 800° С, I ч. охлаждение на воздухе; 6—800*0, I ч+охлаждепне с печью
до 550° С, 10 ч, охлаждение на воздухе и фазовый состав сплавов после от¬
жига (пунктир) (В. А. Колачев, Н. В. Конькова)169
В ряде работ изучались механические свойства сплавов систем
Ті—ЛІ—V и Ті—Al—Мп при испытаниях на растяжение [8, 13]. Од¬
нако в ранних работах исследования были выполпены на сплавах, вы¬
плавленных из недостаточно чистых исходных материалов. С. Г. Гла¬
зунов и В. Н. Моисеев [8] приводят механические свойства отожжен¬
ных при 800ЭС сплавов систем Ті—Л1—V и Ті—АІ—Мп, выплавлен¬
ных па достаточно чистой шихте. Однако в этих работах не было
сделано попытки связать характер изменения свойств с фазовым со¬
ставом сплавов.Прочностные свойства сплавов разреза I системы
Ti—Al—V в зависимости от содержания алюминия и
ванадия показаны на рис. 95, а. Кривые 1 и 2 характе¬
ризуют изменение временного сопротивления разрыву
от введения в титан отдельно ванадия и алюминия соот¬
ветственно, а кривая 3 — экспериментальные данные,
отражающие прочностные свойства сплавов системы
Ti—Al—V рассматриваемого разреза. Прямая 4 соот¬
ветствует исходной прочности основы — технически чи¬
стого титана, использованного для приготовления спла-170
иов. Кривая 5 характеризует изменение предела прочно¬
сти, которое получается от сложения предела прочности
чистого титана и эффектов упрочнения от раздельного
иисдсния алюминия и ванадия. Действительное времен¬
ное сопротивление разрыву выше ожидаемого от раз¬
дельного влияния алюминия и ванадия. Дополнительное
упрочнение, обусловленное взаимодействием алюминия
с ванадием в а-растворс, характеризует кривая 6, полу¬
ченная вычитанием из кривой 3 кривой 5.На рис. 95, 6 приведены механические свойства спла¬
вов разреза Ті —6% Al—V. Сплавы, содержащие 6% А1,
были однофазными (а) при содержании 1 и 2% V и
двухфазными (а+р) при 3,4 и 6% V. С увеличением
содержания ванадия временное сопротивление разрыву
и предел текучести сплавов данного разреза возраста¬
ют, поперечное сужение сохраняется почти неизменным,
а удлинение несущественно уменьшается, так что сплав
Ti+6% Al-f-4% V имеет существенно большие проч¬
ностные характеристики по сравнению с двойным спла¬
вом Ті—6А1 при почти таких же значениях поперечного
сужения и удлинения.С увеличением содержания ванадия прочностные
свойства сплавов разреза Ті—3% Al—V растут и дости¬
гают максимума примерно при 15% V (рис. 95, в). По¬
перечное сужение возрастает при увеличении содержа¬
ния ванадия до 9%, а затем существенно снижается, по
даже при 20% V остается на довольно высоком уровне
(~40%). Удлинение увеличивается с введением ванадия
в эти сплавы до 3% V, а затем уменьшается.Поскольку разрез II проходит примерно вдоль коно-
ды двухфазного равновесия а+р, то можно было ожи¬
дать аддитивного изменения прочностных свойств а+р-
сплавов. На самом деле наблюдается отклонение от
закона аддитивности.Структура а- и р-сплавов представлена примерно
равноосными зернами, размер которых составляет 35 и
30 мкм соответственно. Максимальное дополнительное
упрочнение по отношению к закону аддитивности наб¬
людается в сплаве Ti+3% Al-f-8% V, структура кото¬
рого представлена примерно 50% a-фазы и 50% р-фазы.
Структура этого сплава имеет пластинчатый характер
с толщиной пластинок около 1 мкм. Таким образом, как
и в двойных сплавах, дополнительное упрочнение спла¬
вов разреза III обусловлено измельчением зерна.171
Заметим, что при переходе сплавов из однофазного состояния в
двухфазное наблюдается заметное изменение характера наклона
кривых.При легировании титана одновременно несколькими элементами
наблюдается как дополнительное упрочнение по сравпению с аддитив¬
ным действием, так и разупрочнение. Так, в частности, дополнитель¬
ное упрочнение обнаруживается при легировании а-сплава Ті—
5,6% А!—1% V молибденом, железом, марганцем, оловом, ниобием,
так что коэффициент упрочнения Кт от введении этих элементов в
а-сплап больше, чем при легировании ими титана (см. табл. 24). Уп¬
рочнение а-сплава Ті—6,6% А1—1%V при легировании его хромом,
кремнием, цирконием меньше, чем упрочнение титана.Растворное упрочнение 6-сплавов значительно меньше, чем а-
сплавов и титана (см. табл. 24). Этот эффект, по-видимому, связан с
тем, что зависимость прочностных свойств сплавов от концентрации
описывается не линейной, а параболической зависимостью, так что
при большом содержании легирующих элементов, способность спла¬
вов к растворному упрочнению исчерпывается.Из рассмотренных схем становится ясной взаимо¬
связь эффекта комплексного легирования многофазных
сплавов с растворным упрочнением однофазных сплавов.
Увеличение числа компонентов приводит к увеличению
числа степеней свободы системы, в связи с чем созда¬
ются новые возможности изменения состава фаз (твер¬
дых растворов) и связанного с этим эффектом допол¬
нительного упрочнения каждой из фаз из-за взаимодей¬
ствия компонентов между собой внутри данной фазы
(твердого раствора). Если, например, в трехфазные
трехкомпонентные сплавы ввести четвертый компонент,
то состав фаз при постоянной температуре уже может из¬
меняться и твердость каждой из фаз, а вместе с тем и
всего сплава может быть повышена.Разумеется, комплексное легирование не сводится
лишь к дополнительному увеличению прочности спла¬
вов. Эффект комплексного легирования заключается в
лучшем сочетании прочностных и пластических свойств, в
более высоких служебных характеристиках, при легиро¬
вании сплава несколькими однотипными элементами
вместо введения одного в такой же суммарной концент¬
рации. Так, в частности, введение ванадия п сплавы
системы Ті—А1 приводит к повышению не только проч¬
ностных, по и пластических характеристик, поскольку ва¬
надий уменьшает соотношение осей с/а г. п. у. решетки,
тем самым способствуя скольжению по призматическим
и пирамидальным плоскостям.Приведенные выше схемы справедливы для достаточ¬
но однородных твердых растворов. В тех случаях, когда172
компоненты сплавов настолько сильно взаимодействуют
между собой, что внутри твердого раствора образуются
устойчивые комплексы атомов при определенном соот¬
ношении содержания компонентов, то на поверхностях
состав — свойства возможны сингулярные складки. По¬
добные складки наблюдались для а-растворов системы
Ті—А1—О [14], в которых позникают устойчивые комп¬
лексы вдоль лучевого разреза Ті—АІ2О3.В настоящее время для приближенной оценки проч¬
ностных свойств слитков титановых сплавов достаточно
широко используют соотношение<’*^К0о<) + К1С1 + КіСш+---+КіСі,	(1)где	ств — временное сопротивление разрывутехнологической пробы;
а0—прочность основы сплава;/С0—коэффициент упрочнения основы при
принятой технологии выплавки слит¬
ков;К\% Кг, Кі — коэффициенты упрочнения от введения
легирующих элементов;Clt С„ С| — содержание легирующего элемента в
сплаве.Под прочностью основы со понимают прочность ти¬
тановой губки (Гг и упрочнение за счет отходов, вводи¬
мых в шихту (ГотхПо - <тг -f ®отж -= 0.33 HBr + /Сот* Соті,	(2)где НВГ — твердость используемой титановой губки;/Єотх — коэффициент упрочнения от введения от¬
ходов;Сотх — доля отходов, вводимых в шихту.Коэффициент упрочнения Коп от введения отходов
и шихту имеет следующие значения; для стружки Ксц>—'
=220 МПа; для кусковых отходов Ккуск=60 МПа; для
обрсзи ^оОр=40 МПа.В настоящее время Ко считают ответственным за уп¬
рочнение, обусловленное особенностями технологии вып¬
лавки слитков [15]. Этому коэффициенту можно придать
иной смысл. Как уже отмечалось, упрочнение сложно¬
легированных сплавов не складывается аддитивно из
упрочнения, обусловленного введением отдельных ком¬
понентов, а появляется еще дополнительное упрочнение,
обусловленное взаимодействием легирующих элементов173
между собой в растворе. Поэтому линейная модель уп¬
рочнения неверна. Вместе с тем более сложные модели
упрочнения были бы неудобны в производственной прак¬
тике. В связи с этим целесообразно сохранить линейную
модель упрочнения, а все погрешности, связанные с этим
упрощением, учесть введением коэффициента Ко. В этом
случае коэффициент Ко должен быть различным для
разных сплавов.В работе [15] па основе статистического анализа
механических свойств технологической пробы и хими¬
ческого состава слитков получены уравнения, опреде¬
ляющие эффективность упрочнения титановых сплавов
легирующими элементами (в МПа):
для титана
ож-1.18ов + 4бСА1;для сплавов ОТ4-0, ВТ5, ВТ5-1 и ВТ6
0„ = 1,23 <т0 + 63СА1 + 100CMn + ЗОС*, + 20CV ;для сплава ВТ8
о# = 1,32 <то -f- 60С д| ■+■ 50СМо + 200CS|;для сплава ВТЗ-1
°в= 1*27сто + 50СА1 + 50СМо + 60CCr + 200CS, + 100CFe.Характеристики пластичности сплавов ОТ4-0, ВТ5,
ВТ5-1 и ВТ6 описываются следующими уравнениями:в = 36 - 0,6 (НВГ - 100) - 40Сстр - 1,3CAI + 0,4CV ++	6CMn, %;ф = 74 - 0,6 (НВг- 100) - 60Сстр - 3,5 СА1 + 2 Cv ++ 0.1 csn —7CMn, %;ая = і ,в - 0,01 (HBr - 100) - 1,0 Ccrp - 0,14 CAI -
- 0,01 СЛ-0,36 Си,,. МДж/м*.Увеличение коэффициента Ко при переходе от тех¬
нического титана (1,18) к двойным и тройным сплавам
(1,23) и далее к сложным (1,27—1,32) связано с тем,
что легирующие элементы и примеси в сплавах взаимо¬
действуют между собой, приводя к дополнительному
упрочнению. Увеличение Ко по мере усложнения состава
сплавов можно рассматривать как эффект комплексно¬
го легирования.174
2.	ЗАКАЛЕННЫЕ ТИТАНОВЫЕ СПЛАВЫ'Эффекты закалки и старения сплавов связаны с ха¬
рактером взаимодействия компонентов системы, кото¬
рую образуют легирующие элементы с основным метал¬
лом. Классический анализ связи закономерностей из¬
менения свойств сплавов в результате закалки и старе¬
ния с диаграммами состояния составляющих сплав
элементов дал Д. А. Петров [2] на примере алюминие¬
вых сплавов. Предложенный им подход к установлению
этих закономерностей на основе анализа диаграмм со¬
стояния можно распространить на титановые сплавы,
разумеется, с учетом различий характера фазовых прев¬
ращений в сплавах на оспове титана и алюминия. Эти
различия связаны прежде всего с тем, что титан, в от¬
личие от алюминия, является полиморфным металлом и
в титановых сплавах при закалке реализуются мартен-
ентные превращения, которых в алюминиевых сплавах
нет. В связи с этим для решения поставленной задачи
оказываются полезными метастабильные диаграммыTjuA І ЕШ Ш V И Ш ШШ IРис. 96. Зависимость твердости
(прочности) двойных сплавов
тктаиа с ^-стабилизатором от
состава после закалки с разных
температур (Б. А. Колачеа.
С. П. Белов)ТІfi -стабилизатор, %1	Написано совместно с С. П. Беловым.175
фазового состава закаленных титановых сплавов. Если
известны свойства и количества фаз, то по метастабиль-
иой диаграмме можно предсказать зависимость свойств
сплавов от температуры нагрева под закалку [6].Рассмотрим в качестве примера сплавы титаиа с
p-изоморфными элементами. Метастабильная диаграмма
фазового состава сплавов этого типа после закалки с
разных температур представлена па рис. 96, а. Ниже на
рис. 96, б показано типичное влияние содержания р-ста¬
билизатора па твердость сплавов указанной системы пос¬
ле закалки из p-области. С увеличением содержания р-ста-
билизатора твердость сплавов растет из-за повышения
степени легирования мартенситной фазы а'. Когда фаза а'
сменяется мартенситом а", твердость сплавов начинает
падать и достигает минимума при концентрации С’ . При
дальнейшем увеличении концентрации твердость снова
повышается из-за увеличения количества p-фазы вместе
с ©фазой и достигает максимума при наибольшем ко¬
личестве © фазы. При увеличении содержания р-стаби-
лизатора свыше второй критической концентрации ко¬
личество ©-фазы уменьшается, в связи с чем твердость
спижается. Твердость достигает второго минимума, ког¬
да исчезает ©-фаза, и вновь растет при дальнейшем уве¬
личении содержания p-стабилизатора из-за повышения
степени легированности р-фазы.После закалки с температуры Т2 твердость сплавов,
лежащих по составу правее точки Ь2, меняется в соответ¬
ствии с той же зависимостью, какая наблюдалась после
закалки с Т\ (см. рис. 96). Если а-сплавы нагревают
под закалку до температур, соответствующих а-области,
то нх твердость будет примерно такой же, как и в отож¬
женном состоянии (кривая для а на рис. 96). При пере¬
мещении состава сплава от точки а2 до Ъ2 количество а
и а'-фаз изменяется линейно в соответствии с прави¬
лом рычага. Поэтому можно ожидать, что свойства спла¬
вов с а+а'-структурой при соблюдении закона аддитив¬
ности будут описываться прямой 2. Твердость сплавов
рассматриваемой системы после закалки с температуры
Тз будет описываться аналогичной зависимостью затем
исключением, что прямая 3, соответствующая аддитив¬
ному изменению свойств, смещена вправо.После закалки с температур Г4 и Т$ также можно
ожидать аддитивного изменения твердости для сплавов
с фазовым составом а+а" (кривые 4 и 5 на рис. 96), а176
правее точек b4 и Ь5 зависимость твердости от состава
должна быть такой же, как и после закалки с Т\.После закалки с температуры Т6 структура закален¬
ных сплавов с увеличением содержания р-стабнлизатора
меняется в следующей последовательности: а; а+а" +
+ Р + ю; а" + р+со; р+ш; р.Твердость (прочность) сплавов с a-структурой мень¬
ше твердости тех же сплавов с мартенситной структурой
(рис. 96, кривая 6). Когда a-структура сменяется а+
4-а"+p+w-структурой, твердость продолжает увели¬
чиваться. Как уже отмечалось, образование мартенсита
а" приводит к разупрочнению сплавов, а фазы р и и,
напротив, вызывают упрочнение, поэтому интенсивность
упрочнения при переходе от а к а" + р + ш-структуре
будет зависеть от результирующего эффекта противо¬
положного действия а"-фазы, с одной сторопы, и р- и
(о-фаз, с другой.При температуре нагрева под закалку Г6 в сплавах
состава от ав до Ьъ по мере увеличения содержания р-
стабилизатора количество а- и p-фаз меняется в соответ¬
ствии с правилом рычага, причем во всех сплавах от а6 до
Ь6 p-фаза превращается в а" н © с сохранением остаточ¬
ной p-фазы. Соотношение а"-, и- и p-фаз в границах ис¬
ходной p-фазы остается неизменным. Поэтому можно
ожидать аддитивного изменения твердости сплавов ота6
до Ьв. При концентрациях p-стабилизатора правее точ¬
ки Ь6 закаленные сплавы имеют одинаковый фазовый со¬
став после закалки с температур Тх и Т6, так что зависи¬
мости свойств сплавов от содержания р-стабилизатора
будут описываться примерно одпой кривой. С понижени¬
ем температуры нагрева под закалку с до Т7 прямая,
соответствующая аддитивному изменению твердости,
повышается и после закалки с Т7 занимает самое высо¬
кое положение (см. рис. 96, прямая 7).После закалки с температуры Т8 структура закален¬
ных сплавов с увеличением содержания р-стабилизатора
меняется в последовательности; а; а+р+ю; р+ю; р.
Твердость сплавов с a-структурой после закалки с тем¬
ператур Т7 и Тя будет одной и той же. При содержаниях
р-стабилизатора больших, чем в точке Ьв, свойства за¬
каленных сплавов будут примерно одинаковыми после
закалки со всех уже рассмотренных температур.В закаленных сплавах со структурой а + р-І-ш с уве¬
личением содержания р-стабилизатора количество а- и12-264177
p-фаз вместе с ©-фазой внутри нее изменяется в соот¬
ветствии с правилом рычага. Поэтому для сплавов со
структурой a + p+to можно ожидать аддитивного изме¬
нения свойств от значений, свойственных сплаву состава
а8, до значений, характерных для сплава состава Ьв.Все приведенные выше зависимости твердости зака¬
ленных сплавов от состава построены при двух упроща¬
ющих допущениях:1) твердость сплава заданного химического состава не
зависит от температуры нагрева под закалку, если фа¬
зовый состав остается неизменным; 2) твердость зака¬
ленных сплавов подчиняется закону аддитивности, если
при температуре нагрева под закалку структура сплава
представлена а- и р-фазами.В действительности, эти допущения не соблюдаются,
поэтому приведенный выше анализ следует рассматри¬
вать как приближенный, дающий основу для более глу¬
бокого анализа зависимостей состав—свойства закален¬
ных сплавов. Свойства сплава, закаленного с разных
температур, даже при одинаковом фазовом составе мо¬
гут быть различными. Однако это различие будет обус¬
ловлено не разным фазовым составом после закалки с
различных температур, а различиями в величине зерна
и субзерна, плотности дислокаций и вакансий, характе¬
ре дислокационного строения.Закон аддитивности для сплавов, закаленных из а +
+р-области, также вряд ли будет соблюдаться, посколь¬
ку при изменении состава сплавов от линии равновесия
а**а+р (линия а) до линии а+рч±р (линия Ь) меняет¬
ся величина зерна и морфология фаз; при соотношении
количества а и р-фаз 1:1 при температуре нагрева под
закалку величина зерна существенно меньше, чем при
ос- или p-структуре. Поэтому зависимость прочностных
свойств закаленных сплавов от содержания р-стабили-
затора в пределах от точки а до точки b будет описы¬
ваться не прямой, а кривой, выпуклой вверх (см. кривую
7' на рис. 96). К тому же в сплавах состава aj и Ь7 гра¬
ницы являются межзеренными, а в сплавах состава от
а7 до Ь7 межфазными, а последние могут вносить в
упрочнение больший вклад, чем первые.После закалки с температур ниже 7^р, т. е. 7в и Тю,
структура сплавов представлена фазами аир или р.
В этом случае справедливы все те рассуждения о ха¬
рактере зависимости твердости (прочности) от состава,178
которые были приведены выше для отожженных сплавов
(см. рис. 87). В зависимости от характеристик а- и р-
фаз сопряженных составов зависимость твердости (проч¬
ности) закаленных сплавов от состава может описываться
прямой, сигмообразной кривой или кривой с максиму¬
мом (на рис. 96 твердость а+р-сплавов описывается
прямой). После закалки с других уже рассмотренных
температур резкое измельчение зерна при структуре,
состоящей из равных количеств а- и p-фаз при нагреве
под закалку, также может привести к возрастанию
твердости (см. рис. 96).Рассмотрим теперь, как меняется твердость различ¬
ных сплавов (/—X, рис. 97) рассматриваемой системы
в зависимости от температуры нагрева под закалку.
После закалки с температур выше точки Ас3 структура
сплава / представлена мартенситной фазой а' и твер¬
дость сплав в первом приближении не зависит от
температуры нагрева под закалку. При закалке с тем¬
ператур ниже Асъ a-фаза не претерпевает изменений, а
p-фаза переходит в мартенсит а!. При понижении тем¬
пературы нагрева под закалку p-фаза обогащается р-
стабилизатором и при за¬
калке образуется все бо- долес богатый легирующим
элементом мартенсит. Ко¬
личество мартенсита а'
уменьшается, а количест¬
во a-фазы увеличивается
с понижением температу¬
ры нагрева под закалку.
Фаза а мягче мартенси¬
та а', поэтому твердость
сплава / при понижении
температуры нагрева под
закалку может увеличи¬
ваться, уменьшаться или
оставаться неизменной в
зависимости от интенсив¬
ности упрочнения мар¬
тенсита с повышением
степени его легированно-
сти и темпа уменьшения
его количества. В соот¬
ветствии с приведен¬Рнс. 97. Зависимость твердости
(прочности) эакалевяых двойных
сплавов титана с разным содержа¬
нием ^-стабилизатора от температу¬
ры иагоева под закалку (Б. А. Ко-
лачев, С. П. Белов)грева под заі
С. П. Белов)т; % ъ Температура12*179
ной на рис. 96 схемой зависимости твердости титановых
сплавов от состава после закалки с разных температур
твердость сплавов с попижеиисм температуры нагрева
под закалку должна уменьшаться.При температурах нагрева под закалку ниже точки
Т'0в структуре закаленного сплава появляется фаза а".
При снижении температуры от 7”' до Т' p-фаза все
больше обогащается p-стабилизатором, а образующая¬
ся из нее а"-фаза становится все мягче. Количество фа¬
зы а" при этом уменьшается, а количество а-фазы увели¬
чивается. Поскольку фазы а и а" мягче фазы а', то при
снижении температуры нагрева от Т‘'0 до Т' твердость
сплава уменьшается. И, наконец, после закалки с тем¬
ператур ииже точки а твердость сплава остается неиз¬
менной.Рассмотрим теперь сплавы II. После закалки с тем¬
ператур выше точки Асз структура сплава состоит из
мартенсита а' и имеет твердость, соответствующую
кривой 1 (рис. 96). При понижении температуры нагре¬
ва под закалку от Асг до Т структура сплава II ме¬
няется в той же последовательности, что и для сплава/.
Поэтому качественная зависимость твердости сплава//
от температуры нагрева под закалку в интервале отЛсз
до T'KV будет такой же, как и для сплава I. После закал¬
ки с температур в интервале от Г' до ТҐ структура
сплава представлена фазами а, а", р и со, причем при
снижении температуры нагрева остаточной p-фазы ста¬
новится все меньше, но количество to-фазы внутри нее
резко нарастает. Поэтому, несмотря на уменьшение р-фа-
зы в сплаве, количество co-фазы может возрастать. Упроч¬
нение p-фазы при увеличении в ней содержания р-ста-
билизатора от состава V до VII возрастает столь интен¬
сивно, что твердость сплава при снижении температуры
нагрева под закалку от 7V, до Т’ должна расти. При
дальнейшем понижении температуры нагрева под закал¬
ку (ниже точки 7кр) уменьшается доля p-фазы и коли¬
чество (о-фазы внутри нее, в связи с чем твердость спла¬
ва понижается.После закалки сплава//стемператур ниже Г’ струк¬
тура состоит из а- и p-фаз. С понижением температуры
нагрева под закалку твердость p-фазы возрастает, и,
хотя количество ее уменьшается (см. па рис. 96 зависи¬мо
мость твердости от состава после закалки из р-облас-
т»), твердость сплава несколько возрастает с пониже¬
нием температуры нагрева под закалку.Нетрудно заметить, что при сделанных выше допу¬
щениях зависимость твердости сплава II от температуры
нагрева под закалку ниже точки Ас3 качественно анало¬
гична зависимости твердости сплавов от состава после
накалки из p-области (см. рис. 96). Для сплавов после
накалки с температур ниже Ас% качественно повторяется
концентрационная зависимость твердости закаленных
сплавов, находящихся по составу справа от данного
сплава. В связи с указанной закономерностью можно
легко построить качественные кривые зависимости твер¬
дости от температуры нагрева под закалку для любого
сплава. Более того по серии кривых, иллюстрирующих
твердость сплавов в зависимости от состава после за¬
калки с разных температур (см. кривые 1 —10 на
рис. 96), можно построить количественные зависимости.
Эти зависимости (кривые I—X) приведены на рис. 97.
Твердость сплавов имеет минимумы при температурах
Т'кр и и максимум при температуре Т^р, если фигу¬
ративные линии сплавов пересекают линии аьЬ$\ а-;Ь7 и(hbc,.Характер зависимости прочностных свойств сплавов,
приобретающих после закалки из p-области структуру
мартенсита а", от температуры нагрева под закалку
существенно изменяется при увеличении состава от С0
до С'кр. Сплавы этой области концентраций, близкие по
составу к С0, после закалки из p-области имеют макси¬
мальную твердость, а твердость сплавов, близких по
составу к С'р , минимальна после такой же закалки. По¬
этому имеет смысл различать сплавы типа IV а, близкие
к сплаву III, и сплавы типа IV б, близкие по составу к
сплаву V.Приведенные кривые относятся к случаю, когда
сплавы при данной температуре нагревали достаточно
долго, так что фазы приняли равновесный состав и. их
выделения имеют достаточно большие размеры. В дей¬
ствительности, при низких температурах нагрева выде¬
ления a-фазы в p-фазе могут быть настолько дисперс¬
ными, что сплав будет упрочняться из-за этого эффекта.
Дисперсионное упрочнение будет наибольшим в сплаве
определенного состава. При малых содержаниях р-ста-
билизатора количество p-фазы будет слишком мало,181
чтобы произошло заметное упрочнение, а при больших
содержаниях p-стабилизатора 0-фаза будет настолько
стабильна, что при данной длительности нагрева впей
не успевают пройти процессы распада. К тому же с уве¬
личением содержания p-стабилизатора уменьшается
количество вторичной a-фазы, которая может образо¬
ваться в единице объема p-фазы. Зависимость твердости
сплавов от температуры нагрева под закалку с учетом
дисперсионного упрочнения описана на рис. 97 штрихо¬
вой линией. Аналогичные закономерности будут спра-Рнс. 98. Зависимость твердости
сплавов системы Ті—Мо от
температуры нагрева под за¬
калку. Состав сплавов: % (по
массе) Мо:1 — 2.І; 2 — 4.4; 3 — 8.6 [171Рис. 99. Изотермическое сеченнс (а) ме-
тастабильноА диаграммы и изменение
твердости (прочности) (б) закаленных с
882 С тройных сплавов титана, легирован¬
ных а- и р-стабнлизаторами. вдоль харак¬
терных разрезов (Б. А. Колачев. С. П. Бе¬
лов)182
всдливы и для пределов прочности II текучести, если
только о-фаза не вызывает хрупкого разрушения.Приведенные выше закономерности изменения
свойств сплавов в зависимости от состава после закалки
из p-области согласуются с экспериментально получен¬
ными данными для систем Ті — Мо; Ті — V; Ті — W и
Ті—Nb [16]. Так, например, после закалки из р-области
пределы прочности и текучести сплавов системы Ті —
Мо имеют максимальные значения при 4% Мо, когда фа¬
за а' начинает сменяться фазой а", и при 8,7% Мо, соот¬
ветствующих максимальному количеству ©-фазы [17].
При тех же самых концентрациях эти сплавы имеют наи¬
меньшую пластичность. Минимальные пределы прочно¬
сти и текучести наблюдаются при 6,3% Мо, когда обра¬
зуется а"-мартенсит предельного насыщения. На рис. 98
приведено влияние температуры нагрева под закалку на
твердость сплавов титана с 2,1; 4,4 и 8,3% Мо, которые
соответствуют сплавам //, /// и V на рис. 96, 97.Рассмотрим далее возможную связь прочностпых свойств зака¬
ленных тройных сплавов с нх фазовым составом. Допустим, что
структура тройных сплавов титана, легированных а- и Р-стабилиза¬
торами, после закалки с температуры, равной точке полиморфного
превращения чистого титана Та, описывается изотермическим сече¬
нием, приведенным на рис. 99, а. В соответствии с известными литера¬
турными данными о структуре закаленных из P-области сплавов Ті—
А1—V (см. рис. 99), припято, что линия состава С0С0, определяющая
условия образования фазы а", а также первая, вторая и третья кри¬
тические концентрации (Сі, С». Са) сметаются в сторону меньших
содержаний p-стабнлизатора (В) с введением в сплавы а-стабилиза-
тора (Л).С увеличением содержания p-стабнлизатора структура двойных
сплавов системы Ті—В, закаленных с температуры Тл, меняется в
последовательности а', а", а"+р(а>); Р(м); р и твердость сплавов
описывается кривой с тремя максимумами н двумя минимумами
(рис. 99,6). Фазовый состав закаленных тройных сплавов разреза 7,
лежащих правее точки Ь\, совпадает с фазовым составом закаленных
двойных сплавов за тем исключением, что фазовые области а";+ Р(©); р(ы) смещены к титану (рис. 99, кривая /). Твердость этих
сплавов описывается кривой, сходной с аналогичной кривой для двой¬
ных сплавов, по лежащей выше в связи с упрочняющим действием
а-стабилизвтора. Левее точки Ь\ a-структура сплавов, примыкающих
к стороне Ті—А, сменяется структурой, представленной а- и а'-фаза-
ми. Твердость а-сплавов возрастает по криволинейной зависимости с
увеличением содержания п них Р-стабилизаторов в соответствии с
ранее описанными законами.Твердость сплавов с a+ а'-структуpoft также описывается воз¬
растающей кривой. Поскольку при температуре нагрева под закалку
разрез / не совпадает с конодой двухфазного равновесия <Н-р, по¬
этому с уиелпченнем содержания р-стябилнзатора меняется не толь¬183
ко количество образующегося из Р-фааы мартенсита а', но и его
состав. Если бы разрез / проходил вдоль коноды, то с увеличением
содержания Р-стабилизатора изменялось бы только количество а- и
а'-фаз, а их состав оставался бы неизменным. В этом случае твер¬
дость a+а'-сплавов описывалась бы прямой линией при условии, что
размеры и морфология а- и а'-фаз также сохраняются неизменными.
Последнее условие практически не выполняется, так что и для спла¬
вов, лежащих по составу на коноде двухфазного равновесия, зависи¬
мости состав — свойство должны иметь форму кривых линий.Фазовый состав сплавов разреза II с увеличением содержания
Р-стабилизаторов мепяется в следующей последовательности: а; а+
a"; aff+P(a)); Р+ш; р. Правее точки Ь2 твердость сплавов раз¬
реза II описывается такой же кривой, как и для сплавов разреза /,
за тем исключением, что первый и второй минимумы и максимум
между ними смещены к титану, а кривая расположена выше. Левее
точки Ьг твердость сплавоп представлена двумя кривыми, соответ¬
ствующими а- и а+а"-сплавам.С увеличением содержания p-стабилнзатороп фазовый состав
сплавов разреза III сменяется в следующей последовательности: а;
а+а"+р+а>; а'Ч-Р+ю; Р+ш; р. Правее точки bs твердость сплавов
разреза III представлена кривой с двумя максимумами н минимумом
между ними, как и для сплавов разреза//, лежащих правее точки bt\
только кривая расположена выше ввиду большего содержания a-ста¬
билизатора. На рис. 99 принято, что разрез III проходит через копо-
ду двухфазпого равновесия а+р. Поэтому при температуре нагрева
под закалку в сплавах состава в интервале от а до bs по мере уве¬
личения содержания р-стабнлизатора изменялось лишь количество а-
и р-фаз, но не их состав. Во всех сплавах от а до Ьг P-фаза превраща¬
ется в а" и <о с сохранением остаточной P-фазы, причем соотношение
а"-, <о- и P-фаз в границах исходной p-фазы остается неизменным.
Поэтому можно было бы ожидать аддитивного изменения свойств в
том случае, еелн размеры и морфология всех фаз сохранялись бы не¬
изменными в сплавах в интервале от а до Ь3. В действительности,
этого не наблюдается, в связи с чем твердость сплавов в указанном
интервале описывается кривой, обращенной выпуклостью вверх. Ана¬
логично можно предсказать характер зависимостей состав — свойство
для сплавов разрезов IV и V.На рис. 99, б условно принято, что кривые твердость—состав для
разных разрезов не перекрываются. На самом деле эти кривые могут
перекрываться как в области первого максимума, так н второго. Так,
например, максимум твердости у сплавоп системи Ті—В с мартенсит -
иой структурой а' может быть выше, чем у сплавов со структурой
а+а" разреза //. С увеличением содержания a-стабилизатора коли¬
чество co-фазы может сильно уменьшаться, и тогда второй максимум
разрезов / и // будет ниже, чем для сплавов системы Ті—В.Зависимости твердости от температуры нагрева под закалку для
характерных сплавов разреза I метастабнльной диаграммы фазового
состава системы Ті—Л—В (рис. 99,6, кривая /) принципиально не
отличаются от описанных выше для двойных сплавов системы Ті—В
(см. рис. 97).Как уже отмечалось выше, увеличение содержания такого а-ста-
билизатора, как алюминий, приводит к уменьшению интервала темпе¬
ратур, а также содержаний Р-стабилизатора, при которых возможно
образование ш-фазы. При достаточно большом содержании «-стаби¬
лизаторов co-фаза не образуется при закалке сплавов системы Ті—184
Рис. 100. Зависимость твердости характерных сплавов разреза системы
ТІ—А1—В (а) от температуры нагрева под закалку (б) (Б. А. Колачев.
С. П. Белов)А—В при нагреве под закалку до любой температуры; этому случаю
соответствует разрез, приведенный на рис. 100, а.Ожидаемые зависимости твердости от температуры нагрева под
закалку для характерных сплавов приведенного разреза, соответству¬
ющего постоянному содержанию а-стабилизатора, метастабильной
диаграммы фазового состапа закаленных сплавов системы Ті—А—Вt,°C	t,'CРис. 101. Заинсимость временного сопротивления прутков (диаметр 12 мы)
сплавов ВТ14 (а) и ВТ16 (б) от температуры нагрева пол закалку:/ — закаленное состояние; 2 — состаренное; 3 — аффект старения185
отличаются от приведенных на рис. 97 тем, что не будет максимума,
связанного с образованием ы-фазы (рис. 100,6). Приведенные иа
рис. 100, б кривые качественно описывают все многообразие зависимо¬
стей дли закаленных промышленных титановых сплавах, в которых
содержание алюминия достаточно велико, чтобы исключить образо*
панис ш-фазы при закалке. Эти зависимости были построены, исходя
из тех же принципов, которые были использованы при построении
аналогичных зависимостей для двойных сплавов системы Ті—В (см.
рис. 97).Выше были приведены зависимости твердости зака¬
ленных сплавов от их состава. Аналогичные зависимо¬
сти можно ожидать для пределов прочности и текучести
титановых сплавов. Одпако зависимости таких пласти¬
ческих характеристик, как -ф, б, ан, вряд ли будут про¬
стыми, так как пластичность титановых сплавов сильно
зависит от деталей их структуры.Из приведенного выше теоретического анализа сле¬
дует, что важной характеристикой титановых сплавов,
определяющей их способность к эффектам термического
упрочнения, является температура Г'р| после закалки с
которой образуется максимальное количество метаста¬
бильной p-фазы. Именно эту температуру обычно назы¬
вают критической и обозначают Гкр. В табл. 25 приведе¬
ны значения критической температуры Г,ф для промыш¬
ленных а+р-титановых сплавов; количество р-фазы,
фиксируемой в них при закалке с этой температуры, а
также тип сплава в соответствии со схемой, приведен¬
ной на рис. 100. В той же таблице приведен коэффици¬
ент p-стабилизации сплава по данным В. Н. Моисеева.ТАБЛИЦА 25ХАРАКТЕРИСТИКИ a+fl-ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ.
ОТРАЖАЮЩИЕ ИХ ПОВЕДЕНИЕ ПРЯ ЗАКАЛКЕСплавКоэффициентР-стабнлнза-цинТип сплава в
соответствии с
метастабильной
диаграммойТкр•°СКоличество
P-фазы после
закалки сГкр’ 0/‘ВТЗ-10,3II825—85030—40ВТ60,3II85020—30ВТ90,311850-87518-20ВТ140,35II86035-40ВТ160,8IV680055—70ВТ221.2V840—88090—100186
Зависимость свойств промышленных титановых спла¬
вов от температуры пагрева под закалку [6, 8, 18] соот¬
ветствует схемам, приведенным на рис. 101.Предел прочности закаленных титановых а-f р-спла-
вов с небольшим коэффициентом p-стабилизации (ВТ6,
ВТЗ-1, ВТ8, ВТ9, ВТ14) сравнительно мало зависит от
температуры нагрева под закалку до 850—900° С, а при
дальнейшем повышении температуры существенно воз¬
растает (рис. 101,а). Предел прочности закаленных
а+р-сплавов с достаточно большим коэффициентом
p-стабилизации (ВТ16, ВТ22) с повышением температу¬
ры нагрева под закалку непрерывно уменьшается (рис.
101,5).Различие в характере зависимости прочности от тем¬
пературы нагрева под закалку обусловлено тем, что в
сплавах первой группы после закалки с достаточно высо¬
ких температур образуется упрочняющий мартенсит а',
в то время как в сплавах второй группы— мягкий мар¬
тенсит а". Для предела прочности закаленных р-сплавов
характерен небольшой минимум прочности после закал¬
ки с температур, близких к Ас3.В закаленных а+р-титановых сплавах после закал¬
ки с температур, близких к 7кр, наблюдается, сильное
падение предела текучести, связанное с распадом мета¬
стабильной p-фазы п мартенсита а" под действием на¬
пряжений. Этот эффект усиливается с увеличением ко¬
личества метастабильной p-фазы и мартенсита а" в
структуре закаленных сплавов, он также существенно
зависит от степени механической стабильности р-фазы.
Провал предела текучести в сильной степени развива¬
ется в сплавах ВТ14, ВТ16 с механически нестабильны¬
ми фазами в закаленном состоянии и не наблюдается в
сплаве ВТ15, в котором p-фаза, фиксируемая закалкой,
механически стабильна. В ряде случаев после за^
калки с температур, близких к Гкр, наблюдается не
только провал предела текучести, но и предела
прочности.Поперечное сужение и удлинение обычно несколько
увеличиваются с повышением температуры нагрева под
закалку, а затем уменьшаются, особенно в тех сплавах,
п которых при закалке фиксируется не а", а а'-фаза.
Наиболее сильное уменьшение характеристик пластич¬
ности наблюдается после закалки с температур выше
Асг.187
3. СОСТАРЕННЫЕ ТИТАНОВЫЕ СПЛАВЫ'Определенная взаимосвязь обнаруживается также между
свойствами состаренных сплавов, эффектом старения и
метастабильными диаграммами фазового состава зака¬
ленных титановых сплавов. После закалки с температур,соответствующих ^-обла¬
сти, например 7*1, и ста¬
рения по режиму, обес¬
печивающему макси¬
мальное упрочнение, за¬
висимость твердости со¬
старенных титановых
сплавов, легированных
p-изоморфиыми стабили¬
заторами, от состава мо¬
жно иллюстрировать рис.
102. Максимальной твер¬
достью обладают сплавы,
близкие по составу к С*р.
Однако эффект старения
наибольший в сплавах
с С'кр и СКр . Этот эффект
связан с тем, что фазы р
и а" упрочняются при
распаде в значительно
большей степени, чем
фаза а'. Сплавы с Скр
уже после закалки силь¬
но упрочнены ю-фазой, их
старение проводят только
для того, чтобы перевес¬
ти го п a-фазу, если в
этом есть необходимость.
Вследствие этого перехо¬
да твердость сплавов мо¬
жет возрасти, если коли¬
чество дисперсной а-фа-
зы достаточно велико н
значительно превышает
объемную долю (о-фазы
внутри исходной р-фазы.—	ІУ»' Vfi-cm анализатор, %Рис. 102. Зависимость твердости (проч¬
ности) состаренных двойных сплавов
титана с Р-стабнлвзатрроы от состава
после закалки с разных температур:
1 — после эахалкв; 2--после старения;
3 — эффект старения (Б. Л. Колачев,
С. П. Белов)1 Написана совместно с С. П. Гіе.тпим.188
Если эффект упрочнения, обусловленный a-фазой, мень¬
ше, чем упрочнение, обеспечиваемое to-фазой, то твер¬
дость сплавов с концентрацией, близкой к С^, после
старения будет ниже твердости закаленных сплавов.
В дальнейших рассуждениях принято, что твердость рас¬
сматриваемых сплавов после старения несколько боль¬
ше, чем после закалки.По мерс увеличения концентрации р-стабилизаторов
больше С“ эффект старения снижается из-за уменьше¬
ния (в соответствии с правилом рычага) количества
а-фазы, которая может выделиться при старении. При
содержании p-стабилизаторов свыше Ь„ p-фаза стано¬
вится термодинамической, стабильной и сплавы теряют
способность к старению.Рассмотрим свойства титановых сплавов после за¬
калки и стареиия для случая, когда температура нагре¬
ва под закалку ниже точки полиморфного превращения
чистого титана. Ниже анализируется только твердость,
по с известными допущениями выводы можно распро¬
странить и на пределы прочности и текучести, если толь¬
ко сплавы в результате упрочняющей термической обра¬
ботки не переходят в полностью хрупкое состояние. .В со¬
ответствии с изложенными выше закономерностями о
связи свойств закаленных сплавов с метастабильной
диаграммой (см. п. 2 настоящей главы), будем условно
полагать, что твердость закаленных сплавов в зависи¬
мости от состава меняется аддитивно, если сплавы под
закалку нагревали до а+р-области.После закалки с температуры Т2 и старения по режи¬
му. обеспечивающему максимальное упрочнение, твер¬
дость состаренных сплавов в зависимости от содержа¬
ния p-стабилизатора изменяется по кривой с максиму¬
мом при составе, близком ко второй критической концен¬
трации (рис. 102). Закаленные сплавы с а-структуройг
не испытывают упрочнения при старении. В сплавах, ле¬
жащих правее точки а2 при закалке, фиксируются а- и
а"-фазы, и сплавы приобретают способность к старению
из-за распада фазы а". По мере увеличения содержания
p-стабилнзатороп от а2 ДО 62 количество фазы а" возрас¬
тает и эффект старения растет. Как и после закалки с
температуры Т\, максимальный эффект старения обнару¬
живается в сплавах с С'р и С"р.После закалки с температуры Г3 и старения по ре¬189
жиму, обеспечивающему максимальное упрочнение, мак¬
симальную твердость также будут иметь сплавы, близ¬
кие по составу к С'р (рис. 102). В сплавах состава от
Ті до а3 старение не будет развиваться, так как а-фаза,
фиксируемая в этих сплавах, не испытывает распада.
При дальнейшем увеличении содержания р-стабилизато-
ра в структуре закаленных сплавов появляются мета-
стабильные фазы а", р, со, и эффект старения возраста¬
ет, главным образом, из-за роста количества фазы а",
обеспечивающей упрочнение при старении. Фаза р с со-
фазой внутри нее при старении переходит в двухфазную
Р+а-смесь. В соответствии с принятыми выше допуще¬
ниями эффект упрочнеиия сплавов вследствие этого
перехода невелик. Первый максимум твердости за счет
эффекта старения смещается в сторону большего содер¬
жания p-стабилизатора — он соответствует той концент¬
рации, при которой а+а"+р(о))-структура закаленных
сплавов сменяется а"+р((о)-структурой. Этот максимум
по величине будет меньше по сравнению с первым мак¬
симумом эффекта старения после закалки с температур
выше і4с3, поскольку структура закаленного сплава с
максимальным эффектом старения представлена а",
и w-фазами вместо а"-фазы. Правее точки Ь3 твердость
закаленных и состаренных сплавов, а также эффект уп¬
рочнения при старении должны описываться примерно
одинаковыми зависимостями, как после закалки с Г3,
так и с Ті, поскольку фазовый состав сплавов, закален¬
ных с температуры Г3, будет таким же, как и после за¬
калки с Ті (см. рис. 102).После закалки с температуры Т+ и старения по ре¬
жиму, обеспечивающему максимальное упрочнение,
можно ожидать, что максимальной твердостью будут об¬
ладать сплавы, по составу близкие к Ь4, когда а+Р(ю)*
структура закаленных сплавов сменяется р+ш-структу-
рой. При увеличении содержания p-стабилизаторов от
точки а4 до возрастает количество p-фазы вместе с
w-фазой внутри нее, и уменьшается количество а-фазы,
не участвующей в старении. В p-фазе состава ЬА количе¬
ство ю-фазы не достигает максимально возможного зна¬
чения, так как состав p-фазы больше второй критической
концентрации, в связи с чем Р+о)->Р+«-переход при
старении обеспечивает большее упрочнение, чем в спла¬
вах состава С’ Правее состава 64 кривые, иллюстри¬
рующие зависимость твердости закаленных и состарен-
190
них сплавов, а также эффект их старения от состава,
после закалки с и Ті совпадают.После закалки с температуры Тъ сплавы с содержа¬
нием p-стабилизатора от точки а& до 65 сохраняют а+Р-
структуру, свойственную температуре пагрева под за¬
калку. Твердость сплавов и эффект старения непрерыв¬
но возрастают с увеличением доли p-фазы в структуре
закаленных сплавов и достигают максимума, когда а-}-
+р-структура сменяется p-структурой. При дальнейшем
увеличении содержания p-стабилизаторов твердость со¬
старенных сплавов и эффект упрочнения при старении
снижаются, поскольку уменьшается количество а-фазы,
которое может выделиться при старении.Из изложенного выше следует, что максимальной
твердостью после старения обладают не только сплавы,
по составу близкие ко второй критической концентра¬
ции. Состав сплавов с максимальной твердостью после
старения смещается в сторону больших содержаний р-
етабилизатора при снижении температуры нагрева под
закалку ниже Т'кр.Выше было принято, что, если сплавы одного и того
же состава после закалки с разных температур приоб¬
ретают одну и ту же структуру, то их твердость будет
одинакова. Уже при обсуждении эффектов закалки от¬
мечалось, что в действительности при одной и той же
микроструктуре дислокационная структура сплава после
закалки с разных температур может быть различной, в
связи с чем твердость закаленного сплава не может ос¬
таваться независимой от температуры нагрева под за¬
калку, даже при неизменном фазовом составе. В еще
большей степени этот эффект может сказаться на свой¬
ствах состаренных сплавов, так как различная дислока¬
ционная структура закаленного сплава при неизменном
фазовом составе существенно влияет на кинетику ста-,
рения, морфологию, размеры и распределение упрочня¬
ющей фазы.Обратимся теперь к эффектам старения тройных сплавов.. Рас
смотрим в качестве примера свойства состаренных тройных сплавов
титана, легированных одним а- и одним p-стабнлизатором, после за¬
калки с температуры полиморфного превращения в чистом титане.
Допустим, что фазовый состав этих сплавов после закалки описыва¬
ется изотермическим сечением метастабильной диаграммы, приведен¬
ным на рис. 99, а. В соответствии с данным выше анализом эффектов
закалки зависимость твердость — состав закаленных сплавов этой си¬
стемы вдоль разрезов с постоянпым содержанием компонента А мож¬191
но описать серией кривых 1, показанных на рис. 103. Как н для рас¬
смотренных выше двойных сплавов системы Ті—В, будем условно
считать, что твердость закаленных сплавов, имеющих ири температу¬
ре нагрева под закалку a+p-структуру, в зависимости от содержания
P-стабнлизатора описывается прямой линией, ссли их состав лежит
на одной коиоде изотермического СЄЧСНІІЯ.Зависимость твердости состаренных сплавов и эффекта старения
от содержания p-стабилизатора вдоль разреза 1 должна быть пример¬
но такой же, как и для сплавов двойной системы Ті—В (см. рис. 102)
после закалки с температуры между Тп и 7Y Твердость состаренных
сплавов должна быть максимальна вблизи составов, близких ко вто¬
рой критической концентрации, а эффекты старения — наибольшие
при составах, близких к первой и третьей критической концентрации.С увеличением содержания а-стабнлнзатора максимум твердости
состаренных сплавов всех разрезов, приведенных па рис. 103, снача¬
ла смещается в сторону системы Ті—А, в связи с уменьшением вто¬
рой критической концентрации p-стабилизаторов, а затем в обратную
сторону, после того как вторая критическая линия выйдет на изо¬
терму состава p-фазы в двухфазном равновесии а+р^р при темпе-скр скр с*р
Ji-стабилизатор, %Рис. 103. Изменение твердости
(прочности) состаренных трой¬
ных сплавов, легированных а- и
0-стабилнзаторами, вдоль ха¬
рактерных разрезов (//— V):I — после закалки: 2 — после
старения; Л —эффект старения
(Б. А. Колачев, С. П. Белов)Температура нагрева под закаякцРис. 104. Зависимость твердости
характерных состаренных сплавов
1I—V разреза системы Ті—А—В от
температуры нагрева под закалку
(Б. А. Колачев, С. П. Белов):; — после заколки; 2 — после ста¬
рения; 3 — эффект стиреиия192
ратуре нагрева под закалку (см. рис. 99, а). Эта закономерность свя-
зана с тем, что максимум твердости состаренных сплавов разрезов I,
II, /// соответствует второй критической концентрации, когда после
закалки фиксируется р(ю) -структура, а количество дисперсной а-фа-
зы, которое может образоваться из р- и to-фаз, максимально. На
разрезах IV и V максимальной твердостью после старения обладают
сплавы состава 6* и be, п которых при увеличении содержания Р-
стабилизатора исчезает a-фаза и фиксируется при закалке предельно
пересыщенная p-фаза (см. рис. 103).Первый максимум эффекта старения, обусловленный распадом
мартенсита а", смещается к стороне Ті—А с увеличением содержания
а-стабилизатора, поскольку на схеме, приведенной на рис. 99, а, при¬
нято, что а-стабилнзатор облегчает образование мартенсита а". За¬
ранее трудно предсказать, будет ли возрастать или уменьшаться пер¬
вый максимум по величине с увеличением содержания а-стабилиза¬
тора. По-видимому, может наблюдаться как тот, так и другой
эффект в зависимости от конкретных компонентов, составляющих
систему.Второй максимум эффекта старения, обусловленный распадом
Рфазы третьей критической концентрации, также смещается к сторо¬
не Ті—А с увеличением содержания а-стабилнзатора, поскольку иа
рис. 99, а принято, что а-стабилнзатор уменьшает Скр.После того как третья критическая линия (СкрЬ"') выйдет на
изотерму состава P-фазы в двухфазном а+р-равновесии (&'"), мак¬
симум эффекта старения на разрезах, соответствующих постоянному
содержанию а-стабилизатора, будет смещаться к большим концент¬
рациям рстабнлнзатора (рис. 99, а).Заранее трудно предсказать, будет ли возрастать второй макси¬
мум эффекта старения с увеличением содержания а-стабилизатора,
поскольку эффект старения зависит от многих факторов.Первый и важнейший фактор — количество дисперсной а-фазы,
которое может выделиться из p-фазы. Предельное количество а-фа¬
зы, выделяемой в Р-сплавах при старении, определяется изотермиче¬
скими сечениями при температуре нагрева пол закалку (сплошные
линии на рис. 99, а) и при температуре старения (штриховые линии
на рис. 99, а).В соответствии со схемой, принятой на рис. 99, а, количество
a-фазы, которое может выделиться из предельно насыщенной fi-фазы
(СкрЬ"'Ь), сначала возрастает с увеличением содержания а-стабили-и	9затора, так как линии СкрЬ"' и bob0 расходятся, а затем уменьшает-^ tся, так как линии b"'b и Ь0Ь0 сходятся.Второй фактор, который может оказать влияние на эффект ста¬
рения на определенной стадии распада, — твердость и упругие харак¬
теристики a-фазы. Поскольку а-стабилизаторы повышают твердость
и упругие характеристики a-фазы, можно ожидать увеличения эф¬
фекта дисперсионного упрочнения при неизменном и даже уменьша¬
ющемся количестве а-фазы.Третий фактор, влияющий на эффект старения, — морфология и
размеры частиц дисперсной а-фазы. Кроме этого, введение а-стаби¬
лнзатора в сплавы системы Ті—В может приводить к изменению
плотности дислокаций, общего характера дислокационной структуры,
энергии дефектов упаковки, изменению энергетических и кинетических
характеристик вакансий и т. п. Отсюда совершенно ясно, что весь13—264193
Приведенный выше анализ является лишь первой приближенной ос¬
новой для более глубокою понимания того влияния, которое оказыва¬
ют а-стабилизаторы на свойства термически упрочненных титановых
сплавов, легированных ^-стабилизаторами.Рассмотрим зависимости прочностных свойств характерных
тройных сплавов после старения от температуры нагрева под закал¬
ку. Вертикальные разрезы метастабильной диаграммы фазового со¬
става закаленных тройных составов с постоянным, но малым содер¬
жанием а-стабнлизатора, включает в себя те же фазовые области,
что и метастабнльпая диаграмма двойной системы (сравни рис. 73, а
и 83, /). Поэтому зависимости твердости состаренных сплавов от тем¬
пературы нагрева под закалку для двойных и тройных систем в этом
случае будут качественно одинаковыми при одинаковом фазовом со¬
ставе сплава после закалки.Иные закономерности должны наблюдаться в том случае, когда
количество а-стабнлизатора достаточно для подавления образования
<о-фазы, что соответствует вертикальному разрезу, приведенному на
рис. 100,а. Зависимости твердости — температура нагрева под закал¬
ку для характерных состаренных сплавов этого разреза приведены
на рис. 104. Эффект старения, обусловленный распадом мартенсита а',
невелик, в связи с чем повышение твердости сплавов II и III при
старении после закалки с температур выше Act мало. При пониже¬
нии температуры нагрева под закалку мартенсит а' сменяется мар¬
тенситом а", а затем и p-фазой, в связи с чем эффект старения уве¬
личивается. Температуру нагрева под закалку, при которой эффект
старения будет максимален, заранее предсказать трудно, поскольку
при понижении температуры нагрева под закалку происходят два
структурных изменения, по-разному влияющих на эффекты старения:
обогащение мартенсита и р-фазы p-стабилизаторами и изменение их
количества.Увеличение степени пересыщения метастабильных фаз приводит
к росту эффекта старения, а уменьшение их количества к уменьшению
эффекта старения. На рис. 104 принято, что максимум эффекта ста-
репня соответствует температуре нагрева под закалку Ткр, при кото¬
рой в структуре сплава фиксируется максималытос количество пре¬
дельно насыщенной P-фазы. В действительности, он может наблюдать¬
ся при иной температуре, в частности прн Т^, когда в закалеішом
сплаве фиксируется максимально легированный мартенсит а", по¬
скольку количество мартенсита а" в сплаве после закалки с Т^ боль¬
ше количества p-фазы после закалки с Т„р.Описанные общие закономерности эффектов старе¬
ния согласуются с экспериментальными данными, полу¬
ченными для промышленных сплавов [8, 18]. Рис. 101, а
иллюстрирует влияние температуры нагрева под закал¬
ку на эффект упрочнения сплава ВТ14 при старении.
Эффект упрочнения при старении достигает максималь¬
ного значения после закалки с температур, близких к
Гкр, когда образуется максимальное количество р-фазы.
При закалке с температур выше Ткр в сплаве ВТ14, по¬
мимо метастабильной фазы р, образуется мартенсит а',194
который не дает значительного упрочнения при старе¬
нии. Прочность состаренного сплава складывается из
ого прочности в закаленном состоянии и эффекта упроч¬
нения при старении. Поскольку прочность закаленного
сплава существенно возрастает с повышением темпера¬
туры нагрева под закалку до Асз, то и прочность соста¬
ренного сплава увеличивается.Структура сплава ВТ16 после закалки с температур
выше Ткр представлена фазами Р; а" и а. В сплаве ВТ16
максимальный эффект упрочнения при старении наблю¬
дается после закалки не с температуры TKV, а с более вы¬
соких температур, близких к Ас3 (см. рис. 101,6). В со¬
ответствии с этим увеличение прочности состаренного
сплава ВТ16 с повышением температуры нагрева под
закалку до Лез происходит более интенсивно, чем для
сплава ВТ14.С повышением температуры нагрева под закалку до
Ас3 пластические свойства титановых сплавов уменьша¬
ются, особенно сильно при нагреве до температур, соот¬
ветствующих p-области. Оптимальное сочетание механи¬
ческих свойств состаренных (а+р)-сплавов наблюдает¬
ся после закалки с температур между Ткр и Асъ.
Г л а в а IVТИПИЧНЫЕ СТРУКТУРЫ ТИТАНА
И ЕГО СПЛАВОВ1В данной главе рассматриваются типичные структуры,
образующиеся в титановых сплавах различного класса,
в зависимости от ряда технологических факторов, в том
числе условий кристаллизации, деформации, режимов
термической обработки.1.	ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА СТРУКТУРЫ
ТИТАНА И ЕГО СПЛАВОВКак известно, титан может существовать в двух алло¬
тропических Модификациях: низкотемпературной (a-Ti)
с гексагональной плотноупакованной решеткой и высо¬
котемпературной (р-Ті) с объемноцентрированной куби¬
ческой решеткой.В титане высокой чистоты (иодидном) не удается
зафиксировать p-фазу при комнатной температуре даже
частично, и его структура представляет собой зерна а-фа-
зы с правильными (в случае медленного охлаждения)
или зубчатыми (в случае резкого охлаждения) межзе-
ренными границами [1, 2]. Легирование, изменяя облас¬
ти стабильного существования фаз, делает возможным
существование при комнатной температуре не только
сс-, но и p-фазы. Количество остаточной p-фазы увеличи¬
вается по мере увеличения количества легирующих эле¬
ментов, стабилизирующих p-фазу. Наряду с легировани¬
ем важным фактором, влияющим на структуру титана и
его сплавов, являются условия протекания фазовой пе¬
рекристаллизации.Загрязнение титана примесями даже в небольшом
количестве приводит к тому, что a-Ti при р-мх-превра-
Щеннн в процессе медленного охлаждения образуется в
форме пластин, По границам которых в виде мелких час¬
тиц расположена вторая фаза (рис. 105, а), которая1 Авторы главы Г. А. Бочвар, М. Я. Брун, И. С. Полькии,
Г. В. Шаханова, А. В. Ноткин.196
Рис. 105. Микроструктура сплава ВТ1-0:а — после медленного охлаждения из 0-области; б — после деформации и от¬
жига в а-области, Х200197
представляет собой a-фазу иной, чем матрица, легиро-
ванности [2—4]. Количество второй фазы увеличивается
по мере увеличения содержания примесей, и в титане
технической чистоты (сплав ВТ 1-00) оно составляет
около 1%. После деформации и отжига в а-области
структура титана представлена полиэдрическими зерна¬
ми (рис. 105, б).В а-сплавах, которые по равновесным диаграммам
состояния относятся к однофазным, практически всегда
содержится вторая фаза, количество которой увеличива¬
ется по мере повышения содержания легирующих эле¬
ментов и составляет обычно 1—2%. Вторая фаза в а-
сплавах представляет концентрационную неоднород¬
ность, как в техническом титане, или фазу с решеткой
р-титана [3—7]. Вторая фаза здесь расположена или в
виде тонких прослоек, или в виде отдельных ско-
агулированных частиц по границам а-пластин.
В сплавах с полиэдрической структурой вторая фаза
расположена в виде частиц по границам а-зерен
(рис. 106).К р-сплавам относятся не только сплавы со стабиль¬
ной p-фазой во всем объеме при комнатной температуре
после отжига, но и те, в которых однофазный метаста-
бильный p-твердый раствор фиксируется при комнатной
температуре в результате ускоренного охлаждения.
|В сплавах с метастабильной p-фазой (например, в спла¬
ве ВТ 15) возможно выделение при последующем нагре¬
ве некоторого количества a-фазы. После рекристаллиза-
ционного отжига структура р-сплавов представлена зер¬
нами полиэдрической формы (рис. 107), размер кото¬
рых в зависимости от состава сплава и условий отжига
может быть очень разным: от десятка до нескольких со¬
тен микронов. В псевдо-р-сплавах (ВТ15) в случае от¬
жига ниже температуры а+р->р-превращения внутри-
зеренная структура характеризуется наличием выделив¬
шихся частиц а-фазы.Структура а+р-сплавов характеризуется исключи¬
тельным разнообразием, которое определяется следую¬
щими факторами:наличием двух фаз (а и р) и значительным интерва¬
лом изменения их количественного соотношения;возможностью образования метастабильных фаз, яв¬
ляющихся продуктами незавершенного р->а-превраще-
пия;198
Рис. 107. Микроструктура сплава 4201 в отожженном состоянии, Х200широким диапазоном изменения размеров (от долей
микрона до нескольких тысяч микронов) и формы струк¬
турных составляющих и возможностью получения раз¬
личных сочетаний их формы и размеров.Единой классификации структур титановых сплавов
в настоящее время нет. Обычно в отдельную группу вы¬
деляют однофазные (а или Р) структуры, характеризу¬
ющиеся полиэдрическим строением. Широко распрост¬
ранен способ описания структур по форме структурных
составляющих, чаще всего по форме а-фазы.В соответствии с формой a-фазы структуру относят
обычно к одному из двух типов — пластинчатой или гло-Рис. 108. Микроструктура сплава BT3-1 пластинчатого (а) и глобулярного (б)
типа, Х200
булярноіі структуре. Пластинчатая структура характе¬
ризуется, как правило, наличием сравнительно крупных
исходных p-зерен, окаймленных по границам а-отороч-
кой. Внутренний объем p-зерен расчленен а-пластинами
(рис. 106, а, 108), собранными в пачки (их называют
также а-колониями). В пределах одной пачки а-пласти-
ньі параллельны и имеют одинаковую кристаллографи¬
ческую ориентировку. u-пластнны разделены прослойка¬
ми (1-фазы, имеющими кристаллографическую ориенти¬
ровку, общую в пределах всего исходного p-зерна. Ре¬
шетки а- и p-фаз связаны в пластинчатой структуре
ориентационным соотношением [1,9]:110}р || {001 )а
<111>р || <НЮ>аЭто соотношение определяет возможность существо¬
вания 12 независимых ориентировок a-фазы в одном
p-зерне, которые далеко не всегда реализуются все сразу.Пластинчатую структуру в титановых сплавах не¬
редко называют также игольчатой, р-превращепной, пе-
рекристаллизоваиной, видманштеттовой, мартенситной.
Наиболее широко применяемый на практике термин
«игольчатая структура» возникает в связи с тем, что'по
внешнему виду пластинчатая структура нередко напоми¬
нает россыпь иголок, поскольку в плоскости шлифа пла¬
стины ос-фазы, как правило, попадают своим тонким
сечением; совпадение произвольной плоскости шлифа с
плоскостью а-пластины — явление исключительно ред¬
кое. Фактически a-фаза в такой структуре не является
игольчатой, так как иначе в ней непременно наблюда¬
лись бы круглые частицы, являющееся поперечным сече¬
нием игл.Термин «p-превращенная структура» был введен для
того, чтобы подчеркнуть, что образование пластинчатой
структуры происходит в результате полиморфного прев¬
ращения p-фазы в процессе охлаждения. Как правило,
его применяют для описания пластинчатой структуры с
крупным p-зерном. Мелкозернистую пластинчатую
структуру обычно так не называют, хотя этот термин
имеет более общий смысл и относится к любой а-фазе,
образующейся из p-фазы в процессе охлаждения, вне
зависимости от температурной области, из которой это
охлаждение происходит (р или а+р), и от каких-либо
количественных параметров структуры.200
То же самое относится и к термиму «перекристалли-
зованная структура», который часто применяют при опи¬
сании структур, полученных обработкой с нагревом до
температур однофазного p-состояния сплавов, хотя пере¬
кристаллизация происходит уже при температурах
а+р-состояпия.Терминами «видманштеттовая» и	«мартепситная»структуры обычно подчеркивают наличие вытянутых
структурных составляющих с определенной ориентиров¬
кой, присущее видманштеттовой структуре перегретой
стали, и геометрическое подобие такой структуры мар¬
тенситу. Главным образом, эти термины используют
только применительно к пластинчатой структуре с топ¬
кими и длиппыми пластинами. Однако часто их применя¬
ют более свободно, в особенности в тех случаях, когда
пластинчатая структура характеризуется значительной
величиной p-зерна. Такие утверждения нередко являют¬
ся ошибочными, так как только кристаллогеометричес¬
кое сходство не является достаточным-для того, чтобы
пластшіаатую структуру называть мартенситнон.Таким образом, физически наиболее обоснованным
названием структуры рассматриваемого типа является
«пластинчатая структура». Именно такой термин нашел
широкое применение в металловедении сталей примени¬
тельно к структуре перлита.Для описания различных разновидностей пластинча¬
той структуры часто используют термины, основанные на
чисто внешних особенностях структур и определенных
количественных отличиях. Например, широко известен
термин «структура корзиночного плетения», относящий¬
ся к структуре с крупным p-зерном и мелкими a-коло¬
ниями. Никакого переплетения р-пластип в такой струк¬
туре нет, тем более переплетения корзнночпого типа, так
как при встрече разные пластипы прекращают свой рост.Другими распространенными в литературе названи¬
ями пластинчатых структур являются такие, как «круп¬
но- и тонкопластинчатая или игольчатая, пластинчатая
структура с ориентированным или разориентированным
внутризеренным строенном», «пластинчатая частично про¬
работанная» (имеется в виду структура сплава/цсформи-
рованного при температурах a+p-области) и др.(Весьма многочисленны также разновидности струк¬
тур с a-фазой глобулярного типа. Наиболее часто для
описания таких структур используют термины: «а { р и201
a-структура» и «равноосная структура». Появление тер¬
мина «а+р, a-структура» объясняется тем, что глобу¬
лярная структура, как далее будет показано, образуется
в результате деформации при температурах а+р- или
a-области. Такое понимание терминов а+Р-, а-структу-
ра неверно, так как в них заложен фазовый состав спла¬
вов, а не размеры и формы зерен а- и р-фаз.Термин «равноосная структура» очень условен.
В действительности, частицы a-фазы в структуре глобу¬
лярного типа имеют неравноосную форму. Она может
быть сфероидальной, дискообразной, ~червячнообразной,
почти прямоугольной и т. д.В волокнистых структурах a-частицы могут быть
сильно вытянуты, расположение их имеет ярко выражен¬
ную направленность.Нередки случаи образования смешанных глобуляр¬
но-волокнистых или глобулярно-пластинчатых структур.Качественно приведенные выше термины позволяют
представить основные особенности разных типов и видов
многообразной структуры титановых сплавов, однако их
существенным недостатком является субъективность та¬
кой оценки.Нередко при сравнении структур используют количе¬
ственную оценку одного или нескольких параметров
структуры, что несколько повышает объективность суж¬
дения о структуре.Перечисленные выше разновидности структур харак¬
терны для широкой гаммы двойных и многокомпо¬
нентных титановых сплавов — от технического тита¬
на до высоколегированных двухфазных сплавов типа
ВТ22.Структура сплавов, легированных а- и р-стабилиза-
торами, а также нейтральными упрочнителями, принци¬
пиально не отличается от структуры технического тита¬
на. Легирование вносит лишь количественное изменение
в соотношение доли а- и p-фаз, не приводя, как правило,
к формированию новых фаз.По сравнению с техническим титаном легирование
a-стабилизаторами (Al, N, Ог) повышает температуру
а-»-р-перехода и мало изменяет количественное соотноше¬
ние а- и p-фаз в сплаве. Это приводит к резкому укруп¬
нению зерен исходной p-фазы и параметров образую¬
щейся из нее a-фазы: размеров a-кодоний и тодщины
а-пластин.202
Рис. 109. Двойники превращения в ос-пластинах сплава ВТ22, X15000Напротив, добавление p-стабилизаторов снижает
температуры р->а-превращения и увеличивает количест¬
во p-фазы в сплаве. Оба фактора способствуют измель¬
чению всех параметров структуры и в тем большей сте¬
пени, чем больше содержание элементов, стабилизирую¬
щих p-фазу. Нейтральные упрочнители мало изменяют
количественные характеристики структуры.По данным работы [10], например, в титане ВТ1-0 и
а-сплаве ВТ5-1 с пластинчатой структурой, содержащихРис. ПО. Двойники отжига (а) я дефекты упаковки (б) в В-фазе сплава
ВТ 15, Х40000203
до 2—3% второй фазы, интервал изменения толщины
а-пластин в зависимости от условий охлаждения из
р-областн составляет обычно 3,5—15 мкм. В сплаве ОТ4
с 5—8% остаточной p-фазы этот интервал заключен в
пределах 1,5—8 мкм, а в среднелегированных двухфаз¬
ных сплавах ВТЗ-1 или ВТ9, в структуре которых до
20% остаточной p-фазы, толщина а-пластин изменяется
до долей микрона до 5—6 мкм. В сплаве же ВТ22 с 50—
60% p-фазы толщину а-пластин более 2—3 мкм полу¬
чить уже довольно трудно.Одной из особенностей а-титана является склонность
к двойникованию. Двойники отжига различной формы и
размера — характерная черта структуры технического
титана (см. рис. 105, а). В техническом титане они хоро¬
шо заметны при световых увеличениях оптического мик¬
роскопа. Крупные двойники в виде узких длинных полос
пересекают a-зерна и целые пачки а-пластин. В послед¬
нем случае малоугловые границы а-пластин и частицы
второй фазы, не образующие сплошной прослойки, не
мешают распространению двойников. Легирование сни¬
жает склонность а-фазы к двойникованию.В сплавах при световых увеличениях двойники обыч¬
но не видны, их наблюдают лишь при исследовании
фольг в электронном микроскопе. Двойники в сплавах
имеют часто линзообразную форму и не выходят за пре¬
делы одной пластины (рис. 109) [1, 2]. Одной из причин
ограничения двойникования под действием легирования
является измельчение структуры а-фазы и наличие
сплошной прослойки p-фазы, препятствующей росту
двойников из одной пластины в другую. Измельчение
структуры, как известно [12], ограничивает возможность
двомпикования.По данным [13], в сплавах с метастабильной р-фазой
при обработке в определенных температурных интерва¬
лах также образуются двойники отжига и дефекты упа¬
ковки (рис. 110).2.	СТРУКТУРА ТИТАНА И ЕГО СПЛАВОВ
В ЛИТОМ СОСТОЯНИИОсобенности структуры титановых сплавов в литом сос¬
тоянии связаны с двумя факторами, характерными для
наиболее распространенной технологии выплавки слит¬
ков— вакуумной дуговой плавки с расходуемым элект¬204\
родом в глухом кристаллизаторе. Такими факторами яв¬
ляются значительный перегрев расплава и малые скоро¬
сти кристаллизации и фазовой перекристаллизации в
процессе охлаждения металла.По этой причине литые титановые сплавы имеют гру¬
бозернистую структуру, особенно в зоне столбчатых кри¬
сталлов, растущих с поверхности слитка, и в лунке жид¬
кого металла при резкой смене тепловых условий
кристаллизации. Увеличение легирования сплавов и
уменьшение перегрева металла при литье (например, при
гарниссажной плавке) сопровождается образованием
более мелкозернистых структур.Влияние скорости кристаллизации на величину зерна
при выплавке промышленных слитков диаметром 350—
800 мм менее ощутимо, чем при литье фасонных дета¬
лей, имеющих, как правило, значительно меньшее сече¬
ние, чем слитки.205
Особенно резкое уменьшение величины зерна наблю¬
дается при литье малых объемов металла и соответст¬
венно при очень высоких скоростях кристаллизации, на¬
пример, при изготовлении гранул. Подробно формирова¬
ние структуры в процессе кристаллизации и, в частности,
изменение величины зерна в зависимости от параметров
литья рассматриваются в работе [14].Внутризеренная структура титановых сплавов в ли¬
том состоянии определяется химическим составом спла¬
ва и скоростью охлаждения металла после литья. Мик¬
роструктура слитков технического титана, однофазных
а-сплавов, а также мало- и среднелегированных а + р-
сплавов характеризуется грубопластинчатым внутризе-
ренным строением (рис. 111). По мере увеличения леги¬
рования толщина а-пластин уменьшается при одновре¬
менном уменьшении размеров колоний пластин, имею-Рис. 112. Микроструктура сплава
BT3-1 после охлаждения с темпе¬
ратур однофазного fl-состояния на
воздухе (а) и с печью со ско¬
ростью 0,05 (б) н 0.005 град/с
(в). Х200206
Рис. ИЗ. Микроструктура гранул из сплава ВТЗ-1, X300щих одинаковую или близкую ориентировку. В этом же
направлении влияет и увеличение скорости охлаждения
(рис. 112). При высоких скоростях охлаждения могут
фиксироваться структуры, характеризующиеся наличи¬
ем определенных ориентировок структурных составляю¬
щих, аналогичных тем, котррые реализуются при мар-
тенситном превращении (рис. 113, а), или даже типич¬
ные дендритные структуры (рис. 113, б).ЛЗнутризеренная
структура высоколегированных а + р-титановых сплавов
характеризуется наличием дисперсных пластинчатыхI*ис. 114. Микроструктура слитка Рис. 115. Микроструктура слитка
сплава BT22. Х500	сплава BT15, Х200207
частиц a-фазы (рис. 114) J Особенностью внутризеренной
структуры псевдо-р-сплавов является наличие в струк¬
туре дефектов упаковки, часто декорированных выделе¬
ниями a-фазы (рис. 115).3.	СТРУКТУРА ДЕФОРМИРОВАННЫХ СПЛАВОВСтруктура титановых сплавов в значительной степени
определяется температурно-скоростными условиями де¬
формации [15]. Не рассматривая подробно закономер¬
ности влияния режимов деформации на структуру, опи¬
шем основные типы структур, образующихся в разных
условиях деформации.В структуре a-сплавов, деформированных при тем¬
пературах однофазного p-состояния, почти не обнаружи¬
вается признаков деформации. Можно лишь предполо¬
жить, что изменение структуры исходных зерен этих
сплавов в процессе такой деформации аналогичны из¬
менениям, происходящим при деформации любых одно¬
фазных металлов и сплавов с о. ц. к. решеткой. Струк¬
тура a-сплавов, деформированных при температурах
однофазного p-состояния, после охлаждения в реальных
условиях характеризуется пластинчатым строением, при¬
чем строение и размер a-пластин зависят в основном
не от режимов p-деформации, а от условий охлаждения
(рис. 116). В некоторых случаях a-колонии сильно вы¬
тянуты в одном направлении, что, по-видимому, явля¬
ется следствием деформации р-зереп.Величина зерна определяется степенью прохожденияРис. 116. Структура сплава BT5-1 после деформвцин в P-области, Х200
208
процессов рекристаллизации (или в ряде случаев поди-
гонизации) материала при температурах однофазного
p-состояния в процессе деформации, а также во время
охлаждения после окончания деформации.Исходной структурой а-сплавов при деформации в
однофазном a-состоянии обычно является пластинчатая
структура а-фазы, для которой характерна общая ориен¬
тировка а-пластин в пределах a-колонии (рис. 117, а).
Разориентировка между соседними а-пластинами не
превышает обычно 1° [16]. Это определяет возможность
деформации целой пачки параллельных а-пластин как
одного целого зерна.При деформации а-пластины изгибаются, вытягива¬
ются вдоль направления течения металла (рис. 117, б).
Для внутреннего строения горячедеформированных
а-пластин характерна субзеренная структура. Границы
субзерен часто стремятся расположиться перпендику¬
лярно границам а-пластин, образуя «бамбуковую струк¬
туру». При определенных температурно-скоростных ус¬
ловиях деформация может привести к рекристаллиза¬
ции. Тогда в структуре на фоне извилистых а-пластнн,
хорошо заметных по положению частиц второй фазы
(о присутствии которой в ^-сплавах говорилось выше),
появляются новые равноосные a-зерна (рис. 117, в), для
роста которых границы исходных а-пластин не служат
существенным препятствием, поскольку являются, как
сказано выше, малоугловыми, а вторая фаза, располо¬
женная по границам исходных пластин, обычно не обра¬
зует сплошной прослойки.Особенностью двухфазных сплавов является сильная
зависимость их структуры от скорости охлаждения после
горячей деформации как при температурах а + р-, так
и p-области. Это связано с полиморфным превращением,
в результате которого в процессе всего охлаждения про¬
исходит изменение количественного соотношения и сос¬
тава фаз. Поэтому процесс формирования структуры
деформированных двухфазных сплавов можно разбить
на два почти равноценных по значению этапа: фор¬
мирование структуры под влиянием деформации и
формирование ее в результате охлаждения после Де¬
формации.В зависимости от условий деформирования процесс
деформации двухфазных сплавов может осуществлять¬
ся целиком в однофазной p-области, в двухфазной а +14—264209
Рис. 117. Структура сплава ВТ5 .1 после деформации и « области, Х200гю-
4-p-области или начаться в p-области, а закончиться 8
а + р-области.При деформации в p-области форма p-зерен изме¬
няется в соответствии со степенью деформации. Равно¬
осное до деформации (3-зерно сплющивается, вытягива¬
ется вдоль направлення течения металла (рис. 118,2—3;
119,а). В крупных p-зернах нередко возникают извили¬
стые полосы деформации (рис. 119,6).Рис. 118. Схемы (1—5) изменения формы P-зерен при деформация пра
температурах 0-области14*	211
212Рис. 119. Микроструктуры, характерные для двухфазных титановых сплавов, деформированных в Р-области,
При определенных температурно-скоростных услови¬
ях деформации начинается динамическая рекристалли¬
зация р-фазы - в структуре появляются мелкие (10 —-
30 мкм) равноосные p-зерна, местами предпочтительно¬
го образования которых являются стыки и границы де¬
формированных зерен и полосы деформации (рис. 119,
в). Увеличение количества равноосных зерен свидетель¬
ствует об увеличении степени рекристаллизации (рис.
119,г). В случае полной рекристаллизации p-фазы при
деформации структура целиком состоит из мелких рав¬
ноосных p-зерен (рис. 118, схема 5). Однако эта струк¬
тура — явление труднодостижимое для деформирован¬
ного в p-области титана. Рекристаллизация при дефор¬
мации в p-области идет из небольшого числа центров;
немногочисленные новые зерна, возникшие в результате
динамической рекристаллизации p-фазы, уже в процес¬
се охлаждения от температуры деформации до темпера¬
туры начала р—>.сс-превращения, особенно в случае за¬
медленного охлаждения, могут быстро вырасти до раз¬
меров 100 мкм и более. Дислокационную структуру де¬
формированной в p-области p-фазы в а+р-сплавах не
представляется возможным^изучить, так как не удается
предотвратить выделение а-фазы.При охлаждении деформированного сплава ниже тем¬
ператур начала выделения а-фазы увеличение размеров
зерен p-фазы резко затормаживается.Независимо от скорости охлаждения a-фаза начина¬
ет выделяться на дефектах p-фазы таких, как границы
деформированных и рекристаллизованных p-зерен, по¬
лосы деформации, границы p-субзерен. Благодаря ото¬
рочке из а-фазы расположение этих дефектов становится
видимым под оптическим микроскопом, ПО ІІЄЙ можно
судить о форме и размерах p-зерен даже при малом со¬
держании остаточной p-фазы в сплаве [17].Внутризеренная a-фаза, выделяющаяся при охлаж-т
деиии, всегда имеет пластинчатый характер. «Узор», ко¬
торый образуют а-пластины при их пересечении плос¬
костью шлифа, определяется ориентировкой p-зерна, в
котором они возникли. Зерна, имеющие различный
«узор» пластин, имеют различную ориентировку р-фазы.
В пределах одного p-зерна «узор» постоянен, однако
ориентировка одинаковых элементов узора в одном зер¬
не реагирует на разориентировку отдельных фрагментов
P-зерна (рис. 119, г).213
Для деформированных 0-зерен в отличие от рскрмс-
таллизованных p-зерен характерна вытянутая в той пли
иной степени форма a-колоний, внутризеренных а-плас¬
тин и более дисперсная структура выделяющейся а фл-
зы (рис. 119,6—г).Изменение скорости охлаждения в интервале темпе¬
ратур ниже р->а+р-превращения влияет в основном
на количество частиц и дисперсность выделяющейся а-
фазы. Увеличение скорости охлаждения способстпует
получению более тонкой а-оторочки вокруг р-зереп н из¬
мельчению внутризеренного строения, но общий харак¬
тер структуры не изменяется.В случае деформации при температурах а + р-облас-
ти в деформации принимают участие p-фаза и а-фаза
первичная, существующая при температуре нагрева под
деформацию. Количество деформируемой а-фазы тем
больше, чем ниже температура деформации.Структура p-фазы при а + p-деформации изменяет¬
ся так же, как и при деформации в p-области. Однако
при а + p-деформации резко ускоряется процесс рекрис¬
таллизации p-фазы, новые равноосные p-зерна появля¬
ются не только по границам исходных деформироплп-
ных p-зерен, но и внутри p-зерна, в p-прослойках между
а-пластинами (рис. 120). Размер рекристаллизовампых
p-зерен в зависимости от температуры и скорости де¬
формации в большинстве двухфазных сплавов изменя¬
ется в пределах 5 — 40 мкм.Различные стадии изменения формы а-пластин при
а + p-деформации схематически показаны на рис. 121
(/ — 6). При этом следует отметить, что степень изме¬
нения формы внутризеренных а-пластин и пригранич¬
ной а-оторочки при а+р-деформации определяется их
начальной ориентацией по отношению к направлению
течения металла. Наибольшее формоизменение испыты¬
вают пластины, расположенные перпендикулярно этому
направлению. Пластины, параллельные направлению де¬
формирования, вытягиваются, сплющиваются, попереч¬
ные же пластины сминаются «в гармошку» (рис. 122,
а, б).В общем случае в структуре деформированной а-фл-
зы можно найти бесчисленное множество вариантов из¬
гиба прямолинейных а-пластин.С увеличением степени деформации форма а-пластни
изменяется так, что все они, в том числе и а-оторочкп214
Рис. 120. Рекристаллизация р-фазы
при а+Р-дефорыации двухфазного
сплава ВТЗ-1. Охлаждение после
деформации в водеа. б — Х200; в — XIОООГ1*н»-. 121. Схема изменения фор¬
мы а пластнн при а+Р-дефор-
МІЦНІІ215-
210
Рис. 122. Микроструктуры, характерные для двухфазных титановых сплавов
после а + Р деформации. Х500бывшего p-зерна, стремятся расположиться вдоль направ¬
ления течения металла, образуя волокнистую структуру г
(рис. 122, г — д). При значительной степени деформа¬
ции, превышающей 50%, а-оторочку бывшего р-зерна
уже часто трудно отличить от внутризеренных деформи¬
рованных а-пластин.В производственной практике присутствие ясно раз¬
личимой а-оторочки бывшего p-зерна считают нередко
признаком недостаточной проработки p-зерна. Если за
меру проработки структуры принимать степень ее изме¬
нения при деформации, то p-зерно прорабатывается до¬
вольно быстро — на его месте возникают многочислен-217
Рис. 123. Структура а-фазы сплава
ВТ6 после а+р-деформации, Х8000Рис. 124. Схема изменения
структуры (1—6) двухфазного
сплава при деформации в ин¬
тервале температур, начало ко¬
торого лежит в P-области, окон¬
чание — в а+Э-области218
ные мелкие новые p-зерна, и а-оторочка бывшего р-
зерна существует сама по себе, ничем не отличаясь от
внутризеренных а-пластин, которые, как и а-оторочка,
тоже окружены новыми р-зернами.Внутренняя структура деформированной a-фазы до¬
вольно сложна и неоднородна. Согласно данным [17].
после а 4- p-деформации при любых температурах в
деформированных а-пластинах наблюдаются двойники
деформации и субзерна различной формы и размера
(рис 123, а — в). Плотность двойников и степень совер¬
шенства субзеренной структуры очень различны в раз¬
ных а-пластинах, что говорит о значительной микроне¬
однородности деформации а-фазы.При определенных условиях, характеризуемых низ¬
кими скоростями и повышенными температурами дефор¬
мации, в a-фазе происходит динамическая рекристалли¬
зация, которая приводит к образованию новых равноос¬
ных a-зерен внутри деформированных а-пластин. Размер
этих a-зерен не превышает толщину пластин, кото¬
рая в двухфазных сплавах при температурах дефор¬
мации составляет обычно несколько микрон. Малый
размер рекристаллизованных зерен затрудняет их
наблюдение при металлографическом исследова¬
нии.Рекристаллизация a-фазы пластинчатого типа при
деформации протекает довольно вяло и никогда не бы¬
вает полной.При определенных температурно-скоростных услови¬
ях деформацию a-фазы может сопровождать глобуля-
пизация — процесс деления а-пластин на частицы.
Внешним проявленном этого процесса является образо¬
вание на межфазной границе лунки в месте выхода на
эту границу границы двойника, рекристаллизованного
a-зерна или а-субзерна (рис. 123, в). Лунки, углубляясь
со временем, придают межфазным границам своеобраз¬
ную волнистость. Конечной стадией этого процесса яв¬
ляется деление а-пластины на отдельные частицы —
глобули, форма и продольные размеры которых могут
быть очень разными.Причины глобуляризацин не совсем ясны, движущей
силой этого процесса считают изменение поверхностной
чнергии в месте выхода на межфазную поверхность
внутренней границы, образовавшейся в пластине по ка¬
кой-либо причине [18, 19].219
Процесс глобуляризации а-пластин часто считают
однозначным признаком рекристаллизации a-фазы. Это
не совсем верно. Поскольку оба процесса связаны с диф¬
фузией, более высокая степень глобуляризации опреде¬
ляет и более высокую степень рекристаллизации а-фазы.
однако рекристаллизация не единственная, как сказано
выше, и не основная причина глобуляризации.При охлаждении сплава от температуры а + Р-де¬
формации до комнатной происходит дальнейшее форми¬
рование его структуры. В каком виде выделится при
этом а-фаза — это целиком зависит от скорости охлаж¬
дения.Альфа-фаза начинает выделяться прежде всего на
таких дефектах структуры, как межфазные границы,
границы p-зерен и р-субзерен. Образование оторочки
a-фазы по границам новых, образовавшихся при де¬
формации p-зерен и р-субзсрен, предотвращает их рост
и создает возможность «увидеть» структуру р-фазы.Наиболее предпочтительным местом выделения а-фа¬
зы при охлаждении из а+р-области в любых условиях
являются уже существующие межфазные границы, и
при сравнительно медленном охлаждении a-фаза выде¬
ляется, в основном, только па них. В этом случае фор¬
ма частиц a-фазы в конечной структуре сплава повто¬
ряет форму деформированных частиц, а остаточная р-
фаза расположена в виде довольно разрозненных участ¬
ков по границам а-фазы.При ускоренном охлаждении a-фаза выделяется не
только на межфазных границах, но и в виде оторочки
по границам p-зерен и р-субзерен и заполняет внутрен¬
ний объем р-зерен.Структуры двухфазных сплавов, характерные для
а 4- p-деформации, показаны на рис. 122.Наряду с р- и а + p-деформацией па практике не¬
редко осуществляют деформирование в интервале тем¬
ператур, начало которого соответствует p-области, окон¬
чание— а+р-области. Образующаяся после такой об¬
работки структура зависит от температурного интерва¬
ла, приходящегося па а + p-область, и от степени де¬
формации, проводимой в а+р-области. При степенях
деформации >50--60% она аналогична описанной вы¬
ше структуре, получаемой путем а+р-деформацин. При
меньших степенях а + p-деформации структура отли¬
чается значительной локальной неоднородностью тем220
большей, чем шире температурный интервал а -і- p-де¬
формации, и выражающейся в чередовании участков с
а-пластинами, деформированными в резко различной
степени.Возникновение этой микронеоднородности связано с
тем, что понижение температуры при а 4- р-деформации
сопровождается выделением все новых и новых порций
a-фазы, которые начинают деформироваться только
тогда, когда выделившаяся при более высоких темпе¬
ратурах a-фаза, и в первую очередь а-оторочка вокруг
старых p-зерен уже претерпели значительную деформа¬
цию и подверглись соответствующим изменениям
(рис. 124).В зависимости от условий деформации, величины
температурного интервала а 4- p-деформацни, скорости
снижения температуры при а + p-деформации и т. д.
сочетания структур в соседних микроучастках могут
быть самыми различными. Примеры локальной микро-
неоднородпости структуры деформированных полуфаб¬
рикатов приведены на рис. 125.Следует подчеркнуть, что реальные условия дефор¬
мирования сплавов, за исключением специальных, пе
являются изотермическими. Подобная приведенной вы¬
ше локальная микронеоднородность может быть прису¬
ща и структуре сплавов, деформированных целиком в
а + p-области, по в широком интервале температур. В
связи с высокой чувствительностью структуры титано-
ных сплавов к температурно-скоростным условиям де¬
формации для деформированных полуфабрикатов ха¬
рактерна значительная неоднородность структуры по се¬
чению и длине изделий. Степень этой неоднородности
может быть очень различной и определяется не столь¬
ко абсолютной величиной температуры, скорости, сте¬
пени деформации, сколько перепадом этих характерне-'
тик по сечению и длине изделий.Описанные закономерности изменения структуры спра¬
ведливы для всех мало- и среднелегированных а 4- р.-ти¬
тановых сплавов (например, ОТ4, ВТЗ-1, ВТ6, ВТ8,
ВТ9, ВТ14).Несколько отличные от описанных типы структур об¬
разуются в высоколегированных а 4- р-титановых спла¬
вах (например, в сплавах ВТ23, ВТ22, ВТ16), которые
целесообразно рассмотреть особо вместе со структура¬
ми сплавов с термически нестабильной p-фазой (напри-221
Рис. 125. Примеры локальной микронеоднородкости структуры двухфазны*
титановых сплавов. Сплав ВТЗ-1. Х500222
Рис. 126. Микроструктура сплава ВТ22 после различных режимов горячей де¬
формации и последующего охлаждения на воздухе, Х200:о. б — tngrf) "=850° С; в, г — 950° С; д, е - 1050° С; в, а-е-20%, в-е-40%:
б. г, е- 80%
мер сплавов ВТ 15, ТС6, B120VCA, р-Ill), которые в
отожженном состоянии также имеют двухфазную а + р-
структуру.Деформация высоколегированных титановых сплавов
чаще всего происходит при температурах однофазного
p-состояния или несколько ниже температуры a-f р^
^p-перехода. При этом в зависимости от температуры
и степени деформации могут образовываться либо пол¬
ностью рекристаллизованные, либо частично или пол¬
ностью нерекристаллизованные структуры.При рассмотрении структур высоколегированных ти¬
тановых сплавов целесообразно пользоваться структур¬
ными диаграммами, па которых в координатах темпе¬
ратура — степень или скорость деформации показаны
области образования полигонизованиый, рекристаллизо-
ванной и смешанной структур.Изменение структуры после различных режимов го¬
рячей деформации всех высоколегированных титановых
сплавов имеет однотипный характер. Более подробно
рассмотрим эти изменения на примере сплава ВТ22
(рис. 126, 127).После деформации при температурах двухфазного
a + (3-состояния сплава (850° С) рекристаллизация от¬
сутствует при всех степенях деформации (рис. 126, а, б).
В случае деформации в однофазном p-состоянии (950°С)
первые рекристаллизованные зерна наблюдаются после
деформации 40% (рис. 126, в). Повышение температу¬
ры деформации (до 1050° С) приводит к началу рекрис¬
таллизации уже после 20% деформации (рис. 126, д).
Размер рекристаллизованных зерен, образующихся в
процессе спонтанной рекристаллизации, увеличивается
с повышением температуры и степени деформации.После деформации до 20% p-зерна практически ос¬
таются равноосными, однако при этом возникает харак¬
терная зубчатость границ зерен. При увеличении сте¬
пени деформации структура становится волокнистой, и
рекристаллизованные зерна появляются по границам
этих волокон.Значительное влияние на характер структуры мате¬
риала после горячей деформации оказывает структура
исходного состояния (рекристаллизованная или полиго-
иизованная). Горячая деформация осадкой материала
с исходной полигонизованной структурой в диапазоне
температур 850 — 1050° С и степеней деформации до 80%224
Рис. 127. Структурная диаграм¬
ма рекристаллизации сплава
ВТ22СмешаннаяструктураРис. 128. Микроструктура трех ос¬
новных типов структур, наблюдае¬
мых при прессовании сплава ВТ22'с —тип 1; б — тип 2; в — тип 3.Х20015—264
вссгда приводит к образованию частично рекристалли-
зованной структуры, что свидетельствует о снижении
температуры начала рекристаллизации. Кроме того,
структура исходного материала влияет на количествен¬
ные соотношения рекристаллизованных и нерекристал-
лизованных участков и размеры рекристаллизованных
зерен.Микроструктурой с различным количественным соот¬
ношением рекристаллизованных и нерекристаллизован-
ных участков можпо описать и все разнообразие струк¬
тур, наблюдающихся в прессованном материале.Основные типы микроструктур в сплаве ВТ22 после
прессования представлены на рис. 128:I	тип — структура, состоящая преимущественно из
нерекристаллизованных участков;II	тип — смешанная структура с преобладанием не¬
рекристаллизованных участков (количество которых
меньше, чем в первом случае, по распад р-*-а в них
проходит более пол по), и небольшим количеством ре¬
кристаллизованных p-зерен со средним размером зерна
50 — 60 мкм.III	тип — полностью рекристаллизованная структу¬
ра, состоящая из p-зерен размером более 80 мкм, в ко¬
торых обычно присутствуют единичные выделения а-фа-
зы.Структура I типа образуется в условиях изотерми¬
ческого прессования при 850° С. Увеличение скорости
прессования и переход к неизотермическим условиям
деформирования при 850 — 950° С приводит к образова¬
нию структуры II типа. Повышение температуры нагре¬
ва заготовок выше 1050° С независимо от степени и ско¬
рости деформации сопровождается появлением струк¬
туры III типа.Отличие структуры псевдо-р-сплавов таких, как ВТ 15
или р-Ш, от структуры сплава ВТ22 после горячей де¬
формации заключается в основном в смещении темпе¬
ратурных областей прохождения метадинамнческой ре¬
кристаллизации. Так, например, для сплава р-III дефор¬
мация при 900° С не приводит к рекристаллизации вплоть
до деформации со степенями более 75%. Изменения тем¬
ператур начала метадинамнческой рекристалли¬
зации в различных высоколегированных сплавах могут
быть обусловлены как различиями в механизме горячей
деформации, зависящими от легирования, так и темпо-226
ратурой фазового перехода (a-f-p)^?. которая сни¬
жается с увеличением количества р-стабилизаторов.
Чем больше различие в температурах фазового превра¬
щения и деформации, тем интенсивнее проходят про¬
цессы метадннамической рекристаллизации.Кроме того, по мере повышения в сплавах содержа¬
ния p-стабилизирующих элементов возрастает стабиль¬
ность p-фазы. В результате этого в процессе охлажде¬
ния с температур деформации в более легированных
сплавах процесс фазовой перекристаллизации проходит
в меньшей степени.1 СТРУКТУРА СПЛАВОВ ПОСЛЕ ТЕРМИЧЕСКОЙ
ОБРАБОТКИВлияние термической обработки на структуру титано¬
вых сплавов многообразно. Возможности изменения
структуры титановых сплавов при термической обработ¬
ке основаны на развитии процессов фазовой перекрис¬
таллизации, глобуляризации и рекристаллизации. Ка¬
кие из этих процессов ответственны за изменение струк¬
туры в каждом конкретном случае, определяется не
только режимами термической обработки, но и в значи¬
тельной степени исходным состоянием подвергаемого
термической обработке сплава.Исходные по отношению к термической обработке
состояния сплавов можно разделить на три вида, отли¬
чающихся по характеру исходной структуры и процес¬
сов, которые могут протекать в сплаве при термообра¬
ботке: 1) сплавы недеформированные; 2) сплавы, де¬
формированные в р-области; 3) сплавы, деформирован¬
ные в a-f р (а)-области (сюда относятся и сплавы, на¬
чало деформации которых соответствует p-области, а
окончание — a 4- р-области).Проанализируем изменение структуры в каждом из
чтих трех случаев под влиянием термической обработки,
любая из которых включает в себя операции нагрева,
иыдержки и охлаждения.Структура недеформирпванных сплавов характери¬
зуется обычно крупным зерном p-фазы и пластинчатым
строением внутризерепной a-фазы различной дисперс¬
ности.При нагреве н выдержке прн температурах однофаз¬
ний a-области н a-сплавах с такой структурой увеличи¬шь227
вается толщина а-пластнн, происходит глобуляризация
выделений второй фазы, если они перед нагревом име¬
ли вид сплошных тонких прослоек, и их коагуляция.
Структура а-сплавов в этом случае почти не зависит от
скорости охлаждения.Нагрев титановых сплавов в двухфазной а -і- р-об-
ласти сопровождается уменьшением количества а-фазы
вплоть до ее полного исчезновения при температуре, вы¬
ше которой сплавы находятся в однофазном р-состоя-
нии. При нагреве, как правило, a-фаза растворяется в
последовательности, обратной той, в какой она выделя¬
лась в процессе формирования исходной структуры: спа-
чала исчезают самые тонкие а-пластины (при некотором
огрублении остальной пластины), затем уменьшаются
размеры более толстых пластин вплоть до их полного
исчезновения.Выдержка при температуре нагрева приводит к уве¬
личению толщины а-пласгин и p-прослоек. Так как1)гтн1000—800-600-4001;22001 1і іа мкм150зо'гуҐ20J?\1001 1к,"*»ч321Л1-ГНа. 880 920 960 WOO
, Температура отжига °СаРяс. |29. Влияние температуры (а) и времени выдержки (б) при термообра¬
ботке на параметры пластинчатой структуры сплава BT3-1 (размер 0-зеряа
О. величину а-колопнй d. толщину а-пластины Ь):1	— охлаждение ва воздухе; 2 — охлаждение с печью; S — охлаждение на
воздухе, вторичная а-фаэа; 4, 7 — ГОТЖ-970" С: 5. в — ГОТЖ"920" С; €. 9 —
/отж- 950* СВремя отжига, ч
6
коагуляция связана с перемещением довольно малопод¬
вижной (при постоянной температуре) межфазной гра¬
ницы, укрупнение структуры происходит медленно. Так,
например, даже при температурах, близких к предель¬
ной температуре существования a-фазы в двухфазном
сплаве ВТЗ-1 за 10 ч выдержки толщина а-пластин
увеличивается всего на 1—2 мкм (рис. 129, 130). Ско¬
рость укрупнения структуры резко снижается при пони¬
жении температуры, и при температурах ниже 800° С
процессы коагуляции происходят крайне медленно [20].Изменения размеров других параметров пластинча¬
той структуры — а-колоннй и p-зерен — при нагреве
в аЦ-р-области весьма незначительны. При нагреве и
выдержке в основном исчезают более мелкие а-колонин
и p-зерна, что повышает средние размеры этих струк¬
турных составляющих в отожженном сплаве (рис. 129).При температурах а 4- p-области одновременно с
коагуляцией а-пластин происходит процесс их глобуля-
рнзации, аналогичный описанному выше для случая
формирования структуры в процессе а 4- р-деформацни.
В результате пластины сначала приобретают «ветвис¬
тый» вид (рис. 130,0. е), а при продолжительных вы¬
держках делятся на цепочку отдельных а-частиц (рис.
130, ж, з). Скорость глобуляризации увеличивается при
повышении температуры.«Лунки» на межфазной границе, развивающиеся со
временем в сплошную перемычку из p-фазы, возникают
в тех участках а-пластин, в которых имеется выход на
межфазную границу субграпиц или границ двойников,
всегда имеющихся в a-фазе. Этот процесс про¬
исходит без изменения ориентировки а-фазы.Скорость охлаждения титановых сплавов при терми¬
ческой обработке имеет очень важное значение для фор¬
мирования их структуры. Изменение скорости охлажде-,
ння регулирует не только дисперсность частиц вторич¬
ной a-фазы, но и сам фазовый состав сплавов.При замедленном охлаждении (град/мин) из а + Р*
области a-фаза выделяется предпочтительно на пласти¬
нах первичной a-фазы. В этом случае размер а-колоннй
отожженного сплава не отличается от величины а-коло¬
ннй в структуре исходного сплава, увеличивается лишь
толщина а-пластин. В случае замедленного охлаждения
из p-области получают обычно структуру, характеризую¬
щуюся крупным р-яерном с широкой (несколько мпкро-229
Рис. 130. Структура пластинчатого типа сплава ВТЗ-1 в зависимости от режи¬
мов термообработки:а —1 ISO” С, иода; б- 1150" С, воздух; в— 1150° С. печь; г—1150° С. вода +
+ 950°С. I ч, воздух; О— U50°C. воздух+ 920° С. 1 ч. печь; с—1150°С, воз-
дух + Эйв^С. 1 ч, печь; ж— 1150° С. печь + 900°С, 10 ч, печь; 3-І 150° С.
печь + 920°С, 60 ч, печь, Х200
метров) а-оторочкой по границам p-зерен и толстыми
(4 — g мкм в среднелегированных двухфазных сплавах)
а-пластинами, собранными в крупные (более 100 мкм)
a-колонии (рис. 130, в). При ускорении охлаждения а-
фаза может выделиться в прослойках p-фазы в виде
пластин, размер которых уменьшается по мере увели¬
чения скорости охлаждения. Эти пластины ос-фазы, как
правило, параллельны пластинам первичной а-фазы и
всегда мельче их (рис. 130, з).Таким образом, изменяя температуру и время нагре¬
ва, а также скорость последующего охлаждения при
термической обработке в а -4-р-области, можно в широ¬
ких пределах менять соотношение и размеры частиц
первичной и вторичной а-фаз.В случае охлаждения из p-области пластинчатая
структура а-фазы как литого, так и деформированного
материала определяется, в основном, скоростью охлаж¬
дения. Систематические исследования влияния скорос¬
ти охлаждения на внутризеренное строение титановых
сплавов выполнены в работах [14, 20, 22], некоторые
результаты которых приведены на рис. 131. В двухфаз¬
ных сплавах ВТЗ-1 и ВТ9 наиболее резкое измельчение
внутризеренного строения происходит при изменении
скорости охлаждения из p-области от 2 до 15° С/с.
Дальнейшее ускорение охлаждения мало измельчает
структуру а-фазы.Резкое охлаждение (со скоростью >25 град/с) с до¬
статочно высоких температур способствует фиксации в
сплавах при комнатной температуре метастабильных
фаз а', а", со или р. Изучению кристаллического строе¬
ния этих фаз, их структуры, механизма и кинетики об¬
разования и распада посвящено большое количество
работ [1, 2, 9, 23—25]. Ниже приводятся лишь сведения f
об особенностях структуры этих фаз.Метастабильные фазы а', а", со или р образуются из
p-твердого раствора, существующего при температуре
нагрева под закалку. При закалке из p-области эти фа¬
зы расположены по всему объему p-зерна, а при охлаж¬
дении из a-f р-области — в прослойках между пластина¬
ми первичной a-фазы (рис. 132, 133).Фазы а' и а" представляют собой пересыщенный
■гиердый раствор на основе a-титана — это типичные
мартенситные фазы. Они имеют пластинчатое строение.
Эти фазы металлографически очень трудно различить;231
Рис. 131. Влияние скорости охлаж¬
дения при термообработке сплава
ВТЗ-1 в p-области на параметры
пластинчатой структуры 3-зерна D,
размер a-колоний d и толщину
а-пластияы Ь:! — после охлаждения с 1000° С;2	— после отжига при 920* С, 1 чСкорость охлаждения V, град!сРис. 132. Структура а'-фазы в сплаве ВТЗ-1:
а — Х200 ; 6-Х 1000; в - Х8000; г — Х12000232
обе образуют определенный «узор» из пластин, общий в
пределах всего p-зерна. Дисперсность пластин обеих фаз
в зависимости от разных факторов может быть различ¬
ной; для внутреннего строения пластин обеих фаз ха¬
рактерно значительное количество двойников (см.
рис. 132, 133), высокая плотность дислокаций и дефек¬
тов упаковки. Различают а' и а"-фазы обычно рентге¬
новским методом [9] по разнице в параметрах кристал¬
лической решетки. Рентгеновский метод нередко наряду
с а'- или. а"-фазами обнаруживает в сплаве остаточную
p-фазу. Однако металлографически обнаружить ее в
этом случае не удается. Возможно, она существует в
виде прослоек между мартенситными пластинами.Метастабильная co-фаза названа мартенситной фазой
особого типа [9]. так как она представляет собой пере-233
сыщенный твердый раствор, образующийся бездиффузи-
онным путем по сдвиговому механизму, характерному
для мартенситных превращений. Вместе с тем она не
имеет пластинчатого строения и не образует на поверхно¬
сти шлифов своеобразного «мартенситиого» рельефа.
co-фаза существует в виде довольно мелких когерент¬
ных по отношению к p-матрице частиц, не обнаруживае¬
мых при световых увеличениях. Форма и размеры час¬
тиц co-фазы, наблюдаемые в различных системах спла¬
вов и при разных условиях получения, довольно
различны. Так, при исследовании реплик и фольг в
электронных микроскопах ш-фаза была обнаружена или
в виде частиц равноосной формы размером от 200 доО600 А, или в виде выделений кубической и сферической
формы, а также в виде определенным образом ориенти-Рис. 134. Структура сплавов BT3-1
(а, б) и BT22 (в) после закалки,
фиксирующей метастабильную Р-
фазу, Х500I / 1ШШШШ 6234
Рис. 135. Структура сплава ВТЗ-І после закалки на мартенсит и отпуска в
течение 5 ч при температуре:«. б — 650° С. X1000; в — 650° С, Х7000; г — 550° С. Х7000Рис. 136. Мелкодисперс¬
ные частицы Ог-фазьі в
сплаве ВТ 18, Х40000235
рованных п матрице вытянутых эллипсоидов длиной— 200 А и диаметром —40 А [26].Структура метастабильной р-фазы, фиксируемой в
результате закалки при комнатной температуре, при
металлографических исследованиях, не отличается от
структуры р-фазы в отожженных сплавах (рис. 134).При старении после закалки метастабильные фазы
распадаются с образованием смеси а- и p-фаз, имеющей
пластинчатый характер. Дисперсность этих пластин оп¬
ределяется температурой и временем выдержки при от¬
пуске (рис. 135). При световых увеличениях участки
структуры, претерпевшие распад, выглядят темными
из-за сильно развитой межфазной поверхности.В титановых сплавах с повышенным (обычно более
6%) содержанием алюминия при нагреве в определен¬
ном интервале температур, зависящем от состава спла¬
ва, возможно образование аг-фазы, которая представля¬
ет собой упорядоченный твердый раствор на основе
Ті3А1 [27, 28]. а2-фаза была обнаружена при исследова¬
нии фольг в электронном микроскопе в виде частиц не-Оравноосной формы длиной от 100 до 1500 А (рис. 136),
равномерно распределенных в объеме а-фазы. Ввиду
дисперсности частиц аг-фазу не представляется возмож¬
ным увидеть при световых увеличениях оптического
микроскопа.Исходная структура сплавов, деформированных в
р-области, обычно характеризуется наличием вытянутых
в направлении течения металла деформированных р-зе-
рен наряду с мелкими равноосными p-зернами, возника¬
ющими в результате рекристаллизации в процессе де¬
формации. Границы p-зерен обычно окаймлены отороч¬
кой из а-фазы.При нагреве сплава с такой структурой до темпера¬
тур а+р-области a-фаза оказывает стабилизирующее
влияние на зеренное строение р-фазы—размер и форма
p-зерен почти не претерпевают изменений (сравни
рис. 119 и 137).Изменение внутризеренной структуры деформирован¬
ных в p-области сплавов при отжиге в а+Р-области
аналогично ее изменению в недеформированном спла¬
ве, описанном выше.Повышение температуры отжига до температур, со¬
ответствующих p-области, резко ускоряет рост рекрис-236
Риє. 137. Структура сплава ВТЗ-1 после 0-деформация и отжига по
режиму: 870° С, 1 ч, перенос в печь, выдержки при 650° С. 2 ч.
охлаждение на воздухе, Х500237
таллизованных зерен за счет деформированных. За пер¬
вую минуту пребывания в p-области независимо от
скорости нагрева мелкие рекристаллизационные зерна
успевают вырасти до соприкосновения. Далее идет со¬
бирательная рекристаллизация, приводящая к образова¬
нию полиэдрической крупнозернистой структуры, размер
зерна в которой возрастает по мере увеличения темпера¬
туры и времени выдержки [23]. Размер p-зерен, полу¬
ченных в результате р-отжига, зависит также от числа
рекристаллизованных зерен в деформированном сплаве,
что в свою очередь определяется условиями деформа¬
ции. Влияние указанных факторов на размер р-зерна
отражают диаграммы рекристаллизации [29, 30].Из-за интенсивного роста p-зерна структура отож¬
женных в p-области сплавов почти всегда крупнозернис¬
тая, с размером p-зерна в несколько сотен микронов.Сравнительно мелкое р-зерно (100—200 мкм) можно
получить, лишь используя скоростной нагрев, позволяю¬
щий сократить время пребывания металла в р-области
до нескольких секунд [31—33].При охлаждении из p-области внутризеренное строе¬
ние зависит от скорости охлаждения точно так же, как
и в описанном выше случае недеформированного сплава.В сплавах, деформированных в а+р-области, наряду
с процессами изменения количественного соотношения
а- и p-фаз, перераспределения в них легирующих эле¬
ментов, изменения размера и форм структурных состав¬
ляющих при нагреве могут проходить процессы возвра¬
та и рекристаллизации. Эти процессы проходят внутри
деформированных а-пластин и p-зерен, в связи с чем
при отжиге микроструктура сплавов изменяется незна¬
чительно по сравнению с деформированным состоянием.
В участках деформированной а-фазы наблюдается чет¬
кая субзеренная структура с довольно крупными соиз¬
меримыми с толщиной а-пластин субзернами, имеющи¬
ми тонкие границы (рис. 138, б, в). Последние при
нагреве стремятся занять наиболее выгодное положе¬
ние— перпендикулярно межфазным границам, образуя
«бамбуковую структуру».Рекристаллизованные a-зерна отличаются от субзе¬
рен в основном наличием высокоугловых границ, отде¬
ляющих их от соседних участков а-пластины. Появление
высокоугловых границ в а-пластинах можно увидеть и
при световых увеличениях (рис. 138, а). Степень рекри-238
Рис. 138. Структура сплава ВТ6
пэсле деформации при 925° С, е-=
■=10 с 1 н отжига при температу¬
рах а+0-области:а — /огж -950° С, 1 ч. охлаждение
в воде, Х200; б — ^0тж ”950° С,
1 ч, охлаждение в воде, ТЭМ
Х7000; в- <отж-900° С, 1 ч, ох¬
лаждение в воде. ТЭМ. XI2000239
сталлнзации а-фазы резко увеличивается по мере повы¬
шения температуры нагрева.Процессы полигонизации и рекристаллизации а-фа¬
зы, связанные с появлением новых устойчивых границ н
а-пластинах, стимулируют глобуляризацию последних,
что приводит к образованию цепочки отдельных а-час-
тиц на месте а-пластины. Форма цепочек глобулей по¬
вторяет форму исходных а-пластин. Поэтому даже при
значительной степени глобуляризации в структуре отож¬
женных сплавов сохраняется форма и положение а-пла¬
стин и a-колоний, характерные для деформированных
образцов.При нагреве в а+р-области развиваются также про¬
цессы рекристаллизации деформированной p-фазы, на¬
чавшиеся еще при деформации. Интенсивность рекрис¬
таллизации и размер рекристаллизованных р-зерен
увеличиваются по мере повышения температуры, однако
размеры зерен не превышают расстояния между а-час-
тицами.Наиболее значительные изменения структуры проис¬
ходят при высокотемпературном отжиге в а+р-области,
когда в структуре остается довольно мало деформиро¬
ванной а-фазы. В этом случае для сплава характерна
высокая степень рекристаллизации а- и p-фаз и глобу¬
ляризации а-фазы.В процессе нагрева сплавов, деформированных в а-
или а+р-области, до температур р-области a-фаза пол¬
ностью превращается в p-фазу и не мешает р-зернам
расти. Однако в отличие от сплавов, деформированных
в р-области, в структуре которых наблюдается незначи¬
тельное количество рекристаллизованных p-зерен, спла¬
вы, деформированные в а+р-области, к моменту достп
жения температуры а+р-»-р-перехода, характеризуются
значительной степенью рекристаллизации p-фазы, вырн
жающейся в образовании большого количества мелких
p-зерен равноосной формы. При выдержке при темперл
турах р-области с очень большой скоростью происходит
их собирательная рекристаллизация. Однако при одних
и тех же режимах отжига структура сплава, деформиро
ванного в а+р-области, всегда мельче структуры сплл-
ва, деформированного в р-области. Эффект измельчения
структуры в результате рекристаллизационного отжиг»
наблюдается, по данным работы [32], уже после а+р-
деформации со степенью 15—20%- Наиболее мелкое240
P-зерно (20—ЗО мкм) при
такой схеме обработки мо¬
жет быть получено в случае
использования при отжиге в
р-области скоростного на¬
грева и последующего быст¬
рого охлаждения, обеспечи-
вающего возможность фик¬
сации структуры сразу пос¬
ле завершения первичной
рекристаллизации (рис. 139).
Внутризеренное строение
сплавов после нагрева в р-
области определяется скоро¬
стью последующего охлаж¬
дения.Морфология a-фазы, вы¬
деляющейся в высоколегиро-^з, о- печной нагред
» *„ = 0,5 град/с'
-• - скоростной ЗКН11000 1050 1100 1200
Температура отжига °СРис. 139. Влияние температуры на¬
грева на размер 3-зерна в сплаве
BT3-1, деформированном на 20% в
о+P-области. Цифры на кривых—
длительность выдержка (мин) при
печном нагреве0.5 мкмІМКМtРис. 140. Электронные микрофото¬
графии структуры a-фазы в высо¬
колегированных титановых спла¬
вах, выделяющейся в различных
температурных областях:а _ 100-400° С: б - 450 — 650° С;
в — выше 650° С16-264241
ванных титановых сплавах в процессе распада метаста¬
бильных фаз, в значительной мере зависит от темпера¬
туры, при которой этот распад происходит. Можно вы¬
делить три основные температурные области, в которых
морфология выделений а-фазы заметно отличается,
низкотемпературную область распада (100—400° С) с
высокой дисперсностью и плотностью выделений а-фазы
сложного строения (рис. 140,а), промежуточную об¬
ласть (450—600° С), для которой характерно выделение
меньшего количества, но еще достаточно дисперсной
а-фазы сложного строения (рис. 140,6) и высокотемпе¬
ратурную область (выше 600°С), в которой наблюдает¬
ся значительно меньшее количество более крупных вы¬
делений а-фазы простого строения (рис. 140, в), В по¬
следнем случае a-фаза выделяется в основном по
границам зерен и субзерен.Помимо температуры обработки, на характер распа¬
да существенное влияние оказывают особенности струк¬
туры зафиксированных метастабильных фаз, в том чис¬
ле дислокационной структуры и, в частности, степень
полигонизацни |3-фазы. Так, старение сплавов с рекрис-
таллизованной p-фазой приводит к неоднородному по
объему выделению а-фазы (рис. 141,а). В материале с
полигонизованной структурой распад метастабильной
Р-фазы происходит более равномерно по всему объему,
а выделяющаяся a-фаза более дисперсна, что хорошо
видно на электронномикроскопических снимках, пред¬
ставленных на рис. 141,6.Старение непосредственно после деформации (осо¬
бенно холодной) приводит к получению наиболее дис¬
персных частиц а-фазы. Термическая обработка, вклю¬
чающая обработку на твердый раствор при температуре
двухфазного состояния сплава и старение, позволяет по¬
лучить структуры, характеризующиеся сочетанием
а-частиц различного размера (рис. 142). Соотношение
количества крупной и мелкой а-фазы и степень дисперс¬
ности каждой из них определяются температурно-вре¬
менными условиями термической обработки.Следует отметить, что для высоколегированных спла¬
вов присуща достаточно высокая временная стабиль¬
ность размеров выделяющейся а-фазы. Например, уве¬
личение времени старения таких сплавов, как ВТ15,
ВТ22 не приводит к существенной коагуляции частиц
а-фазы (рис. 143,а, б). При уменьшении степени леги¬242
рования (например, в случае сплава ВТ16) процесс
перестаривания более развит и увеличение времени ста¬
рения может приводить к существенному укрупнению
частиц а-фазы.ІМКМ1 мкмРис. 141. Электронные микрофотографии структуры высоколегированного спла¬
ва 0-Ш, состаренного при 480° С в течение 8 ч:а — рекристаллиэованная структура; б — полигонизованная структураРис. 142. Электронная
микрофотография струк¬
туры сплава ВТ22 после
ступенчатого режима
термообработки 850° С.
I ч, охлаждение с печью
до 750° С. 3 ч, далее ста¬
рение при 600° С, 4 чГРис. 143. Структура сплава ВТ22 после старения при 550° С, Х8000
її — в течение 5 ч; б — 25 ч16*243
Г л a n а VСВЯЗЬ СВОЙСТВ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ
С ИХ МИКРОСТРУКТУРОЙ1В предыдущих главах было показано, что в титановых
сплавах, в особенности двухфазных, наблюдается боль¬
шое разнообразие структур, отличающихся по морфоло¬
гии и величине зерен внутризеренному строению и зави¬
сящих от состава сплавов технологии деформирования,
режимов термической обработки. Многообразие струк¬
тур титановых сплавов определяет изменение в широких
пределах их механических свойств.В табл. 26 в качестве примера показаны пределы
изменения механических свойств катаных прутков и
шайб из сплава ВТЗ-1, изготовленных по различным
режимам и имеющих различную структуру [1]. Из при¬
веденных данных следует, что вклад структуры в значе¬
ния временного сопротивления этого сплава в отожжен¬
ном состоянии может достигать 180 МПа, относительно¬
го удлинения 13%, поперечного сужения 46%, ударной
вязкости 0,3 МДж/мг, предела выносливости гладких и
надрезанных образцов 60—110 МПа, сточасовой длитель-1 Автор главы М. Я. Брун и А. В. Мальков.
ТАБЛИЦА 26ПРЕДЕЛЫ ИЗМЕНЕНИЯ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ ПОЛУФАБРИКАТОВВид, полуфабри¬
катаХимичес¬
кий сос¬
тавПеремен¬
ные пара¬
метрыв*МГІа%Катаные прутки
(диаметр 25 мм)
н шайбы (диаметр
400Хвысоту
50 мм)Посто¬янныйСтрук¬тура1020—12008—2110-56Катаные прутки
(диаметр 25 мм)* р-0,15 ИИ.Пере¬менныйХимичес¬
кий сос¬
тав960-122012-2229-57244
ной прочности и сопротивления ползучести 70—80 МПа,
иязкости разрушения 1700 МПа/мм1/2. Для сравнения
и табл. 26 приведены также диапазоны изменения меха*
нкческих свойств прутков из этого сплава, имеющих
мелкозернистую структуру, но отличающихся химичес¬
ким составом (от минимальных до максимальных значе¬
ний в пределах ГОСТа). Сравнение показывает, что
эффект влияния микроструктуры на свойства сплава
ВТЗ-1 практически равноценен, а по отдельным характе¬
ристикам свойств даже превышает эффект влияния хи¬
мического состава, несмотря на довольно значительную
разницу в содержании легирующих элементов и приме¬
сей (4,3%).Из этого следует, что путем оптимизации структуры
можно добиться реализации существенных резервов по¬
вышения механических свойств титановых сплавов. По¬
этому задача оптимизации структуры полуфабрикатов из
титановых сплавов приобретает в последние годы все
более важное значение. Ее решение включает в себя по
меньшей мере три основных этапа: I) выявление харак¬
теристик механических свойств, определяющих работо¬
способность различных деталей; 2) установление кор¬
реляции между структурой и механическими свойства¬
ми; 3) изучение условий получения необходимых
структур.Данная глава монографии посвящена проблеме вли¬
яния структуры на свойства титановых сплавов. Общие
аспекты этой проблемы весьма обстоятельно рассмотре¬
ны во многих публикациях, в том числе в уже вышед-ИЗ СПЛАВА ВТЗ-1 В ЗАВИСИМОСТИ ОТ СОСТАВА И СТРУКТУРЫ“я“туКіс0-1*-1я100а* 60°0,2/100МДж/м*МПа -мм'/’МПа0,26—0,550,07-0,281400—
3100570-680300—360670-740280-3600,29-0,64о. os-
о.311090—2680450—620250-350580—710—245
шнх книгах данной серии [2—4]. Поэтому основное
внимание нами уделено обсуждению наиболее актуаль¬
ных п настоящее время и вместе с тем пока наименее
изученных вопросов влияния структуры на характерис¬
тики работоспособности титановых сплавов, а также
вопросов количественной взаимосвязи между структурой
и механическими свойствами этих сплавов.К числу характеристик работоспособности, изучению
которых в последние годы посвящено значительное ко¬
личество работ, относятся:1)	вязкость разрушения на воздухе (К,с) или в аг¬
рессивной среде (Kiacc), определяющая сопротивляе¬
мость материала разрушению при статическом или
усталостном нагружении в случае наличия в нем тре¬
щин;2)	скорость развития трещины (СРТ), характеризу¬
ющая увеличение размеров трещины за один цикл на¬
гружения или за единицу времени в условиях цикличес¬
кого или статического нагружения;3)	сопротивление замедленному разрушению, опре¬
деляющее работоспособность материала при постоянной
статической нагрузке и наличии острого концентратора;4)	усталостная прочность, характеризующая долго¬
вечность материала в различных условиях циклическо¬
го нагружения;5)	длительная прочность и сопротивление ползуче¬
сти, определяющие работоспособность материала в ус¬
ловиях повышенных температур и статических нагрузок.1.	ВЛИЯНИЕ СТРУКТУРЫ НА ВЯЗКОСТЬ РАЗРУШЕНИЯ,
СКОРОСТЬ РАЗВИТИЯ ТРЕЩИНЫ
И СОПРОТИВЛЕНИЕ ЗАМЕДЛЕННОМУ РАЗРУШЕНИЮВ настоящее время установлены лишь некоторые тенденции влия¬
ния структуры па вязкость разрушения, скорость развития трещины
и сопротивление замедленному разрушению титановых сплавов. Об¬
щие закономерности взаимосвязи между структурой и указанными
характеристиками, так же как и другими свойствами титановых
сплавов, пока не определены. Это обусловлено тем, что механические
свойства титановых сплавов зависят не только от структуры, но и це¬
лого ряда других факторов, таких как содержание примесей внедре¬
ния, уровень легирования и фазовый состав сплавов, текстура, дис¬
локационное строение и др., влияние которых нередко сложно раз¬
делить.Тем не менее некоторые аспекты влияния структуры на парамет>
ры разрушения титановых сплавов, как отмечалось, уже достаточно
хорошо изучены. В частности, считается доказанным, что пластинча¬246
тые структуры, образующиеся в процессе деформации или термиче¬
ской обработки при температурах p-области, обеспечивают более вы¬
сокий уровень Ки, Kiscc и СРТ, чем глобулярные структуры, по¬
лучаемые деформацией при температурах а+р—(а)-области [I; 4; Б,
с.'97—110; 6, с. 463—476, 1245—1256, 1365—1376, 1665—1693, 1719—
1730; 7, т. 1, с. 229—238, 351—356, 363—368, 383—388, 395—399, т.З,
с. 17—26, 8—26], Это объясняют более резким изменением напрявле-ТАБЛИЦА 27ВЛИЯНИЕ РЕЖИМОВ КОВКИ И ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
НА ВЯЗКОСТЬ РАЗРУШЕНИЯ ШАЙБ ИЗ СПЛАВА ВТЗ-1•и■ло*и*1еМПамм'/і, Оту, МДж/м*(—У
1 °0.2 /ММс °S ■О В* 5IIІІ5Режим термнч,
обработки*среднеезначениемини¬мальноезначениесреднееквадра¬тичноеотклоне¬ниекоэффи¬
циент ва¬
риацииа+Р1220014404402,02.132223015503601.62.81Р1277022402500,95.762307026502200,77.39а+р11,40,050,560,40—21.30,090,330,26—Р12,00,130,580,29—22.50,150,720,28* 1. 920 "С, 1 ч перенос в печь 650 °С, I ч, воялух; 2. 950 'С. I ч перенос
в печь Ъ50 'С, I ч, воздух.ТАБЛИЦА 28ВЛИЯНИЕ МИКРОСТРУКТУРЫ НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА,
ВЯЗКОСТЬ РАЗРУШЕНИЯ И СКОРОСТЬ РАЗВИТИЯ ТРЕЩИНЫ СПЛАВА
ТІ—АІ—4%V [131Макро¬структураав°Т0.%XЩ
k Ї* XК1с—10—® •
rfirММ*ЦИКЛдк/*.МПа • мм1/»МПаw.fГлобу¬.лярная .10408501618002,21255260Пластин¬чатая . .1000830735504,3469370• ДК-460 МПа мм1/2** АК ^ — критический порог нераспространения трещины.247
ТАБЛИЦА 29ВЛИЯНИЕ МИКРОСТРУКТУРЫ НА ВЯЗКОСТЬ РАЗРУШЕНИЯ
СПЛАВА TI—6%А1—4% V [в, с. 1365-1378]Термическая обра¬Микроструктура<а■боткаМПасSU*■1050 °С, 1 ч, воз¬
духКрупнозернистая с пластинча¬
той о-фазой114011002190950 °С, 5 ч, воздухСмешанная с пластинчатой
а-фазой (70%) и глобулярной
а-фазой (30%)102010001950850 °С, 6 ч. воздухТа же, с соотношением фаз 20
и 80%1040«201480750 °С, 6 ч, воздухТа же, с соотношением фаз 10
и 90%10407701260ТАБЛИЦА 30МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА TI-6%Al-4%V
В ЗАВИСИМОСТИ ОТ РЕЖИМОВ КОВКИХарактеристика металла
поковока+р-дефор¬
мацияa-fP-дсфор-мация-гР-от-жигР-деформациио., МПа104010501040Oo.s. МПа990970950б, %121010Ф, %401827Ktacc, МПа-мм '/»:во влажной среде в116020002160присутствии NaClв сухой среде138024502820ния движения трещин в пластинчатой структуре по сравнению с гло¬
булярной, что связано с влиянием границ первичных (J-зереи и а-ко-
лоний, а также их ветвлением с образованием вторичных трещин.
Происходящее в результате этих процессов увеличение общей длины
трещины требует большей энергии и включает большие объемы ме¬
талла в работу пластической деформации. Соответственно увеличение
доли пластинчатой a-фазы в смешанной глобулярно-пластиичатой
структуре путем повышения температуры деформации или отжига
до температуры a-ff)«tf)-nepexoAa вызывают увеличение параметров
вязкости разрушения. Эту возможность повышения вязкости разру¬
шения полуфабрикатов с глобулярной структурой в настоящее время248
Ряс 144. Влияние режимов
деформации и температуры от¬
жига на вязкость разрушения
коваиых шабб из сплава ВТЗ-1.
Режимы деформации:/ — 890* С. в-80%: 2 — 890° С.
В-20%; 3-960* С. е—80%; 4-
960“ С, е—20%. Температура
а+РТ! Р-перехода сплав* 960* Сстремятся использовать на практике. Напротив, преобразование пла¬
стинчатой структури в глобулярную путем деформации при темпера*
турах ниже температуры |5ч=*а+0-перехода приводит к снижению
вязкости разрушения, которое тем больше, чем ниже температура
н выше степень деформации [15—20]. Некоторые экспериментальные
результаты и литературные данные, иллюстрирующие приведенные
пыше положения, представлены в табл. 27—30 и на рис. 144—146.На уровень вязкости разрушения титановых сплавов влияет не
только тип структуры, глобулярной или пластинчатой и их соотноше¬
ние в смешанной глобулярно-пластинчатой структуре, но также раз¬
меры и форма различных элементов структуры. Исследованиями ав¬
торов, выполненными на прутках нз сплава ВТЗ-1 с пластинчатой
структурой, установлено, что укруппение первичных p-зерен и утол¬
щение в определенных пределах а-пластин приводит к увеличению
вязкости разрушения н уменьшению скорости развития трещип
(рис. 147—148). По-видимому, по этой причине, а также в связи с
пониженной прочностью сплав ВТЗ-1 в литом состоянии имеет мак¬
симальный уровень /Сто и ОтУ (рис. 145).ап,кМ>к/нг20 40 60
Суммарный укоВ, %Рис. 145. Влияние степени дефор¬
мации на механические свойства
кованих шайб из сплава ВТЗ-1.
Исходное состояние — слиток диа¬
метром 360 мм. Температуры ков¬
ки: 1100°С (0-область) при уковс
К—20: 930“ С (а+р-область) при
АС—25-г 8619	2,01дАК,Ша-мм*Рис. 146. Влияние режимов ковы
на скорость развития трещины а
коваиых шайбах из сплава ВТЗ-1:
/ — мелкозернистая глобулярная
структура; 2 — пластинчатая струж¬
тура, 0-250+660 мкм249
Размер fi-зерен О, шнРис. 147. Влияние величины первичных 0-зерен (£>), размеров a(d) п толщины
a-пластин (Ь) на механические свойства прутков из сплава ВТЗ-1 при Ь-
-0.9-i-l.l МКМ. d—I5+25 мкм (/): Ь = 2,5^3,0 мкм. d—30-5-35 мкм (?)Рис. И8 Влияние величины первичного 0-зерна (D) и толщины а-пластин
(6) на удариую вязкость, работу разрушения образцов с трещиной и ско¬
рость развития трещин ■ прутках с пластинчатой структурой из сплаваI — D-250 мкм. d-15*26 мкм, fr-0.9-H,l мкм; 3-D-250 мкм. <*-30-^36 мкм;
Ь-2,5 + 3,0 мкм260
Аналогичные результати по влиянию толщины пластин па вяз¬
кость разрушения сплава Ті—6% АІ—4% V с пластинчатой структу¬
рой получены в работе [6, с. 553—572, 1731 —1744). Из этой работы
также следует, что для получения максимально возможных значений
иязкости разрушения необходимо, чтобы а-пластины, кроме того, бы¬
ли короткими и близко расположенными, чтобы вызывать частые из¬
менения направления движения растущей трещины.В работе [201, выполненной на термически упрочненном сплаве
Ті—5,25% А1—5,5% V—0,9% Fe—0,5% Си, установлено значительное
нлиянне на вязкость разрушения ширины а-оторочкн (рис. 149, а).
Re увеличение в пределах от 2,6 до 5.5 мкм приводит к повышению
иязкости разрушения н вызывает изменение характера распростране¬
ния трещины. В той же работе указывается, что уменьшение разме¬
ра исходных p-зерен и вместе с тем расстояния между частицами
глобулярной а-фазы приводит к увеличению вязкости разрушения
титановых сплавов с глобулярной структурой после закалки и старе¬
ния (рис. 149,6). Уменьшение этого расстояпяя вызывает увеличение
частоты остановки развивающейся трещины и приводит к увеличению
вязкости разрушения.Во многих исследованиях п особенно в исследованиях, выполнен¬
ных за последние годы, обсуждается вопрос о возможности значи¬
тельной анизотропии характеристик пязкости разрушения и скорости
роста трещин в полуфабрикатах из титановых сплавов, в особенности
п тех случаях, когда в них не прошли или не полностью прошли про¬
цессы рекристаллизации [6, с. 1297—1339; 7, т. 3, с. 87—97, 177—187,
21— 24]. Из обзора [22], например, следует, что изменение вязкости
разрушения в титановых полуфабрикатах при различной ориентации
плоскости трещины п направления разрушения может достигать 50%.Исследования причин анизотропии характеристик вязкости разру¬
шения и других механических свойств свидетельствуют о том, что
она в большей илн меньшей степени обусловлена как влиянием крис¬
таллографической текстуры, так и геометрической направленностью
структуры. Развитию анизотропии способствует снижение температу¬
ры деформации и последующей термической обработки, увеличение
степени деформации, а также деформация по схеме, при которой
происходит преимущественно однонаправленное течение металла
(табл. 31—32).К числу других важных структурных факторов, от которых, как
уже отмечалось, существенно зависит вязкость разрушения титаио-1>нс 149. Влияние ширины аегторочки (/) величины 0-зерен (D) на вязкость
разрушения сплава TI — 5.25% ЛІ — 6.5% V — 0.9% Fe — 0,5% Си с пластик-
члтой (о) и глобулярно-пластинчатой (б) структурой |21)251
ТАБЛИЦА ЗІВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ ДЕФОРМАЦИИ НА МЕХАНИЧЕСКИЕсвойства и вязкость разрушения штамповок
удлиненной формы ИЗ СПЛАВА ВТЗ-1І.°СНаправ¬ление°В.МПаь°Н°ту*1*.МПамм'/t%МДж/м*900ДП114014360,370,122050ПД110013310,350,081750950ДП112015320,330,071800ПД113016300,330,081760Примечание. ДП, ПД — направления развития трещины и
приложения нагрузки (Д — долевые, П — поперечные).ТАБЛИЦА 32ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ ОТЖИГАНА АНИЗОТРОПИЮ ВЯЗКОСТИ РАЗРУШЕНИЯ (КjCt МПа мм /, ). ПЛИТЫ
ИЗ СПЛАВА ВТ6Ориентация трещиныТемпература
отжига, °СПДДПВДДВвппвуШях v'intaК \с К и10503580374033003860355037005609502720271029203700294037009909303100364036503660390039007009003470284031003680320042001360Состояниепоставки2500268022003500384027201640вых сплавов, относится их фазовый состав, зависящий от легирова¬
ния и режимов термической обработки. В частности, для р-титановых
сплавов характерно менее значительное снижение вязкости разруше¬
ния при увеличении прочности, чем для а + р-сплавов. Так, например,
по полученным в работе [6, с. 1719—1730] данным повышение преде¬
ла текучести в а+р-сплавах Ті—6% А1—4% V, Ті—4% АІ—4% Mo—
2% Sn—0,5% Si и др. с 870—1070 до 1120—1220 МПа вызывает па¬
дение вязкости разрушения с 1420—2210 ло 800—1100 МПа-мм,,‘
тогда как в сплаве Ті—15% Мо с p-структурой при том же пределе
текучести уровень вязкости разрушения превышает 1900 МПа-мм^*-
К аналогичному выводу пришли авторы работы [6, с. 351—356], ко¬
торые обратили внимание на то, что при закалке в воду самая высо¬
кая вязкость разрушепгя в сплавах Ті—6% А1—4% V, Ті —4% А1—■252
4% Мо—2% Sn—0,5% Si и 4% Al-4% Mo—4% Sn-0,5% Si дости¬
гается с температур, соответствующих наибольшей разнице между
временным сопротивлением и пределом текучести, когда фиксируется
максимальное количество метастабильной 8-фазы. Важное значение,
по мнению авторов работы [6, с. 351—356], имеет также состав со¬
хранившейся 0-фазы, а также состав и морфология вторичной а-фа-
зы. Об этом, в частности, свидетельствует сравнепяе вязкости разру¬
шения состаренных и не состаренных образцов. Повышению вязкости
разрушения, в частности, способствует более обогащенная р-стабили¬
заторами и, следовательно, более стабильная р-фаза.Титановые сплавы с однородной P-структурой, кроме того, наи¬
менее восприимчивы к коррозии под напряжением. Появление в
структуре интерметаллидов или a-фазы повышает восприимчивость
Р-сплавов к коррозии под напряжением.В отличие от p-фазы образование мартенситпой а'-фазы, по-ви¬
димому, в связи с повышением прочности приводит к снижению вяз¬
кости разрушения. Значительное уменьшение вязкости разрушения
вызывает также образование упорядоченной аг-фазы. Характерно, что
снижение вязкости разрушения ирн этом происходит даже при сниже¬
нии прочности. Действительно, по данным авторов, например, умень¬
шение скорости охлаждения сплава ВТ9 в интервале 950—600° С с
4—5 до 0,05° С/с, а также повышение температуры старения с 450—
500 до 600—650е С в связи с увеличением количества аг-фазы вызы¬
вает снижение ату и Kir. несмотря на уменьшение прочности, происхо¬
дящее вследствие коагуляции пторичной (при охлаждении) и третич¬
ной (при стареннії) а-фазы [7, т. 2, с. 589—593]. Повышенным ко¬
личеством и2-фа:ш, по-видимому, объясняется также более низкий
уровень К,с сплава ВТ18 (1750—2200 МПа-мм^’ ) по сравнению со
сплавами ВТ9 и ВТЗ-1 (2370—3240 МПа-мм'^* ) при одинаковой
структуре и практически одинаковом временном сопротивлении (<у»=
= 1020-4-1090 МПа) .В отличие от исследований вязкости разрушения, коррозионного
растрескивания и скорости развития трещин, многие из которых бы¬
ли непосредственно посвящены установлению влияния структуры на
указанные характеристики, исследования замедленного разрушения
титановых сплавов под действием постоянных статических нагрузок
н основном были направлены на определение допустимых содержа¬
ний водорода. Дело в том, что водород оказывает наиболее зиачи-Рис. 150. Влияние структуры на склонность к замедленному разрушению спла¬
ва BT6:а - 0.003% Н»: б — 0,015% IIj; / — 800е С, I ч. воздух, глобулярная структура
I типа; 2 — 930“ С, I ч. воздух, глобулярно-пластинчатая структура: 3 —
|ПГі0° С, 15 ч —воздух, пластинчатая структура тппа У253
тельное влияние на склонность титановых сплавов к замедленному
разрушению. Тем не менее, имеются некоторые данные [25], которые
позволяют в какой-то степени представить роль структуры в измене¬
нии склонности титановых сплавов к замедленному разрушению
(рис. 150).Анализ этих данных позволяет сделать вывод о том, что при
пластинчатой структуре титановые сплавы сильнее сопротивляются
замедленному разрушению, чем при структурах глобулярного типа,
если содержание водорода в них не превышает 0,005—0,006%. При
большем содержании водорода образцы с пластинчатой структурой
напротив разрушаются при меньших напряжениях, чем образцы а гло¬
булярной структурой. Кроме'того, установлено, что, если для струк¬
тур с глобулярной a-фазой отрицательное влияние водорода резко
проявляется при концентрациях более 0,03%, то для пластинчатых
структур резкое снижение разрушающих напряжений происходит уже
при содержании водорода 0,015%. В соответствии с данными, полу¬
ченными в работе [26], это связано, по-видимому, с более легкой
диффузией водорода в пластипчатой структуре по сравнению с гло¬
булярной.2.	ВЛИЯНИЕ СТРУКТУРЫ
НА ЦИКЛИЧЕСКУЮ ПРОЧНОСТЬНа характеристики усталости титановых сплавов паряду с различны¬
ми металлургическими факторами, к которым отпосится и структура,
влияют также условия испытаний: схема и программа нагружения,
частота и амплитуда испытаний, наличие и величина концентрато¬
ров и др. Такое многообразие параметров, от которых зависит цикли¬
ческая прочность титановых сплавов, затрудняет оценку роли струк¬
туры и нередко приводит к противоречивым результатам. Именно по
этой причине продолжается, папример, дискуссия о предпочтительно¬
сти мелкозернистой глобулярной структуры или крупнозернистой
пластинчатой структуры и соответственно а+Р- или Р-деформации
для получения высокой циклической прочности.По результатам большинства выполненных работ при испытании
гладких образцов в условиях симметричного цикла и напряжениях с
высокой амплитудой, структуры глобулярного типа обеспечивают
большую долговечность, чем пластинчатые структуры [1—4; 6,
с. 1283—1296, 1785—1790, 2069—2080; 7, т. 1, с. 369—376; 27—34].
Разница в уровнях предела выносливости при указанных типах
структуры, по данным разных исследователей, составляет от 10 до
40%. Лишь в отдельных работах при указанных условиях испытаний
не обнаружено разницы в усталостных свойствах образцов с глобу¬
лярной и пластиігчатой структурами или даже обнаружено превосход¬
ство пластинчатой структуры. Очевидпо, это обусловлено какими-то
особенностями сравниваемых структур [39—40]. Соответственно уве¬
личение доли глобулярной структуры в смешанной глобулярно-пла¬
стинчатой структуре путем увеличения до определенных пределов
степени деформации при температурах а+р-области и снижении тем¬
пературы отжига (при отсутствии последующего старения) способ¬
ствует повышению предела выносливости (рис. 151, табл. 33) [22].Указанная зависимость циклической прочности от структуры, по-
вндимому, характерна не для всех температур испытаний. Так, мак¬
симальные значения предела выносливости при 500е С на сплаве ВТ9254
были получены не при мелкозернистой глобулярной структуре, а лря
пластинчатой структуре 4—5 типов. Это свидетельствует о влиянии
процессов ползучести на развитие усталостного разрушения титано¬
вых сплавов при повышенных температурах.Изменение условий нагружения, а также нанесение концентрато¬
ров напряжений оказывает существенное влияние не только на ха¬
рактеристики усталости титановых сплавов, но и на их зависимость от6, МПаРис. 151. Влияние укова при
температурах а+р-облаетн
иа циклическую прочность
прутков из сплава ТІ —
6% Al — 4% V. Режим обра¬
ботки — р-отжиг+(а+р)-ковка + отжиг 700“ С:1 — К- 3; 2 —Л-8: 3 —
К-32; 4 — Л-906, МПаРис. 152. Влвлие режимов ковки
на малоциклоаую усталость сплава
ВТЗ-1 (по дазным Р. Н. Сизовой
и А. П. Вольтер):К{ -4,8. N — число цикловРис. 154. Взаимосвязь между разме¬
ром а-эерея н пределом выносливости
поковок из сплавов ТІ — 6% Al — 4% V
и Tl-6% А1 —6% V— 2% Sn. W-I0*
циклов. овт -315 МПа:I — поковки нэ сплава ТІ — 6% Al —
4% V (отжиг); 2 — поковки из сплава
ТІ — 6% Al—4% V (вакалка+старенис);
3 — катаные прутки из сплава ТІ—
6А1—6V—2Sn (отжиг) [22JS., .МПаРис. >53. Влияние режимов ковки
на циклическую прочность сплава
ТІ-6% АІ-4% V:аот —315 МПа, N — число циклов5-т, Mfla265
ОССОО22 *іоазоКжXасчи55О)SS<dSTа>
X
S
ОкСь 219 5* г
Y *1 ?
s SX о.аи о« I
S §S-£I &
e Iо о
• 8
структуры [28, 29]. Например, из данных, приведенных в табл. 33—
34, видно, что при пульсирующем растяжении гладких образцов из
сплава Ті—6% ЛІ—4% V пластинчатая структура после р-деформации
оказалась предпочтительнее глобулярной структуры после а+р-де-
формацни. Предел выносливости при этом после p-дефорыации на
20—50% выше, чем после а+р-деформацни.ТАБЛИЦА 34ПРЕДЕЛ ВЫНОСЛИВОСТИ КАТАНЫХ ПРУТКОВ ИЗ СПЛАВА ВТ18
В ЗАВИСИМОСТИ ОТ СТРУКТУРЫ [31]СтруктураТемпература
испытания, °СаД, МПаа**, МПаКрупнозернистаяпла-20450-стинчатая6003905,5Мелкозернистаяглобу-20470—лярная60040025* а_і — чистый изгиб с вращением (ЛГ—г-ІО1).** — асимметричное растяжение с постоянным растягивающим напря¬
жением ат-25.0 МПа (tf-l-lO»).Нанесение надреза (/fi =• 3,8). по тем же данным, привело к
уменьшению предела выносливости на 65—70% для материала, де¬
формированного при температурах а+р-области, и на 60—70% для
материала, откованного в р-областн. В связи с меньшей чувствитель¬
ностью к надрезу предел усталости сплава Ті—6% А1—4% V после
P-деформации оказался немного выше, чем после а+р-деформацин.Аналогичные результаты в работах [30, 31] получены на прутках
из сплавов ВТЗ-І и ВТ 18. В то же время в работе [331 было обнару¬
жено, что предел выпосливости сплава Ті—6% А1—4% V для образ¬
цов с надрезом после р- и а+Р-деформацни одинаков, а в работе
[G, с. 1257—1270] для того же сплава предел выносливости после
К-деформации или р-отжига оказался ниже, чем после а+Р-ковки.
Разрушающие напряжения сплавов ВТЗ-1 и ВТ9 в условиях малоцик¬
ловой усталости при 10-т-100 циклов больше при глобулярной
структуре 1-го типа, т. е. после a + p-деформации, а при Л^10-г-100
циклов больше при пластинчатой структуре 8—9 типов, т. е. после
Р-лсформацни (рис. 152).Преимущество пластинчатой структуры н p-деформации перед
глобулярной структурой и а+p-деформацией установлено так¬
же в работах [6, 1257—1270; 34] при проведении уста¬
лостных испытаний в условиях асимметричиого цикла нагружения со
значительной статической составляющей (а> 100-Ы50 МПа) (табл.
33—34, рис. 153) [17]. Чем больше (в определенных пределах) ве¬
личина статической нагрузки, тем больше преимущество пластинча¬
той структуры и р-ковки по пределу выносливости.Таким образом, при выборе технологии ковки для обеспечения
максимальной усталостной прочности необходимо учитывать условия
эксплуатации реальных деталей. Разный же характер влияния струк¬17-264257
туры на циклическую прочность титановых сплавов при различных
условиях испытаний и разных значениях концентраторов, по-видимо¬
му, обусловлен разной способностью глобулярных и пластинчатых
структур сопротивляться зарождению и развитию трещин. Для мел¬
козернистой глобулярной структуры но сравнению с крупнозернистой
пластинчатой структурой в связи с более высокой пластичностью ха¬
рактерно более значительное сопротивление зарождению трещин. Это,
в частности, иллюстрируется данными, приведенными в табл. 35.ТАБЛИЦА 35ВЛИЯНИЕ РЕЖИМОВ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА ЧИСЛО ЦИКЛОВ
ДО ЗАРОЖДЕНИЯ ТРЕЩИНЫ В ОБРАЗЦАХ ИЗ СПЛАВА ТІ—BA1-4V
ПРИ КРУЧЕНИИ (вс. 369—3761ТермообработкаN* при амплитуде деформации±0,006±0,012800 °С, 3 ч, с печью до 600 °С, воздух
928 °С, 4 ч, с печью до 760 °С (w=
■=180°С/ч) с печью до 482°С (v=
= 372 °С/ч), воздух1037 °С, 0,5 ч, воздух +732 °С, 2 ч,
воздух84370/7369052840/4092042720/352409627/91106232/4560963/705* В числителе—среднее значение, в знаменателе — минимальное.ТАБЛИЦА 36МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА ВТЗ-1С МЕЛКОЗЕРНИСТОЙ ГЛОБУЛЯРНОЙ МИКРОСТРУКТУРОЙ 1 ТИПА
(ЧИСЛИТЕЛЬ) И КРУПНОЗЕРНИСТОЙ ПЛАСТИНЧАТОЙ СТРУКТУРОЙ
IX ТИПА (ЗНАМЕНАТЕЛЬ) [35|Гладкиеобразцы,структуриіОбразцы снадрезомМетод испытанияСвойстваструктурапараметрынадрезаРастяжение
Статический изгибав, МПа
%^шах і М Г1а114/10749/22206/174164/162
3,0/4,8
178/178fk=q;hf*\^60°я**=а*3, МДж/м*4,0/0,330,15/0,17=0,25 мм,
^45°Динамический из¬
гибап, Мдж/м*2,8/0,960,47/0,400,28/0,260,20/0,230,14/0,18/?=1,0/?=0,25/?=0,20Я=0,1•' F - площадь сечения.•* R -- радиус надреза, мм.** а9 — работа зарождения трещины.258
В крупнозернистой пластинчатой структуре более затруднено раз¬
витие трещин. От относительной продолжительности обеих стадий
зависит долговечность материала с разной структурой. Вот почему,
например, нанесение надреза, приводя, как известно, к уменьшению
работы зарождения трещин и не влияя на работу их распростране¬
ния, нередко обеспечивает преимущество пластинчатой структуры по
пределу выносливости п другим свойствам (табл. 36).По аналогии с характеристиками вязкости разрушения и другими
механическими свойствами циклическая прочность титановых сплавоп
зависит не только от типа структуры — пластинчатой или глобуляр¬
ной—но также от размеров и формы структурных составляющих.
В работе [7, т. 3, с. 18—25] установлено, что предел выносливости
сплава BT3-1 с пластинчатой структурой уменьшается при увеличении
размера первичных P-зерен в случае испытания па гладких образцах
її повышается при проведении испытаний на образцах с концентрато¬
ром (рис. 147). В той же работе показано, что утолщение а-пластип
с 0,9—1,1 до 2,5—3,0 мкм и размера о-колоний с 15—25 до 30—
35 мкм вызывает снижение предела выносливости гладких образцов с
величиной первичных р-зерен 100—300 мкм и повышение предела вы¬
носливости образцов с D>550 мкм. Подобные изменения o_i не яв¬
ляются случайными и подтверждены статистически.По данным, полученным в работе [27], циклическая прочность со
структурой глобулярного типа записит от размеров зерен первичной
а-фазы. Их уменьшение приводит к увеличению предела выносливо¬
сти сплавов Ті—6% Л1—4% V и Ті—6% А1—6% V—2% Sn (рис. 154).Существенное влияние на циклическую прочность титановых спла¬
вов, в особенности после а + р-дефорыацни, оказывает кристаллогра¬
фическая и геометрическая текстура, приводящая к анизотропии O-i
Гб, 1271—1281]. В соответствии с результатами выполненных иссле¬
дований разница в уровне Ст-і под влиянием текстуры может дости¬
гать 20—30% (табл. 37). В два — три раза при наличии текстуры
может изменяться скорость роста усталостной трещины. Это опре¬
деляет возможность повышеппя циклической прочности путем со¬
здания благоприятной текстуры.Эффективным способом увеличения циклической прочности тита¬
новых сплавов является также упрочняющая термическая обработка
с мягкой закалкой [7, т. 2, с. 589—593]. Резкая закалка в связи соТАБЛИЦА 37МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА КОВАНЫХ ПЛИТ ИЗ СПЛАВА
ТІ—6АІ—4V В РАЗЛИЧНЫХ НАПРАВЛЕНИЯХ
[6, С. 1271—12811Напраплевнео,.,ав 1£Х10»+•°-гМП*МПа%Продольное 	8509201161833500Поперечное 	95010001311730430Высотное	91010101161330570/V-10' циклов.17*
снижением пластичности может привести к уменьшению <7-|. Коагу¬
ляция упрочняющей a-фазы, выделяющейся в процессе старения за¬
каленного материала, также вызывает снижение предела выносли¬
вости.3.	ЖАРОПРОЧНЫЕ СВОЙСТВАИз жаропрочных свойств титановых сплавов наиболее широко иссле¬
дованы кратковременная прочность, длительная прочность и сопро¬
тивление ползучести при повышенных температурах. Влияние струк¬
туры на кратковременную прочность при повышенных температурах,
в основном, подобно ее влиянию на временное сопротивление разры¬
ву при комнатной температуре, поэтому здесь не рассматривается.Типичное влияние структуры, глобулярной н пластинчатой, а так¬
же величины исходных 0-зерен в пластинчатой структуре на длитель¬
ную проппость и сопротивление ползучести титановых сплавов пока¬
зано на рис. 155. Условия испытания: сплав ВТ9—е при о—64 МПа,
воет при о=37 МПа; сплав ВТ18—т при о—29,5 МПа, воет при
ст—9,8 МПа [361. Остаточная деформация достигает установивших¬
ся значений для обоих сплавов, начиная с величины зерна 100—
200 мкм. Наиболее высокая длительная прочность наблюдается при
Л,-50+200 мкм. Прн более крупнозернистой структуре длительная
прочпость уменьшается. Это объясняется резким снижением пластич¬
ности титановых сплавов при крупнозернистой структуре.При смешапной глобулярно-пластинчатой структуре длительная
прочность и сопротивление ползучести зависят от соотношения пло¬
щадей занимаемых указанными типами структур. Увеличение доли
пластинчатой структуры приводит к повышению этих характеристик.Ds, мкмРяс. 159. Влияние структуры не дли¬
тельную прочпость и сопротивление
ползучести сплавов ВТ9 U) прн 500" С
и ВТІв (І) прн 600* СРис. 156. Влияние времени выдержки,
прн 950° С и величины частиц а фазий
в глобулярной структуре на ысханиче-
лава ВТ9:скне свойства сплава/ — 500“ С. д-400 МПа:
“420 МПа2 — 500* С, 0-260
В титановых сплавах с глобулярно-пластинчатой структурой достига¬
ется наилучшее сочетание пластичности, вязкости разрушения, жаро¬
прочности и выносливости, когда доля пластинчатой структуры со-
ставляет 70—80%. Таким образом, имеются возможности повышения
комплекса механических свойств полуфабрикатов с мелкозернистой
глобулярной структурой термической обработкой при температурах,
соответствующих а + р-областн, близких к температуре а + р/р-пере-
хода.Существенное влияние на жаропрочные свойства титановых спла¬
вов оказывают размеры частиц a-фазы. Их укрупнение в структуре
глобулярного типа приводит, по данным авторов, к некоторому повы¬
шению длительной прочности и сопротивления ползучести (рис. 156).
Вместе с тем утолщение пластин a-фазы в пластинчатой структуре,Рис. 157. Влияние режимов термической обработки на кратковременную (а)
к длительную (б) прочность сплава ВТ9:I - уохл —45“ С/с: 2 — 20* С/с; 3-0,05’ С/с; *зак-!*50= С. <стар -550” С
тстар “5 41'нс. 158. Влияние времени
піддержки прн 500° С на ме¬
ханические свойства сплава
І1Т9 с микроструктурой
I типа. Режим термнческоП
обработки: 950“ С, 1 ч. ох¬
лаждение на воздухе +530°.
(і ч, охлаждение на воздухе261
достигаемое повышением температуры л уменьшением скорости охлаж-
деїшя, вызывает снижение длительной прочности. При этом сопротив¬
ление ползучести п одних случаях снижается, п других — повышается.
Измельчение колоний н-нластин, обеспечиваемое ускорением охлаж¬
дения прн предварительной термической обработке, приводит к уве¬
личению длительной прочности.Подобно другим вышерассмотренным характеристикам жаропроч¬
ные свойства титановых сплавов прн наличии текстуры изменяются и
зависимости от направления вырезки образцов. Так. п соответствии
с данпыми, полученными в работе Г23], скорость ползучести листов
из сплава Ті—6АІ—4V при испытании в продольном направлении при¬
мерно в 10 раз ниже, чем в поперечном (табл. 38),таблица знМЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ЛИСТОВ ТОЛЩИНОЙ в,2 мм
ИЗ СПЛАВА ТІ—в%А1—4%VНаправление вырезки
образцовМПав. %*. %Е-10\МПае*, мы/(мм-ч)Продольное9301332112710-*(1)
1,1* 10—*(2)Поперечное114016331477.5-10—'(1)1.5-10—»<2)• е- скорость установившсЛся ползучести при 482 “С, я-490 МПа (1) и
при 538'С, 0-245 МПа (2).Влияние упрочняющей термической обработки на жаропрочные
свойства титановых енлавов иллюстрируется данными, полученными
на сплаве ВТ9 и приведенными на рис. 157, а также в работе [7, т. 2,
589—593]. Из этих и некоторых других данных следует, что кратко¬
временная прочность при 20 -700° С, длительная прочность при тем¬
пературах до 450—500° С и сопротивление ползучести прн темпера¬
турах до 400 450е С и врсмспн испытания до 1000—2000 ч (при
400—450° С) н до 300—500 ч (при 450- 500° С) увеличиваются при
применении упрочняющей термической обработки. Эта закономер¬
ность выражена тем сильнее, чем выше температура обработки на
твердый раствор и больше скорость охлаждения с этой температу¬
ры. Это обусловлено увеличением количества фиксируемых при уско¬
ренном охлаждении метастабильных фаз и соответствующим увели¬
чением количества выделяющейся при старении упрочняющей мелко¬
дисперсной а-фазы. Повышение температуры старепия до 600—650е С
в евплн с. коагуляцией п-фазы приводит к снижению жаропрочных
свойств. В какой-то степени это связано также с процессами образо¬
вания иг-фазы. Об этом, в частности, свидетельствует снижение дли¬
тельной прочности сплава ВТ9, термообработанного по стандартному
режиму, п результате длительной выдержки нри 500°С (рис. 158).262
4.	КОЛИЧЕСТВЕННЫЕ ВЗАИМОСВЯЗИ
МЕЖДУ ПАРАМЕТРАМИ СТРУКТУРЫ
И МЕХАНИЧЕСКИМИ СВОЙСТВАМИВыше было показано, что механические свойства тита¬
новых сплавов с глобулярной и пластинчатой структурой
зависят от целого ряда факторов, связанных с размера¬
ми и формой структурных составляющих. В связи с этим,
как следует из данных, полученных на прутках и шай¬
бах из сплава ВТЗ-1 (рис. 159), а также из многих дру¬
гих экспериментальных результатов, каждому из двух
указанных выше типов структуры соответствует до¬
вольно широкий диапазон механических свойств. При¬
чем наиболее высокие значения К1с, ату, ст^, ffj^/ioo
при глобулярной структуре могут быть близки к тем,
которые характерны для пластинчатой структуры, а са¬
мые высокие значения б, ч|э и а-1 при пластинчатой
структуре приближаются к тем, которые присущи гло¬
булярной структуре. Это предопределяет возможности
повышения и получения требуемого сочетания механи¬
ческих свойств титановых сплавов путем оптимизации
глобулярной и пластинчатой структуры. Однако для
осуществления такой оптимизации структуры необхо¬
димо знание количественного влияния различных пара¬
метров структуры на механические свойства.Результативных работ в этом направлении, в осо¬
бенности на а+р-сплавах, пока немного. Это объясня¬
ется многообразием параметров, характеризующих со¬
стояние структуры титановых сплавов.В числе первых из них следует отметить работы [5,
с. 795—808; 6, с. 1033—1047; 37], в которых для сплаваТі—5,25% Al —5,5% V —0,9% Fe —0,5% Си в тер¬мически упрочненном состоянии было установлено су¬
ществование линейных связей между истинным напря--
жепием разрушения (of), а также вязкостью разруше¬
ния (/Су) и некоторыми параметрами глобулярной и
пластинчатой структуры:of - о0 + Ка d~1/2 + Кх Я~1/2 + KD D~'f2,
KQ [/СSi у'ТТГJ = 43 + 0,4 D~\Л/Cq [K Si yin j = 2,67- 10s (/ - 1,02- КГ4),(1)(2)(3)іде	d—размер частиц a-фазыструктуре;в глобулярной263
^—среднее расстоянйе меяіду а-частицами;
D—размер зерен p-фазы (расстояние меж¬
ду а-частицами);I—ширина а-оторочки в пластинчатой
структуре;
а0. Kd>KD> константи.Линейные параметры в уравнениях (/—3) выражены в
микрометрах. Графически зависимость между Kq и па¬
раметрами структуры, по данным работы [37], показа¬
ны на рис. 149.В работе [6, с. 1719—17301, выполненной со спла¬
вом Ті—4% А1 — 4% Мо —2% Sn—0,5% Si, показа¬
но, что основным структурным параметром, определяю¬
щим вязкость разрушения при структуре глобулярного
типа, является расстояние между а-частицамиК 1с [гектобар у си ] = 58,6 + 24, І*,-1/2 —3,9а,	(4)где К — среднее расстояние между а-частицами, мкм;
а—отношение продольных и поперечных размеров
а-^астиц.Аналогичные зависимости между Кю и К, по мне¬
нию автора, должны быть присущи другим титановым
сплавам.Авторы работы [7, т. 3; с. 18—25], использовав ме¬
тоды математической статистики, установили количест¬
венные зависимости между прочностью и пластич¬
ностью а- и а-f р-титановых сплавов ВТ5-1, ОТ4, ВТЗ-1
и ВТ9 с пластинчатой структурой с величиной исходно¬
го p-зерна (D), размерами a-колоний (d) и толщиной
а-иластин (b). Характер этих зависимостей иллюстри¬
руют схемы, приведенные на рис. 160, соответствующие
им формулы приведены в табл. 39.Из представленных схем видно, что увеличение раз¬
мера p-зерен вызывает снижение всех изученных свойств
(aD, б и г|з). Зависимость характеристик пластичности
от размера a-колоний и толщины а-пластин имеет экст¬
ремальный характер. Сначала при увеличении d и Ь
до 25—30 и 2,5—3,5 мкм соответственно, относительное
удлинение и поперечное сужение резко возрастают, затем
плавно уменьшаются. Предел прочности снижается при
увеличении d и bt причем при мелком внутризеренном
строении (d<25 мкм и b<2,5 мкм) это изменение бо¬
лее существенно, чем при крупном.264
«в, МПатото
woo19007 2
а*,кДж1н26.,, МПаt,%3020ю
о1 2
ату^ж/м2V0,2О?Ов™,МПа
7507 2720690660V/£ч>,%60МО20О£7 2
К1С, МПа- мм'*
3000'М2000WOOО,чп>
°ош:/юо,
370340
3W
280МПаУ/,Ц17 27 21'ис. 159. Диапазон изменения механических свойств прутков и шаПб из спла¬
ва ВТЗ-1 с глобулярной и пластинчатой структурой (прутхи и шаЛбы изго¬
товлены из одного слитка):I -- структура глобулярного типа; 2 — пластинчатая структураРис 160. Зависимость механических своЛетв полуфабрикатов из титановых
сплавов с пластинчатой структурой от величины исходных (3-зерен (О), раз¬
мера а колоний (if) и толщнцы а пластнн (6) |38]?65
sо&*>*&вон<уSXнО<Йоflfi<-сUк2лнОБоло*оыУXX<кизЇжXXие>II)е*ш&кч21 **С*5< 1ч ?< 2!— $266ж45*>е££аоепсо со со со со со соAVAVAVA-о°-8So-О -j- If IIі 113'SS§88о' 0*0
1 11
LQ « 00О LO
Ю
• CO2 +a1il©I lO00 Юs$V CO+43-.—• ©*
+1
QQ
О о
со сч
о оо о' 00
1 ^•о
•О со
ю -
«?
(S “Н'ч. "9 to0	251	°.о-	9 I4," I Q2	Qgjсо 2;о0	8°-О -О1	ТіCD І СЗ—	со —•оtos fto чз'S ®-ІТqSсо О
—• о
о *‘Т00
<£> —т•о
00
•о -
о оS8-9Тd>5ю о
— о°-оТ 1ГІ22-о«О «О О «О
о «ЇЇ I 7 II sis
. s°."о О — о ~ от* I I■BQQ
1Й1ЛІЗ
ООО
» «. »т ттООО
ОС С0«сті о о>Q Q QQо Ч ssо* о* о’о"о о
® <» . -
Ю О со —Ю ГГн н
со осонCQ<лн«Вычисленные по при¬
веденным в табл. 39 фор¬
мулам показатели меха¬
нических свойстп находят¬
ся в достаточно хорошем
соответствии с экспери¬
ментальными данными;
расхождения по ав не бо¬
лее 20—30 МПа, по б 2—
3% и по 3—4%, что
близко к точности стан¬
дартных испытаний на
растяжение. Анализ фор¬
мул показывает, что при
мелком внутризеренном
строепии даже незначи¬
тельные изменения разме¬
ров структурных состав¬
ляющих приводят к рез¬
кому изменению свойств.
Так, уменьшение толщи¬
ны а-пластин на каждый
1 мкм или размера а-ко-
лоний на каждые 10 мкм
во всех исследованных
сплавах вызывают сниже¬
ние поперечного сужения
на 10—15%, относитель¬
ного удлинения на 3—4%,
рост пременного сопротив¬
ления на 100—150 МПа.
Увеличение размера р-
зерпа приводит к сниже¬
нию t|? на 3—5%; б на 1 —
2% и (т„ на 5—7 МПа на
каждые 100 мкм.При более крупном
внутризеренном строении
влияние структуры на ме¬
ханические свойства зна¬
чительно слабее. Действи¬
тельно, укрупнепие исход¬
ного p-зерна на 100 мкм,
а-колопий па 10 мкм и
толщины а-пластии на 1 мкм приводит к уменьшению
поперечного сужения всего па 1—3%, а относительного
удлинения на 0,5—1%.Изменения временного сопротивления разрыву при
этом практически не происходит.Из приведенных данных следует, что оптимальными
параметрами пластинчатой структуры для титановых
сплавов являются: минималыю возможное р-зерно, а-
колонии размером 30—50 мкм и а-пластипы толщиной
2,5—3,5 мкм. Эта структура соответствует примерно4—6 баллам стандартных микроструктур. Огрубление
внутризеренной структуры или ее измельчение по отно¬
шению к указанным параметрам приводит к снижению
пластичности.Уравнения, аналогичные приведенным в табл. 39,
могут быть выведены и для других титановых сплавов.
Такие уравнения можно использовать для оценки меха¬
нических свойств полуфабрикатов и деталей по микро¬
структуре, в том числе перазрушаюшим способом, ес¬
ли приготовить микрошлнф непосредственно на их
поверхности без вырезки образца. Кроме того, установ¬
ленные зависимости и полученные уравнения послужи¬
ли основой для разработки режимов термической об¬
работки титановых сплавов с пластинчатой структурой,
обеспечивающей повышение их пластических свойств
[39].Б работах [6, с. 1695—1708, 1719—1730] указывает¬
ся наличие взаимосвязи между величиной a-зерен в
структуре глобулярного типа и прочностными свойст¬
вами титана и'его сплавов (oD и о*). Отмечается, что
влияние величины a-зерен при этом описывается урав¬
нением Петча — Холла (a^=ao+/(y^^~v,)• В работе [30]
были установлены аналогичные зависимости временно¬
го сопротивления разрыву, предела текучести, предела
длительной прочности, предела усталости, относитель¬
ного удлинения и поперечного сужения от размера
a-колоний в пластинчатой структуре.Л. А. Елагина, А. И. Гордиенко, В. Ивашко и др. с
использованием метода математического планирования
исследовали влияние размеров исходных p-зерен и
инутризеренного строения на ресурс длительной прочно¬
сти сплавов ВТ9 и ВТ18. На основании полученных дан¬
ных получены следующие математические модели, опи¬
сывающие количественную нзаимосвязь времени до-267
разрушения образцов при а500=650 МПа для сплава
ВТ9 и а600 = 300 МПа для сплава ВТ18:ВТ9Лт = 88,7 + 10 D— 3,5 V — 67,2 Ь\ВТ18 т = 120 — 0,1 D — 39,6о + 11,1*.где V — скорость охлаждения (град/с) в интервале
р-*-а-иревращения, определяющая размер
а-колоний.Анализ приведенных уравнений приводит к несколь¬
ко неожиданному выводу о том, что основными факто¬
рами, оказывающими влияние на ресурс длительной
прочности сплава ВТ9 с пластинчатой структурой, яв¬
ляется толщина пластин, а сплава ВТ18 — размер
а-колоний.Большой интерес для оценки роли структуры в уров¬
не механических свойств титановых сплавов представ¬
ляет работа [40], в которой изучено влияние количества
a-фазы, удельной поверхности раздела фаз, расстояния
между частицами a-фазы и размеров а-пластин на ов,
ffo.2, он сплава ВТ22. В результате выполненных ис¬
следований были выявлены корреляционные связи меж¬
ду параметрами структуры и механическими свойства¬
ми н установлено количественное влияние содержания
a-фазы на aD и а0,г сплава ВТ22: [а„] =72,7116+
+0,7240а, [со, г] =70,6338+0,7161 а (где а — количе¬
ство а-фазы, %).Приведенные примеры показывают, что установле¬
ние количественных взаимосвязей между различными
параметрами структуры и механическими свойствами
титановых сплавов представляет наиболее эффективный
способ изыскания необходимых путей оптимизации
структуры титановых сплавов. Поэтому работы по
изучению таких взаимосвязей необходимо интенсивно
развивать.
Г л а в а VIСТРУКТУРА И СВОЙСТВА
ПРОМЫШЛЕННЫХ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ1.	ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА
ПРОМЫШЛЕННЫХ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ1Современные промышленные титановые сплавы основа¬
ны, как правило, на а- и p-твердых растворах или их
смссях. Некоторое исключение составляют жаропроч¬
ные титановые сплавы, которые часто легируют элемен¬
тами в количествах, несколько больших их растворимо¬
сти в а- и р-титане. Это в первую очередь относится к
таким легирующим элементам, как алюминий и эвтек-
тоидообразующие p-стабилизирующие элементы с вы¬
сокой скоростью эвтектоидного превращения (Si, Си
и др.). В соответствии, с этой особенностью фазового
состава промышленных титановых сплавов общеприз¬
нанным является их деление на а-, а+р- и р-сплавы с
нптермсталлидами или без них. Промышленные тита¬
новые сплавы с a+p-структурой, отличающиеся раз¬
личным соотношением а- и p-фаз в стабильном состоянии
и образующие различные метастабильные структурные
состояния, обладают определенным комплексом физи¬
ко-механических эксплуатационных и технологических
свойств и могут быть подразделены на классы: псев-
до-а-сплавы, сплавы мартенситного класса, сплавы
переходного класса и псевдо р-сплавы [1, 2].Для того чтобы по химическому составу определить
класс а+р-титанового сплава, необходимо знать сте¬
пень стабилизации p-фазы в сплаве, которая характери¬
зуется критической концентрацией р-стабилизирующего
момента. Поскольку эта критическая концентрация
для многих двойных титановых сплавов хорошо извест¬
на, она принята за основу определения р-стабилизиру-
Ю1ЦСГО действия легирующих элементов в виде условно¬
го коэффициента стабилизации p-фазы {К$). Он опре¬
деляется как отношение действительного количества1 Авторы раздела С. Г. Глазунов и В. Н. Моисеев.269
p-стабилизирующего элемента в сплаве к его критичес-
кому содержанию в двойном сплаве с титаном. Таким
образом, сплавы критического состава будут иметь
/С =1, докритического <1, закритического >1.
У многокомпонентных сплавов /Ср определяется как
сумма отношений действительного содержания каждо¬
го p-стабилизирующего элемента (Сі; С2;...; С„) к его
критическому содержанию в двойном сплаве с титаном(С)кр; Сгкр', Спкр)*В=СCl+С,+•Спікр °*кр	^пирУсловный характер этого коэффициента определяет¬
ся рядом допущений [3—6]. Химический состав и клас¬
сификация разработанных и исследованных промыш¬
ленных титановых сплавов приведены в табл. 3. На
рис. 161 представлены концентрационные области
сплавов различных классов, нанесенные на диаграмму
состояния титан — р-стабилизирующий элемент.л-сплавы в качестве легирующих элементов могут содержать
алюминий, олово и цирконий. Их достоинствами являются хорошая
свариваемость, высокие литейные свойства, отсутствие хладноломко¬
сти, хорошее сопротивление ползучести, высокая термическая ста¬
бильность (отсутствие охрупчивания при старении под напряжением).
К недостаткам а-сплавов относится пониженная технологическая пла¬
стичность, особенно при высоком содержании алюминия. Это обстоя¬
тельство исключает холодную листовую штамповку u-снлавов и тре¬
бует создания специальной оснастки и оборудования для осуществле¬
ния листовой штамповки вгорячую. Сплавы чувствительны к
водородной хрупкости.исевдо-а-сплавы представляют собой сплавы на основе а-титана,
содержащие в стабильном состоянии 2- 6% 0-фазы, а после закалки
с критической температуры 8—15% р-фазы. Количество р-фазы в
сплавах таково (Кц <0,2), что они имеют все основные свойства н
преимущества однофазных а-сплавов, а также обладают и новыми2	3 Kj,Содержание J3-стабилизирующего элементаРис. IGI. Схема расположе¬
ния титаноиых сплавов раз¬
личного класса на диаграм¬
ме Ті — Р-стабилиэирующнА
элемент:J — а-спллвы; 2 — пссвдо-
а-сплавы; 'J — а+ (3-сплавы
мартеиентного класса: 4—
а+Р-силавы переходного
класса; 5 псеидо-Р-сплавы;
6 — Р-сплавы270
положительными качествами, отличающими сплавы этого класса от
а-сплавов. Сплавы практически не воспринимают упрочняющую тер¬
мическую обработку. Мартенситная а'-фаза, образующаяся при ох¬
лаждении с температур выше критической, по физико-механпческим
свойствам близка a-фазе. Количество p-фазы у сплавов этого класса
настолько мало, что ее эвтектоидный распад, если, он и имеет место,
не может привести к заметпому ухудшению физико-механических
свойств. Благодаря этому псепдо-а-сплапы отличаются хорошей сва¬
риваемостью и высокой термической стабильностью, свойственной
а-сплавам. Введение же небольших количеств р-стабилизирующего
элемента сверх его растворимости в а-титане в связи с гетерогениза-
цией структуры приводит к существенному повышению прочности и
жаропрочности при умеренных температурах без заметного снижения
нх пластичности. В некоторых случаях технологическая пластичность
сплавов может быть таким путем даже улучшена.Титановые сплавы мартенситиого класса. К сплавам мартенсит-
ного класса относятся а+р-сплавы, содержащие в стабильном состоя¬
нии от 5 до 25% p-фазы и образующие при резком охлаждении из
Р-области титановый мартенсит в виде а'- или а"-фазы.Двухфазные титановые сплавы, как показывает нх название, со¬
держат в своей структуре некоторое количество p-фазы, что и опре¬
деляет их комплекс свойств в широком диапазоне температур, в част¬
ности хорошую технологическую пластичность и эффективность при¬
менения упрочняющей термической обработки. В отожженном
состоянии они более пластичны, чем сплавы предыдущих двух групп,
а после упрочняющей термической обработки значительно превыша¬
ют их по прочности.Способность двухфазных титановых сплавов эффективно упроч¬
няться путем термической обработки может в некоторых случаях
считаться недостатком, например, в сварпых конструкциях. В зопе
термического влияния, примыкающей к сварному шву, практически
всегда возникают неблагоприятные сочетания температур и скоростей
охлаждения, могущие приводить к охрупчиванию основного материа¬
ла и поэтому после сварки необходимо проводить общий или локаль¬
ный отжиг. Кроме того, способность двухфазных титаповых сплавов
к старению в известной мере ограничивает их применение в качестве
жаропрочных, особенно при очень длительных ресурсах, поскольку
приводит к падению пластичности (потере €термической стабильно¬
сти»), По этой же причнне ограничивается применение упрочняющей
термической обработки для жаропрочных титановых сплавов, посколь¬
ку при рабочих температурах порядка 450е С и выше, благоприятный
эффект ее со временем утрачивается.Титановые сплавы переходного класса. К сплавам переходного
класса относятся сплавы с а+р-структурой, которые в стабильном со¬
стоянии содержат от 25 до 50% P-фазы, а прн резком охлаждении с
температур р-области сохраняют P-структуру, которая может при не¬
которых условиях претерпевать ш-превращение (Кр.^д = 1,0-М,4).
Такие сплавы обладают высокой гетерогенностью структуры
(высокая дисперсность смеси а- и Рфаз), отличаются мак¬
симальным эффектом упрочнения при термической обработке,
прокаливаются в достаточно больших сечениях и не столь чувстви¬
тельны к качеству структуры, как тнтановые сплавы мартенситиого
класса. Исходя из особенностей и свойств этой категории сплавов
следует считать, что наибольший интерес онн представляют для круп¬
ногабаритных массивных поковок, штамповок и других полуфабрика¬271
тов, для которых вопросы прочности, прокалнваемостн и качества
структуры стоят наиболее остро.Псевдо-$-сплавы являются наиболее высоколегировапными тита¬
новыми сплавами, в которых общее содержание легирующих добавок
достигает 20% и более. Хотя в закаленном состоянии эти сплавы
имеют однофазную P-структуру, они не обладают термической ста¬
бильностью и способпы эффективно упрочняться путем закалки и ста¬
рения. Наиболее привлекательной особенностью закаленных р-спла¬
вов является нх высокая пластичность при комнатной температуре,
близкая к пластичности мягкого нелегированного титана. Поэтому
Р-сплавы представляют интерес для таких областей примепеиия, как
болты и заклепки, получаемые методом холодной высадки. Поскольку
путем термической обработки можно получить высокий уровень проч¬
ности, представляет интерес применение р-сплавов в виде листов и
фольги (для сотовых панелей), так как прн изготовлении изделия
из закаленного материала можно воспользоваться его высокой тех-
пологнческой пластичностью, а затем, используя низкотемпературное
старение, получить высокий уровень прочности готового изделия.Недостатком псевдо-р-сплавов является большая чувствитель¬
ность к кислороду, другими словами, прн технологических нагревах
Р-сплавы окисляются глубже и быстрее, чем сплавы других типов,
а при травлении р-сплавы сильно поглощают водород. Хотя р-сплавы
малочувствительны к небольшим количествам водорода, опасным
для сплавов других категорий, высокая скорость диффузии водоро¬
да в Р-титан создает возможность превышения допустимого содержа¬
ния этой примеси. Другой отрицательной особенностью р-сплавов яв¬
ляется хрупкость сварного шва после упрочняющей термической об¬
работки. Поэтому в случае необходимости применения сварки
приходится ограничиваться сравнительно невысокой прочностью
отожженного материала с временным сопротивлением 800—900 МПа.
Если учесть, что р-сплавы обладают повышенной плотностью (около
5 против 4,5 г/см* у обычных титановых сплавов), то становится яс¬
ным невыгодность нх применения в отожженном состоянии из-за ма¬
лой удельной прочности (отношение временного сопротивления к
плотности). До сего времени не удалось подобрать надлежащий ре¬
жим термической обработки сварного шва р-сплавов, который позво¬
лил бы получить прочность, близкую к прочности основного термо-
упрочненного материала при удовлетворительной пластичности.Хрупкость сварного шва после упрочняющей термической обра¬
ботки особенно сильно проявляется у Р-сплавов, содержащих эвтек-
тондообразующие элементы (хром, железо). Более благоприятные
перспективы в этом отношении, по-видимому, имеют р-сплавы, не со¬
держащие таких элементов, а также алюминия. К числу таких мате¬
риалов относится зарубежный сплав марки P-III.Р-сплавы. Одним из немногих промышленных Р-сплавов является
коррозионностойкий сплав 4201, содержащий 30% Мо.Сплавы на основе металлидов в недалеком будущем могут соста¬
вить еще одну группу промышленных титановых сплавов. Эти сплавы
проходят в настоящее время стадию лабораторных и опытнопромыш¬
ленных исследований. Вырисовывается, по крайней мере, два классе
таких сплавов: сплавы с эффектом «памяти» (воспроизведения фор¬
мы) на основе эквиатомпого металлида Ті—Ni, известные под торго¬
вой маркой «Нитннол» и высокожаропрочные сплавы на основе так¬
же эквиатомного металлида Ті—А1, известного среди металловедов
под названием су-фазы», и металлида ТіцА), называемого фазой at.27?
Основной трудностью в освоении сплавов типа «Нити но л» являет¬
ся необходимость поддержания чрезвычайно узких пределов по хими¬
ческому составу, что практически невозможно при обычной техноло¬
гии выплавки титановых сплавов. Такие жесткие требования к точно¬
му соблюдению химического состава связаны с получением строго
определенной температуры мартенситного превращения^ на котором
основан эффект воспроизведения формы. Для развертывания промыш¬
ленного производства сплавов с эффектом «памяти» необходимо соз¬
дать принципиально новую технологию прецизионной плавки. Однако
эти сплавы уже при первых опытах показали такие потенциальные
возможности для эффективного применепия в различных отраслях
машиностроения, что их быстрое развитие пе подлежит сомпетпо.Та же трудность стоит на пути развития высокожаропрочпых (до
температур 800—ТООО^С против 600° С у современных панболее жа¬
ропрочных титановых сплавов) сплавов на основе \-фазы. Еще более
серьезным препятствием является достижение хотя бы минимальной
пластичности при комнатной температуре. С. Г. Глазуновым и
Ю. Ф. Алтуниным в 1961 г. была выполнена работа [12] по сплавам
на основе уфазы, в которой были показаны их высокие литейные
свойства и отличная жаропрочность и жаростойкость, однако хруп¬
кость при комнатной температуре не позволяет использовать их на
практике. Основной причиной хрупкости является упорядоченная
структура у-фазы н лишь п последнее время намечаются пути повы-
шения пластичности сплавов этого типа, что вновь возбудило к ним
интерес исследователей. Потенциальные возможности этих сплавов
также весьма -заманчивы, так как по жаропрочности они могут кон¬
курировать с никелевыми сплавами, имея плотность порядка 3,5, т. е.
будучи легче титана. При изготовленип из таких сплавов наиболее тя¬
желой детали современных газотурбинных двигателей — диск турби¬
ны — можно получить большую экопомию в весе конструкции.Металлография промышленных титановых сплавов рассмотрена в
порядке изменения их структуры от а до Р по мере увеличения содер¬
жания р-фагш в сплаве (коэффициента Р-стабилизании). Краткая ха¬
рактеристика каждой группы титановых сплавов будет дана перед
описанием их металлографии.Промышленные жаропрочные титановые сплавы не имеют такого
разнообразия соотношений количества а- и P-твердых растворов и
построепы исключительно на основе «-твердого раствора, гетерогеии-
знроваппого сравнительно небольшим количеством P-фазы. Интсрме-
таллидный способ повышения жаропрочности а- и p-твердых раство¬
ров существенно отличает жаропрочные титановые сплавы от конст¬
рукционных. В связи с. этим металлография конструкционных и жа¬
ропрочных титановых сплавов рассмотрена отдельно.	т2.	ТЕХНИЧЕСКИЙ ТИТАН
И а-ТИТАНОВЫЕ СПЛАВЫ'Промышленные марки технического титана ВТ1-00,
ВТ1-0 представляют собой титан, содержащий большее
или меньшее количество таких примесей, как кислород,
азот, углерод, кремний, железо и других элементов.' Автор раздела Е. А. Борисова.
18-264273
Технический титан и о-титановые сплавы могут
быть отнесены к одному классу сплавов, поскольку со¬
держание примесей в техническом титаие (ВТ 1-00,
ВТ1-0) находится в пределах растворимости в а-фазе.
Специально легированные а-титановые сплавы явились
первыми промышленными титановыми сплавами как
у пас, так и за рубежом. Их отличительные особенно¬
сти: высокая термическая стабильность, хорошая сва¬
риваемость, нечувствительность к упрочняющей терми¬
ческой обработке и к типу структуры, умеренная проч¬
ность при удовлетворительной пластичности. Первым
отечественным а-титановым сплавом явился сплав мар¬
ки ВТ5, содержащий 5% А1. Затем как конструкцион¬
ный материал он был вытеснен более технологичным
сплавом марки ВТ5-1, содержащим 5% А1 и 2,5% Sn, и
сохранился лишь как сплав для фасонных отливок.
Другим промышленным а-титановым сплавом, приме¬
няемым в настоящее время, является сплав ПТ-7М,
содержащий 2% А1 и 2%Zr.Ниже рассмотрим в качестве представителей а-ти-
тановых сплавов технический титан марок ВТ1-00 и
ВТ1-0 и сплав марки ВТ5-1.Технический титан изготавливается промышлен¬
ностью в виде двух марок ВТ1-00 и ВТ1-0, отличающих¬
ся содержанием примесей (табл. 40).ТАБЛИЦА 40ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ ТЕХНИЧЕСКОГО ТИТАНАПриме СИ, %, НС болееМаркаFeSIсОNНZr2 прочих
примесейА1ВТ 1-00
ВТ 1-00,200,300,080,100,050,070,100,200,040,040,0080,0100,10*0,30*0,300,7• Cu-Ni<0,IONi«50.()«.Технический титан марки ВТ 1-00 является более
чистым по примесям и изготавливается из самых выс¬
ших сортов титановой губки (ТГ-90, ТГ-100). Примеси
оказывают существенное влияние на температуру по¬
лиморфного превращения и механические свойства
технического титана. Элементы внедрения — кислород,
азот и углерод повышают температуру полиморфного274
превращения титана, а такие примеси замещения, как
железо и кремний — ее снижают. Технический титан в
противоположность иодидному титану не имеет опреде¬
ленной температуры полиморфного превращения. Пре¬
вращение	в техническом титане происходит в
следующем температурном интервале: у ВТ 1-00 885—
890° С, у ВТ 1-0 885—900°.Влияние примесей на свойства технического тита¬
на подробно описано во многих работах, обзор которых
дан в монографиях [1, 7, 8].Отжиг нагартованного титана при температурах
a-области приводит к рекристаллизации. Оптимальным
температурным интервалом рекрнсталлизационного
отжига является диапазон 750—800° С, при котором
происходит полное разупрочнение титана.С повышением температуры отжига выше темпера¬
туры полиморфного превращения прочность и пластич¬
ность технического титана заметно снижаются. Это
снижение механических свойств сопровождается необ¬
ратимыми изменениями структуры. Окончательный ха¬
рактер структуры после отжига зависит от условий
деформации. После деформации в p-области структура
тнтана носит пластинчатый характер, причем границы
(і-зерен имеют зубчатое строение (рис. 162).Если деформация заканчивалась в p-области, по¬
следующий отжиг при температурах а-области (600—
800^ С) не изменяет характера структуры. Следует
иметь в виду, что исправить путем термической обра¬
ботки перегретую структуру невозможно. Для исправ¬
ления структуры заготовка должна быть подвергнута
горячей деформации прн температурах a-области, при
этом степень деформации должна быть ~30—40%.
Последующий отжиг при 600—800° С приводит к ре¬
кристаллизации и росту зерен. В этом случае микро-г
структура представлена равноосными полиэдрическими
зернами (см. рис. 105,6). Скорость охлаждения после
отжига в а-областн не оказывает влияния на структуру
технического титана.После отжига при 870—890° С могут наблюдаться
зерна превращенной p-фазы, имеющие пластинчатое
строение в результате р-»-а-превращения. Отжиг при
температурах существования p-фазы вызывает значи¬
тельный рост зерна и изменение его формы. В зависи¬
мости от скорости охлаждения с температур р-области275
Рнс. 162. Микроструктура титана
ВТ1-0, деформированного в р-об-
ласти. Х200Рис. 163. Микроструктура титана
ВТ1-0 после закалки с температур
а+Р-области, ХЗООРнс. 164. Микроструктура титана BT1-0 после охлаждения из 3-области:
а — с зернами неправильной формы, Х100; б — мартенситная, ХЗООРис. 166. Микрострухтура титана BT1-0 с различным содержанием Hi:
а -0.02%: 6-0.05%, ХЗОО
может -быть получена микроструктура двух типов
(рис. 164) — с зернами неправильной формы (а) и мар-
тенситная (б). Структура первого типа образуется при
охлаждении с умеренной скоростью, мартенситная —
при охлаждении с более высокой скоростью.Высокотемпературная (^-модификация в нелегирован¬
ном титане не может быть зафиксирована закалкой даже
при самых высоких доступных эксперименту скоростях
охлаждения. При закалке p-фаза переходит в a-фазу пу¬
тем превращения мартенситиого типа. Образующаяся
при этом структура обозначается а' в отличие от первич¬
ной а-структуры. Титановый мартенсит о! (рис. 164,6)
имеет пластинчатое строение, которое объясняется ори¬
ентированным превращением p-фазы при быстром
охлаждении. Фаза а' ориентируется вдоль определенных
кристаллографических плоскостей, по которым осуществ¬
ляется перестройка кристаллической решетки при мар-
тенситном превращении. Мартенситная а'-фаза имеет
большую твердость, чем стабильная а-фаза.Если производить закалку с температуры, соответст¬
вующей (а+Р) -области, то образуются структуры с раз¬
личным соотношением первичной а- и мартенситной
u'-фазы (рис. 163).Водород даже в небольших количествах оказывает
весьма существенное вредное влияние на структуру и
эксплуатационные свойства технического титана. Следует
отметить, что все виды водородной хрупкости, в том чис¬
ле замедленное разрушение, возникают только в том
случае, если содержание водорода превышает определен¬
ный предел, установленный для каждого сплава. Для
технического титана марки ВТ1-00 таким пределом яв¬
ляется 0,008%, для марки ВТ1-0 0,01%- Влиянию водо¬
рода на свойства титана и его сплавов посвящен ряд мо¬
нографий [7, 9], ниже будет рассмотрено только влияние т
водорода на структуру технического титана.Поскольку растворимость водорода в титане при
обычной температуре очень мала, то уже при весьма ма¬
лых концентрациях водорода, встречающихся на прак¬
тике, в структуре образуются гидриды (рис. 165), кото¬
рые и являются причиной водородной хрупкости. При
медленном охлаждении гидриды выделяются в виде тон¬
ких пластин, при закалке — в виде высокодисперсных
частиц. В титане пластинчатые выделения гидридов на¬
блюдаются вдоль плоскостей, являющихся преимущест-277
венными плоскостями скольжения при комнатной тем¬
пературе [7, 9].Помимо элементов внедрения, в техническом титане
присутствуют примеси элементов замещения — железа и
кремния. Максимальная растворимость железа в а-тита-
не при температуре эвтектоидного превращения — менее
0,2%. С понижением температуры до 500° С раствори¬
мость железа становится менее 0,01 % ^ Эвтектоидное
превращение p^a+TiFe в системе Ті—Fe происходит
при 590°, однако ввиду крайне малой скорости его про¬
текания оно практически не реализуется. При обычных
скоростях охлаждения p-фаза в сплавах титанах с же¬
лезом в области малых концентраций переходит в а-фа-
зу с пересыщенной концентрацией железа, не претерпе¬
вая эвтектоидного распада, или сохраняется в виде про¬
слоек между зернами a-фазы. Прожилки p-фазы наблю¬
дались в титане даже при содержании железа ~0,03%
(по массе). Характер влияния кремния на свойства и
структуру титана аналогичен влиянию железа.Сплав ВТ5-1 относится к системе Ті—А1—Sn и явля¬
ется однофазным сплавом с a-структурой. Сплав произ¬
водят в виде листов, катаных и кованых прутков, поко¬
вок, штамповок, прессованных изделий и в зависимости
от вида и сечения полуфабрикатов имеет предел проч¬
ности 750—1000 МПа.Химический состав сплава, % (по массе): 4,0—6,0 А1;
2,0—3,0Sn. Содержание примесей, %, не более: 0,30 Fe;
0,15 Si; 0,10 С; 0,15 О; 0,05 N; 0,015 Н; 0,30 Zr; сумма
прочих примесей 0,30; допускается ^1,0% V.Температурный интервал полиморфного превращения
сплава ВТ5-1 составляет 980—1030° С. Из легирующих
элементов заметное влияние на температуру полиморф¬
ного превращения сплава оказывают алюминий и кис¬
лород. Эти элементы сдвигают границы фазовых облас¬
тей к более высоким температурам. Поскольку содержа¬
ние алюминия в сплаве может меняться в широких
пределах от 4,0 до 6,0%, то температура начала превра¬
щения колеблется от 950° С для нижнего предела содер¬
жания алюминия до 1030° С для верхнего предела, а тем¬
пература конца превращения — от 1030 до 1110° С.
С увеличением содержания кислорода от 0,10% до
0,50% граница начала превращения a->-a+p повышает¬
ся с 950 до 1040° С, а температурный интервал фазовой
области а+р несколько расширяется (рис. 166). Приме-278
Рис. 166. Влияние кислорода на
температуру полиморфного превра¬
щения сплава ВТ5-1Рис. 167. Микроструктура сплава ВТ5-1 с различным содержанием Нг:и - исходное состояние (после вакуумного отжига) 800° С, 5 ч, Х200; б —
0,025% Н2. Х200; в — 0,025% Нг. Х2000; г— 0,098% Н2, Х270279
си p-стабилизаторов железа и кремния снижают темпе¬
ратуру полиморфного превращения [10, 11].Единственным видом термической обработки сплава является от¬
жиг. Отжиг при температурах a-области приводит к рекристаллиза¬
ции деформированного металла. С повышением температуры отжига
в a-области происходит небольшое уменьшение прочности и увеличение
удлинения. Значения поперечного сужения остаются практически не¬
изменными. Ударная вязкость достигает максимума после выдержки
в течение 1 ч при 1000° С.Влияние скорости охлаждения с температуры нагре¬
ва в a-области на структуру и механические свойстваРис. 168. Шкала микроструктур однофазных а-сплавов. Х300 (прн печатит
сплава ВТ5-1 становится заметным лишь после нагрева
вблизи температуры полиморфного превращения 900—
920° С. При охлаждении с печью образуется наиболее
равновесная и стабильная структура, характеризующая¬
ся пониженной прочностью и повышенной пластично¬
стью. В результате охлаждения с температур на воздухе
сплав имеет максимальную прочность. Закалка в масле
и особенно в воде существенно увеличивает удлинение и
снижает предел прочности по сравнению со свойствами
после охлаждения на воздухе. В результате свойства
имеют значения, характерные для металла, охлажден¬
ного с печью. Нагрев спла¬
ва при температурах р-об-
ласти приводит к некоторо¬
му снижению пластичности.Структура сплава с раз¬
личным содержанием кисло¬
рода от 0,17 до 0,40% в со¬
стоянии после отжига и пос¬ле закалки с температур
a-области однородна и пред¬
ставляет собой равноосную
мелкозернистую структуру
a-твердого раствора. После
закалки из p-области струк¬
тура крупнозернистая, мар-
тенситного типа.Увеличение в сплаве со¬
держания водорода с 0,004
до 0,025% приводит к повы¬
шению временного сопротив¬
ления примерно на 50 МПа.
Пластичность остается без
изменения вплоть до содер-т
жания 0,015% Нг. При даль¬
нейшем увеличении содер¬
жания водорода выделяют¬
ся гидриды (рис. 167) и
пластичность сплава резко
снижается.В сплаве, структура ко¬
торого представлена зерна¬
ми зубчатой формы, водород
концентрируется главнымрисунок уменьшен в 4/> раза)281
образом по границам зерен, а в сплаве с равноосными
зернами водород распределяется по границам и внутри
зерна.Промышленная шкала микроструктур однофазных
титановых сплавов с a-структурой представлена 9 типа¬
ми (рис. 168).Полиэдрическая равноосная структура наблюдается
у сплава после деформации и рекристаллизационного
отжига в a-области (рис. 168, тип 1—3). Структура с
зубчатыми зернами неправильной формы наиболее ха¬
рактерна для сплава после горячей деформации в р-об¬
ласти и последующего отжига в a-области (рис. 168,
тип 4—6). Крупнозернистая структура пластинчатого ти¬
па с четко обозначенными границами p-зерна образуется
после деформации сплава в р-области и последующей
термической обработки в р-области (рис. 168, тип 7—9).Тип структуры оказывает заметное влияние на сопро¬
тивление усталости. Сплав ВТ5-1 с равноосной полиэд¬
рической структурой обладает наиболее высоким сопро¬
тивлением усталости: предел выносливости составил
45% от of. Для сплава с зубчатой структурой и круп¬
нозернистой пластинчатой структурой предел выносли¬
вости составил лишь 36% от а£°. При испытании на
малоцикловую усталость образцы с крупнозернистой
пластинчатой структурой при равном напряжении вы¬
держивали меньшее число циклов до разрушения по
сравнению с образцами с зубчатой структурой. Тип
структуры не оказывает значительного влияния на жаро¬
прочные характеристики сплава ВТ5-1.3.	ПСЕВДО-а-ТИТАНОВЫЕ СПЛАВЫ1Создание и освоение конструкционных псевдо-а-титано-
вых сплавов явились определенным этапом в развитии
отечественного металловедения титана во второй поло¬
вине пятидесятых годов. Это тем более значительное до¬
стижение, поскольку и в настоящее время псевдо-а-спла-
вы занимают доминирующее положение как конструкци¬
онный материал и достаточно широко используются как
жаропрочный материал. Псевдо-а-сплавы, представляю¬
щие собой a-твердый раствор с небольшим количеством1 Авторы раздела В. Н. Моисеев и Е. А. Борисова.282
P-фазы (2—8%), сохраняют многие достоинства и а- и
а+Р-сплавов.В ранних работах, посвященных псевдо-а-сплавам
[13—15], отмечалось, что они хорошо свариваются свар¬
кой всех видов и не требуется обязательной термической
обработки сварного соединения для стабилизации струк¬
туры. Сплавы этого типа практически не чувствительны
к упрочняющей термической обработке. Благодаря на¬
личию в структуре сплавов p-фазы они имеют удовлет¬
ворительную технологическую пластичность в горячем
и холодном состоянии, близкую к пластичности а+Р-
сплавов. Также было установлено, что псевдо-а-сплавы
при одинаковой пластичности с а-сплавами имеют пре¬
дел прочности на 10—20% выше. Это объясняется из¬
мельчением микрозерна и гетерогенизацией внутризерен-
ной структуры при образовании двухфазной смеси а-
и p-фаз (рис. 169).Кратковременная прочность при повышенных температурах (до
500—600° С) псевдо-а-сплавов пропорциональна временному сопро¬
тивлению при комнатной температуре и снижается с повышением тем¬
пературы с той же интенсивностью, что и у а-сплавов. Легирование
«-сплавов g-стабилизируюіцимн элеуентамн в пределах растворимости
^-стабилизирующего элемента в «-титане сопровождается повышени¬
ем пределов длительной прочности и ползучести, по крайней мере,
при температурах до 400 450°С. Дальнейшее увеличение содержа¬
ния Р-стабилйз’ирующего элемента (выше растворимости в а-титане)
также улучшает характеристики жаропрочности при относительноРис. Н»9. Микроструктура спланои Ті— ДІ—Мм (при 3% АІ) н зависимости от
содержании марганца, Х300:п — (Si\* марганца; п — 1.5% Мп• 283
низких температурах (до 300—350° С). Однако при температурах око¬
ло 400® С пределы длительной прочности и ползучести с увеличением
содержания fi-стабилизирующего элемента заметно не повышаются,
а при более высоких температурах даже снижаются.Изучение термической стабильности псевдо-а-сплавов показало,
что содержание алюминия должно ограничиваться 7—7,5%. Установ¬
лено также, что в качестве p-стабилизирующих элементов в псевдо-
а-сплавах могут быть использованы как изоморфные Р-титану± так и
эвтектондообразующне элементы. Сравнительно небольшое содержа¬
ние эвтектондообразующих элементов в псевдо-а-сплавах даже при
условиях протекания эвтектоидного превращения не оказывает су¬
щественного влияния на их свойства.Что касается технологической пластичности а- и псевдо-а-спла¬
вов при комнатной н высоких температурах, то ее связь со структу¬
рой этих сплавов иллюстрируется схемами, приведенными на рис. 170.
При комнатной температуре небольшое количество p-фазы в псевдо-
а-сплавах оказывает положительное влияние на пластичность сплава
благодаря повышенной пластичности p-фазы. имеющей кубическую
решетку. С повышением температуры деформирования до точки Асг
в псевдо-а-сплавах непрерывно увеличивается количество более пла¬
стичной P-фазы (рис. 170,6), в то время как структура a-с плавов
по-прежнему представлена а-фаэой (рис. 170,а). Поэтому псепдо-а-
сплавы несколько превосходят а-сплавы по пластичности при комнат¬
ной температуре и существенно при повышенных температурах. В ра¬
ботах [16, 171 также показано, что на основе систем Ті—А1—р-ста-
билизирующни элемент можно создать сплавы с различным уровнем
прочности за счет различного упрочнепия a-твердого раствора алюми¬
нием.Представителями псевдо-а-титановых сплавов, основанных на
системе Ті—А1—Мп, являются сплавы марок ОТ4-0, ОТ4-1, ОТ4,
ВТ4, ОТ4-2 (табл. 41). Сплавы содержат примерно одинаковое коли¬
чество марганца (1—2%) и разное количество алюминия (от 1 до
7%). Благодаря различному содержанию алюминия в сплавах дости¬
гается различный уровень прочности и жаропрочности.а-стабилизирующий элементы,% ft-стабилизирующие элементыt%Рис. 170. Схема изменения фазового состава сплавов Ті—а- и Ті—0-гтабн.ім-
зирующнй элемент в зависимости от температуры284
ТАБЛИЦА 41ПСЕВДО-а-СПЛАВЫ СИСТЕМЫ Т1-А1-МпМарка сплаваСодержание легирующего
элемента. %Механические свойства (лист
толщиной 2 мм)А1Мп1ов, МПа0» (не менее),%ОТ4 -О*10,2—1,40,2-1,3500—65025ОТ4-1*31,0—2,50,7-2,0600-75015ОТ4**3,5—5,00,8—2,0700—90012ВТ 44,5—6,00,8—2,0850—105010ОТ4-25,5—7,01.0-2,31000—120010*' Моисссв В. Н., Глазунов С. Г., Шохолова Л. В. и др. Авт. свид.
NV 187309— «Бюл. изобрет», 1966, Nil 20, с. 123.** Аношкин Н. Ф., Глазунов С. Г.. Добаткин В. И., Моисссв В. Н. в др.
Авт. свид. № 141628 — «Бюл. нзобрст.», 1961, М 19, с. 48.” Моисссв В. Н., Лужников Л. П., Новикова В. М. и др. Авт. свид.
№ 141309— «Бюл. изобрет.». 1961, Ni 18. с. 13.Помимо псевдо-а-сплавов системы Ті—ЛІ—Мп, была разработана
серия псевдо-а-сплавов системы Ті—Al—V, по своим физико-механи¬
ческим и технологическим свойствам принципиально не отличающая¬
ся от сплавов с марганцем. В табл. 42 приведены химический состав
и механические свойства этих сплавов. Во всех сплавах допускается
до 0,9% Fe, что позволяет для их шихтовки использовать лигатуру из
технической пятиокисн ванадия и феррованадий.ТАБЛИЦА 42ПСЕВДО-а-СПЛАВЫ СИСТЕМЫ Ti-AI—VМарка сплаваСодержаниеМеханические свойства (лист
толщиной 2 мм)МVОд, МПав». % не мепееОТ4-ОУ*10,2-1,40,5-2,0500—65025ОТ4-ІУ**1,0-2,51,5-3,0600—75015ОТ4У*33,5-5,01,5-3.0700—90012ВТ4У*41,5-6,01,5 -3,0850—105010ОТ4-2У*45,5—7,01,5—3,01000—120010" Моисеев В. Н., Глазунов С. Г.. Шохолова Л. В. и др. Авт. свид.
М 4HG065. — «Бюл. нзобрст.>, 1975. Nl 30, с. 71.*' Глазунов С. Г., Моисеев В. П., Каганович И. Н. и др. Авт. свид.
Nl 494422. -- «Бюл. нзобрст.», 1975. № 45. с. 73.•' Монсссв В. Н„ Глазунов С. Г.. Тстюхнн П. В. и др. Авт. свид.
М 466843. — «Бюл. изобрет.*, 1975, М 2. с. 53.•' Глазунов С. Г.. Моисеев В. Н.. Борисова Е. А. н др. Авт. свид.
М 450844. — «Бюл. изобрет.», 1975, № 2, с. 53.285
ТАБЛИЦА 43ПСЕВДО-а-СПЛАВЫ СИСТЕМЫ ТІ—А1—2 (Fe, Cr, SI, В)Марка спла¬
ваСодержание, %Механические свойстваА1(Ге, Cr, SI. В)ств. МПа«5. %АТЗ2,5—3,50,9-2,1700—85016—24АТ43,5—5,00,9—2,1850—105010—20АТ65,0—6,50,9—2,11000—110010-15АТ86,5—8,00,9-2,11100—120010—15Рассматривая псевдо-а-сплавы, нельзя не остановиться на спла¬
вах этого типа, разработанных И. И. Корниловым с сотр. Отличи¬
тельной особенностью этих сплавов является то, что в качестве р-
стабилизирующей добавки используется комплекс (Fe, Сг, Si, В) в
количестве около 1,5%, а содержание алюминия переменно, как и у
псевдо-а-сплавов систем Ті—А1—Мп и Ті—А1—V (табл. 43).Упрочняющее действие комплекса p-стабилизирующих элементов
(Fe, Сг, Si и В) более эффективно, чем одного р-стабилизирующего
элемента (например, Мп или V). Поэтому псевдо-а-сплавы серии
АТ отличаются более высокой прочностью и жаропрочностью и по¬
ниженной пластичностью по сравнению с псевдо-а-сплавами системы
Ті—А1—Мп или Ті—А1—V при равном содержании алюминия. Из
этой серии сплавов наибольшее распространение получили титановые
сплавы марок АТЗ и АТ6 [13, 141.Более поздними работами Е, А. Борисовой и М. А. Никанорова
было показано, что псевдо-а-сплавы с повышенной прочностью (ав^
^9004-950 МПа) целесообразно создавать путем упрочнения а-твер-
дого раствора не только алюминием, но и нейтральными упрочните-
лями — оловом и цирконием. Е. А. Борисовой был разработан сплав
марки ВТ20, основанный на системе Ті—АІ—Zr—V—Мо и обеспечива¬
ющий временное сопротивление ^950 МПа, а М. А. Никаноровым —
сплав ТС5, основанный на системе Ті—А1—Zr—Sn—V с ав^950 МПа.
Сплавы такого типа обладают лучшими соотношениями прочности и
пластичности по сравнению с псевдо-а-сплавами систем Ті—А1—Р-
стабилизирующий элемент при временном сопротивлении ^900—
950 МПа.В настоящее время основными псевдо-а-сплавами, широко ис¬
пользуемыми в машиностроении, являются: ОТ4-0, ОТ4-1, ОТ4,
ПТ-ЗВ, ВТ20.Сплавы ОТ4-0, ОТ4-1, ОТ4, ВТ4, ОТ4-2*. Эти сплавы
явились первыми псевдо-а-сплавами, получившими ши¬
рокое распространение в отечественной промышленно¬
сти [15—20]. Их достоинства: удовлетворительная тех¬
нологическая пластичность при различных операциях* Написано с участием Л. В. Шохоловой.286
І'ис. 171. Изменение темпе¬
ратуры Л Сэ в сплавах
ТІ—А1—Мп в зависимости
(it содержания алюминия и
марганцалистовой штамповки; хорошая свариваемость всеми ви¬
дами сварки, применяемыми для титана; высокая тер¬
мическая стабильность при длительных нагревах при
рабочих температурах, в том числе и под напряжением.Эти сплавы обладают умеренными характеристика¬
ми прочности и жаропрочности и удовлетворительной
пластичностью, позволяющей успешно обрабатывать их
на существующем оборудовании. При комнатной темпе¬
ратуре все сплавы этой группы имеют в основном струк¬
туру, состоящую из а-фазы; p-фаза ввиду малого ее ко¬
личества металлографическим анализом при световых
увеличениях не обнаруживается. Температура а+р^
^p-перехода в сплавах различна и зависит от содержа¬
ния алюминия в сплаве, который повышает температуру
полиморфного превращения, и от содержания марган¬
ца, который снижает ее. На рис. 171 приведено влияние
алюминия и марганца на температуру Лс3 сплавовРис. 172. Микроструктура сплава OT4-0 (отожженное состояние), Х300:
и — лист 1,5 мм; б — пруток диаметром 20 мм287
Ті—Al—Мп, определенную методом пробных закалок.
При закалке из P-области в псевдо-а-сплавах p-фаза не
фиксируется, так как происходит превращение ее в а'-фа-
зу мартенситного типа.Сплав ОТ4-0 наименее прочный и наиболее пластич¬
ный из данной группы сплавов, так как он в наименьшей
степени легирован а- и p-стабилизирующими элемента¬
ми (табл. 41). Для этого сплава температура а+р^р-
перехода (точка Лс3) равна 860—920° С. Единственным
видом термической обработки сплава является отжиг.
Полный отжиг проводится при 590—640° С (листовые по¬
луфабрикаты и детали из них) и при 690—740° С (прут¬
ки, поковки, штамповки, толстостенные трубы, профили и
детали из них); неполный отжиг — при 480—520° С.
В отожженном состоянии сплав имеет структуру, пред¬
ставленную на рис. 172.Сплав марки ОТ4-1 — низколегированный сплав, об¬
ладающий хорошей пластичностью и невысокой проч¬
ностью. Температура Лс3 равна 910—950° С. Единствен¬
ным видом термической обработки сплава является
отжиг. Полный отжиг проводится при 640—690° С (листо¬
вые полуфабрикаты и детали из них) и при 740—790° С
(прутки, поковки, штамповки и т. п. и детали из них);
неполный отжиг — при 520—560° С. В отожженном со¬
стоянии микроструктура сплава аналогична микрострук¬
туре сплава ОТ4-0.Сплав ОТ4 содержит несколько большее количество
алюминия, чем сплав ОТ4-1, и отличается более высокой
прочностью и жаропрочностью. При умеренной прочно¬
сти он имеет удовлетворительную пластичность в холод¬
ном состоянии при листовой штамповке. Сплав марки
ОТ4 наиболее часто применяется как конструкционный
материал. Из него изготавливают все виды полуфабри¬
катов: листы, ленту, плиты, прутки, поковки, штамповкп,
профили, трубы и т. п. Температура Лс3 сплава 920—
960° С. Применяют сплав исключительно в отожженном
состоянии. Полный отжиг проводят при 660—710° С
(листовые полуфабрикаты и детали из них) и при 740
790° С (прутки, поковки, штамповки и т. п. и детали им
них); неполный отжиг — при 545—585°С.Сплав ВТ4 является среднелегированным сплавом и отличается о г
сплава ОТ4 более высокой прочностью и жаропрочностью при не
сколько меньшей пластичности. Как и у сплава ОТ4, структура от
в отожженном состоянии состоит из а-фазы и 2—4% р-фазы. Тем¬288
пература Ас3 равна 960—1000° С. Единственным видом термической
обработки является отжиг. Полный отжиг проводят при 690—740° С
(листовые полуфабрикаты и детали из них) и при 740—790° С
(прутки, поковки, штамповки и
т. п. и детали из них); неполный
отжиг — при 600—650° С.Сплаю ОТ4-2 наиболее проч¬
ный и жаропрочный сплав из этой
группы. Содержание алюминия в
этом сплаве приближается к пре¬
делу его растворимости в а-тита-
не. Количество 0-фазы в отожжен¬
ном сплаве находится в пределах
2—4%. Температура Лс3 990—1050° С. Полный отжиг проводят
при 710—760° С (листовые полу¬
фабрикаты и детали из них) и
при 840—890° С (прутки, поковки,
штамповки и т. п. и детали из
чих): неполный отжиг — при 600—650° С.Листовые полуфабрикаты и
прутки малого сечения из всех пе¬
речисленных сплавов имеют мел¬
козернистую равноосную структу¬
ру, аналогичную приведенной на
рнс. 172. Некоторые полуфабри¬
каты, особенно больших сечений,
имеют, как правило, пластинчатую
или неравномерно проработанную
структуру, включающую участки
с крупным зерном.Температура нагрева, °СРио. 173. Механические свойства
гплявя ОТ4 в зависимости от тем¬
пературы нагрева и скорости ох¬
лаждения (лист 2,5 мм):I — закалка в воде; 2 — охлажде¬
ние на воздухе; 3 — охлаждение с
печью1'нс. 174. Микроструктура сплава ОТ4, отожженного в а+0-областн (а) и|> области (б):•і отжиг 720° С. 1 ч. охлаждение на воздухе; б — отжиг 970" С. I ч, охлаж¬
дение на воздухе + 720° С, охлаждение на воздухе19—264	• 289
Все сплавы, основанные на системе Ті—А1—Мп, применяют ис¬
ключительно в отожженном состоянии, хотя они в незначительной
степени способны к термическому упрочнению. После нагрева до 750
850° С механические свойства сплавов этой системы мало зависят от
скорости охлаждения (рис. 173), но после нагрева до более высоких
температур охлаждение на воздухе или с печью обеспечивает более
высокую пластичность по сравнению со свойствами после охлажде¬
ния в воде. Наиболее сильное снижение пластичности происходит
после нагрева до температур выше Асз.Тип микроструктуры псевдо-а-сплавов существенно
влияет не только на механические свойства при растя¬
жении, но и на ударную вязкость, малоцикловую уста¬
лость, длительную прочность. В табл. 44 приведены ре-ТАБЛИЦА 44МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА OT4 С РАЗЛИЧНОЙ
СТРУКТУРОЙ (ПРУТОК ДИАМЕТРОМ 20 мм)Режим термической1оС<hМ.ЯГЛ*
а—1н*о_14X5sfаСобработки (структу¬
ра)оиовМПа%|=сиаМПа•>>ЯS%8о"Отжиг 720 °С, 30 мин.
вовдух (мелкозер¬
нистая)—196—70203005501370101481416761350130С8,215,517,125.142.1
50,00,170,280,424003302000068070Отжиг 970 °С, 30 мин,
воздух -+- 720 °С, 30
мня, воздух (крупио-
нгольчатая)—196—7020300550133095176116031353122314.8
18,114.830.528.5
30,40,260,440,6030026018600520100* На базе 107 циклов.зультаты механических испытаний образцов сплава ОТ4
с различной структурой (рис. 174). При 20° С образцы с
перегретой структурой имеют пониженные характеристи¬
ки прочности и пластичности, за исключением ударной
вязкости. При повышенных температурах у сплава с
мелкозернистой структурой сохраняется заметное преи¬
мущество по характеристикам прочности вплоть до
550° С (рис. 175). С понижением температуры испытания
характеристики пластичности снижаются более интенсив¬
но у сплава с мелкозернистой структурой. При —196° С
сплав с крупноигольчатой структурой имеет более высо¬
кие значения относительного удлинения, сужения, удар¬
ной вязкости, чем сплав с мелкозернистой структурой.290
Рис. 176. Механические свойства
сплава ОТ4 в зависимости от тем¬
пературы испытания (пруток диа¬
метром 20 мм):сплошные линии — отжиг 720° С,
охлаждение на воздухе; штрихо¬
вые — отжиг 970° С, охлаждение
на воздухе + 720° С, 1 п, охлажде¬
ние на воздухеРис. 176. Микроструктура сплава ОТ4 (лист 2 мм), Х300:
и — состояние поставки; 6 — после нагрева при 300°С в течение 30000 ч19*	' 291
Все сплавы этой группы термически стабильны при
температурах до 300° С в течение 30000 ч. В процессе
длительного нагрева происходят некоторые изменения в
микроструктуре: заметна коагуляция зерен (рис. 176) иРис. 177. Шкала микроструктуры псевдо-а-сплавов (9-типная) (при печати
рисунок уменьшен в Vs раза)292
уменьшается текстурованность, возникшая при прокат¬
ке листов. Кроме того, исследованиями фазового состава
сплава ОТ4 установили, что нагрев при 200° С не влияет
на фазовый состав, а нагрев при 300° С в течение
20—30 тыс. ч приводит к полному распаду р-фазы.Современный уровень производства ряда полуфабри¬
катов (крупные прутки, поковки, штамповки и т. п.) не
обеспечивает достаточно полного и равномерного из¬
мельчения микрозерна при горячей деформации. Поэто¬
му полуфабрикаты, как правило, имеют различную
структуру, соответствующую определенному типу 9-тип-
ной шкалы микроструктур (рис. 177). Тип 3 шкалы от¬
вечает мелкозернистой, в большей или меньшей степени
равноосной структуре; тип 4 — переходной структуре от
мелкозернистой и крупнозернистой, типы 5—б — перегре¬
той структуре с умеренной величиной микрозерна.
Внутризерениая структура представляет собой грубые
пластины; тип 7—9 представлен структурами с еще бо¬
лее крупным м'икрозерном и тонкопластинчатой внутри-
зеренной структурой, снижающей характеристики плас¬
тичности. Такое разнообразие структур вызвано различ¬
ными условиями горячей пластической деформации при
изготовлении того или иного вида полуфабриката.Сплав ВТ20 принадлежит к системе Ti—Al—Zr—
Мо-—V и относится к категории псевдо-а-сплавов. Хи¬
мический состав сплава, % (по массе): 5,5—7,0 А1; 1,4—
2,5 Zr; 0,5—1,8 Мо; 0,8—2,3 V. Содержание примесей,
%, не более: 0,30 Fe; 0,15 Si; 0,15 О; 0,05 N; 0,10 С;
0,015 Н; сумма остальных примесей 0,3.Химический состав р-фазы после отжига и эксплуа¬
тационных нагревов приведен в табл. 45. Содержание
Р-фазы в сплаве в отожженном состоянии составляет в
зависимости от содержания легирующих элементов5-7%.ТАБЛИЦА 45ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ Р-ФАЗЫ СПЛАВА ВТ20Режим отжи¬Количест¬
во Р-фа¬
зы, %Химический состав Р-фазы, %гаТ)А1ZrМоV800 °С 1 ч, воздух
800 °С 1 ч, воздух +
+500 °С, 100 ч5,275,0379,778,51,902,381,711,998,1610,148,546,96293
Сплав ВТ20 относится к сплавзм общего назначения
и производится в виде листов, плгіт>. профилей, поковок
и штамповок. В листовом вариант^	является наи¬более жаропрочным среди всех сері^іньїх листовых спла¬
вов [21, 22].В зависимости от содержания л'егирующих элемен¬
тов и примесей, особенно элементов ^внедрения, темпера¬
тура Асг может изменяться в предел$ах 980—1020° С.Присутствие в сплаве ВТ20 прИ1месей замещения в
количествах, оговоренных в ГОСТ0> до 0,15% Si и до
0,30 Fe не оказывает практического %лияния на механи¬
ческие свойства сплава при растя^*ении. Наиболее за¬
метное влияние на свойства сплава Указывает содержа¬
ние элементов внедрения — кислор<?Д а и азота. С увели¬
чением содержания азота в сплаве >а рактер микрострук¬
туры сплава не меняется: основу сплава составляет
a-фаза с небольшим количеством (Ифазы. С увеличени¬
ем содержания азота количество а-Ф*азы возрастает.В зависимости от условий горя1*^ деформации, раз¬
мера сечения полуфабриката, скороС1ги охлаждения пос¬
ле деформации и последующей термической обработки
сплав ВТ20 может иметь большое Разнообразие микро¬
структур, характер которых опредеЛ5йет служебные ха¬
рактеристики сплава.На рис. 178 приведены примерь1 типичных структур
различных полуфабрикатов из сплзв,а ВТ20. Получение
заданной структуры достигается пЯ'ем регулирования
температуры, степени деформации, Скорости охлажде¬
ния после окончательной деформації и подбором соот¬
ветствующего режима термической обработки. Режим
деформации определяет текстуру, размеры и морфоло¬
гию a-фазы. Для получения однородной микрострукту¬
ры, состоящей из первичной равнос7с*юй a-фазы в мат¬
рице превращенной p-фазы (а'), обработка давлением
материала проводится при значительной деформации в
верхней части двухфазной а+р-обл^ти с последующим
отжигом при более низких температУрах (700—800° С)
для снятия напряжений. Получаемая Структура в резуль¬
тате такой обработки обеспечивает і^сокую прочность и
пластичность, но сравнительно невыс<^кую вязкость раз¬
рушения.В том случае, если предварительная деформация на¬
чинается при температурах р-обла£ти, а последующая
ковка (или штамповка) производит^51 в двухфазной об-294
Рис. 178. Примеры типичных струк¬
тур различных полуфабрикатов из
сплава ВТ20:а —профиль прессованный, ХЗОО;
б— поковка, ХЗОО; в — плита
60 мм, ХЗОО; г — плита 96 мм, ХЗОО;
д — лист (900° С—1 ч, воздух),
Х500; а — деформация в Р-области;
б—г — начало деформации в 0-об¬
ласти, окончание — в а+Р-области;
д — деформация в а+Р-области295
ласти, то характер микроструктуры будет определяться
коэффициентом уковки. Если уковка была значительной,
то структура, сформировавшаяся при деформации, бу¬
дет раздроблена; явных границ р-фазы не наблюдается
(рис. 178,6—г). Следует отметить, что такая структур.!
обеспечивает удовлетворительное сочетание прочности и
пластичности и довольно высокую вязкость разрушения
/Сіс- В том случае, если деформация начинается и закан¬
чивается при температуре p-области, образуется струк¬
тура пластинчатого типа с четко выраженными граница¬
ми первичных p-зерен (рис. 178, а).Сплав ВТ20 подвергают отжигу, который снимает наклеп поело
горячей или холодной деформации и стабилизирует структуру. По
скольку степень нагартовки полуфабрикатов может существенно ot
личаться, эффективная температура отжига для смягчения материал и
изменяется в пределах 700—900° С. Скорость охлаждения после oiРис. 179. Микроструктура катаного
прутка, Х300:а — исходное состояние; 6 — отжиг
800° С. 1 ч; в — отжиг 950° С. 5 ч296
жига (на воздухе или с печью) не оказывает заметного влияния ни
ни механические свойства, ни на структуру сплава. Отжиг при 900—
050° С для сплава является рекристаллизационным. После рекристал-
лнзационного отжига несколько снижается прочность, но существен¬
но возрастает ударная вязкость сплава и сопротивление ударному из¬
гибу образца с трещиной ату. Примеры структур после такого отжи¬
ги приведены на рис. 179.4.	ТИТАНОВЫЕ а+р-СПЛАВЫ
МЛРТЕНСИТПОГО КЛАССА 1К сплавам мартенситного класса относят большую
группу титановых сплавов на основе а- и p-твердых рас¬
творов, содержащих в стабильном состоянии от 5 до
25% p-фазы, и при резком охлаждении из p-области при¬
обретающих структуру мартенсита а'- или а"-фаз. Этим
сплавам соответствует /Ср =0,24-0,9. Из существующих
її настоящее время промышленных титановых сплавов к
ним можно отнести (по мере увеличения Др) ВТ6 (0,25),
ВТ14 (0,35), ВТЗ-1 (0,60), ВТ23 (0,80), ВТ16 (0,80).Общим для этих сплавов является хорошее соотношение проч¬
ности и пластичности в отожженном состоянии. Их в большей или
меньшей степени можно подвергать упрочняющей термической обра¬
ботке, эффект которой возрастает по мере увеличения Кр -сплава.
Поэтому большинство титановых сплавов мартенситного типа ис¬
пользуется в промышленности как в отожженном, так и в термически
упрочненном состоянии.Обладая значительными преимуществами перед псевдо-а-сплава-
мн (высокая прочность при хорошей пластичности, способность
упрочняться путем термической обработки), сплавы мартенситного
типа имеют некоторые недостатки. К ниу относятся: чувствительность
к термическому воздействию, что создает определенные трудности
прн сварке, горячей деформации и некоторых других операциях; по¬
ниженная термическая стабильность при использовании для их леги¬
рования повышенных количеств эвтектоидообразующих элементов или
при использовании этих сплавов в недостаточно стабилизированном
состоянии, например после охлаждения на воздухе с температур от¬
жига; повышенная чувствительность служебных свойств сплавов к
типу структуры, особенно в термически упрочненном состоянии, и не¬
которые другие. Тем не менее титановые сплавы мартенситного типа
песьма интересны как конструкционный материал, поскольку они от¬
личаются большей удельной прочностью по сравнению с псевдо-а-
гплавами.Ниже будут рассмотрены наиболее распространенные сплавы это¬
го класса: ВТ6, ВТ14, ВТ16. Сплав ВТЗ-1 будет рассмотрен в главе
«Жаропрочные титановые сплавы».1 Авторы раздела В. Н. Моисеев, Е. А. Борисова.297
АБЛИЦЛ 46ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ СПЛАВОВ, % (ПО МАССЕ)а.иаС1-Х298счQ. 0.^.5-'Г <.
uugSm Sиии<СО СМCQcoco
о оо.со о* оV9o'У•ю
о о
>>о*^Ю 1/3 О. н
— — СОО^еч с00*8 S3
SSogЗю ю
о оо" о" о"о о
0*0*0owoCS — CNоо
о осо ю юlO "ІС Ю 1со со со*иэOOlON7ТТcr: со ю
Irt ю ю«у I
Ь"{£5S22-Я 8Е оооо Ех 2
«от *
со ем -» 5о*о'о* ЕсмirtТюсою<оuiТ.<ТнbjVи ■I- X
О X5 g
£8
О*
а> о>
НССплавы ВТ6 и ВТ6С
относятся к числу первых
отечественных конструк¬
ционных свариваемых ти¬
тановых сплавов и явля¬
ются модификациями ши¬
роко известного сплава
Ті—6% А1 — 4% V. Хими¬
ческий состав сплавов на
основе титана приведен в
табл. 46.Сплав Ті—6% А1—4%
V с пониженным содержа¬
нием примесей, известен
как сорт Ті—6% А1—4% V
ELI (т. е. extra low impu¬
rity) и рекомендуется в
случае, если от конструк¬
ции требуется высокая
вязкость разрушения или
повышенная стойкость
против солевой коррозии,
а также для изделий крио¬
генной техники.Сплавы ВТ6 и ВТ6С
имеют одинаковый фазо¬
вый состав и относятся к
двухфазным а+р-сплавам
мартенситного класса с
небольшим количеством
p-фазы, наличие которой
обусловливает их способ¬
ность к упрочняющей тер¬
мической обработке[23—
27].Легирование сплавов
алюминием упрочняет и
стабилизирует a-фазу, по¬
вышает температуру Аса,
а также снижает удель¬
ный вес сплава. Ванадий,
являющийся р-стабилиза-
тором, снижает темпера¬
туру а+р^р-перехода.
Г. повышением его содержания увеличивается количе¬
ство p-фазы, более пластичной при высоких темпера¬
турах по сравнению с a-фазой, что способствует улуч¬
шению технологичности при температурах горячей де¬
формации. Температура а+Р^Р-перехода сплава ВТ6С
составляет 940—990 С, сплава ВТ6 960—1000° С. При¬
меси-элементы внедрения — кислород, азот и углерод —
аналогично алюминию упрочняют a-фазу и повышают
температуру а+р^р-перехода. Примеси замещения,
і) частности железо, снижает температуру a+P=F*P-nepe-
хода. Влияние примесей на температуру а+р^р-пере-
хода представлено в табл. 47.ТАБЛИЦА 47ВЛИЯНИЕ ПРНМЕСЕЯ НА ТЕМПЕРАТУРУ а+0 ^-ПЕРЕХОДА
СПЛАВА BT6CПримесьСодер¬жание.%Температура,
®С а+Р^РПримесьСодер¬
жание, %Температура,
°С а+Э^РИсходное_960Кремний0,175950состояние*0,25950Кислород0,25990—1000Углерод0,085990—1000Железо0,4940Азот0,059600,69200,08980* Химический состав исходное плавки, %: AI—5,88; V—4,16; Oj—0,10; N—
0,(ЮН; С—0,025; Fe—0,06; SI—0.03.Примеси железа (до 0,6%) и кремния (до 0,20%) не
влияют на структуру сплава ВТ6.Сплавы ВТ6 и ВТ6С в зависимости от требований
прочности, пластичности или вязкости разрушения могут
подвергаться: отжигу для снятия остаточных напряже¬
ний, полному отжигу или упрочняющей термической об¬
работке, состоящей из закалки и старения.Неполный отжиг сплавов ВТ6 и ВТ6С предназначен для снятия
остаточных напряжений и восстановления предела текучести после
различных технологических операций — формообразования, механиче¬
ской обработки и др. Обычно для этой цели применяют нагрев при
600—650° С с выдержкой в течение 1 ч.Полный отжиг снимает горячий наклеп, возникающий в процессе
деформации, стабилизирует структуру и механические свойства спла¬
ви. Охлаждение после отжига обычно производят на воздухе. Для299
полуфабрикатов небольшого сечения (листы, прутки малых диамет-
р(Ъ) быстрое охлаждение на воздухе может привести к некоторому
повышению прочности. Медленное охлаждение с печью до 600° С и
затем охлаждение на воздухе может устранить эти явления. Медлен¬
ное охлаждение особенно полуфабрикатов больших сечений может
предотвратить коробление. Двойной отжиг несколько улучшает вяз¬
кость разрушения и сопротивление росту трещин в морской воде.
Для этих же целей проводят и рекристаллизационный отжиг.На рис. 180 приведены некоторые примеры структу¬
ры различных полуфабрикатов из сплава ВТ6 после от¬
жига. Следует отметить, что простой отжиг при 600—
800° С не изменяет микроструктуру сплава, характер ко¬
торой определяется режимом деформации и габаритамиРис. 180. Микроструктура различных полуфабрикатов из сплава BT6:
а—плита толщиной 50 мм, 0-деформация, отжиг. 800° С, 2 ч. воздух, Х300;
б — поковка, отжиг, 800° С, I ч, воздух, Х500; в — пруток '(кованый) 800° С,
1 ч, воздух, Х500; г — лист 750° С, І ч. Х300300
Рис. 181. Микроструктура сплава ВТ6 (пруток диаметром 20 мм) до рекри-
сталлизацнонного отжига (а) и после него (б). Отжиг 950° С. 5 чРис. 182. Микроструктура сплава ВТ6 после отжига, ХЗОО:а — при 1050° С, 5 ч, охлаждение на воздухе; 6 — при 1000° С, охлаждение
с печьюРис. 183. Изменение микроструктуры сплава ВТб после упрочняющей термо¬
обработки, ХЗОО:а — состояние поставки; 6 — после аакалки с 920° С в воду и старения при
500° С. 2 ч
Изделий. При рекристаллизационном отжиге вблизи тем¬
пературы і4с3 происходит коагуляция a-фазы, частицы
ее укрупняются и при длительных выдержках структура
имеет глобулярный характер (рис. 181).Для повышения вязкости разрушения может приме¬
няться также отжиг при температурах выше а+Р^Р*
перехода на 40—50° С, так называемый р-отжиг, приво¬
дящий к рекристаллизации первичного p-зерна и появ¬
лению пластинчатой структуры (рис. 182). При этом
большое значение имеет скорость охлаждения после от¬
жига в p-области. При медленном охлаждении образу¬
ются более широкие пластины a-фазы (рис. 182,6), чем
при быстром охлаждении (рис. 182,а). Размер рекрис-
таллизованных p-зерен обратно пропорционален степе¬
ни предшествующей деформации в двухфазной области.
При микроструктуре, представленной тонкими длинными
а-пластинами внутри равноосных превращенных р-зерен
умеренной величины, трещина продвигается вдоль гра¬
ниц первичных p-зерен и поперек колоний а-пластин,
что обеспечивает высокую вязкость разрушения.Упрочнение сплава при старении происходит в ре¬
зультате дисперсионного твердения, обусловленного низ¬
котемпературным распадом метастабильных а'- и р*фаз.
В зависимости от температуры нагрева под закалку и
последующего старения распад метастабильных фаз мо¬
жет происходить с образованием фаз а и а'; а, а' и р или
аир.Влияние упрочняющей термической обработки на
структуру сплава ВТ6 представлено на рис. 183. На уро¬
вень прочности после упрочняющей термической обра¬
ботки оказывает влияние химический состав сплава.
В зависимости от соотношения алюминия и ванадия тем¬
пература нагрева под закалку может изменяться в пре¬
делах 70° С от 880 до 950° С. При этом изменяется коли¬
чество зафиксированной закалкой метастабильной р-фа-
зы, распадающейся затем при старении и изменяющей
прочность сплава. Наиболее высокая прочность наблю¬
дается после закалки с температуры на 30—40° С ниже
температуры а+рзр^р-перехода. Нагрев выше темпера¬
туры a+p^p-перехода вызывает огрубление структуры
сплава, изменить которую последующей термической об¬
работкой не удается. Для исправления перегретой струк¬
туры необходима значительная деформация (не менее
40%) сплава при температурах ниже температуры302
Рч=ьа+Р*перехода. Полуфабрикаты, имеющие структуру,
представленную на рис. 182, после упрочняющей терми¬
ческой обработки имеют пониженную пластичность и не¬
высокую прочность.Существенное влияние на механические свойства пос¬
ле упрочняющей термической обработки оказывает ис¬
ходный тип структуры полуфабриката или детали.
В табл. 48 представлены данные по влиянию типа струк¬
туры на механические свойства прутков диаметром
20 мм после закалки с 950° С и старения при 500° С в
течение 2 ч.ТАБЛИЦА 48ВЛИЯНИЕ СТРУКТУРЫ НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА ВТвСтруктураавC'.i |апцМПа%Равноосная мелкозернистая
(рис. 181, а)10001170960105087014164347Крупнозернистая с четко вы¬
раженными зернами (рис. 182)9701050800950740116249,5Примечание. В числителе приведены механические свойст¬
ва в исходном состоянии, в знаменателе — после закалки с 950° С,
1 ч в воде и последующего старения при 500° С, 2 ч.Сплав марки ВТ 14. Сплав марки ВТ 14 является вы¬
сокопрочным термическим упрочняемым титановым
а-}"Р-сплавом мартенситного типа. Его химический со¬
став: 3,5—6,3% А1; 2,5—3,8% Мо; 0,9—1,9% V. Он со¬
держит небольшое количество p-стабилизирующих эле¬
ментов (/Ср==0,35) и умеренное — алюминия*. Сплав
может подвергаться упрочняющей термической обработ¬
ке. В стабилизированном состоянии сплав ВТ 14 содер¬
жит около 10% p-фазы, а после закалки с температуры
вблизи критической — около 37% [28—37].Алюминий и кислород в сплаве ВТ14 повышают точ¬
ку Ас3, а молибден, ванадий и водород снижают ее
(рис. 184, 185); цирконий оказывает незначительное
влияние на температуру а+Р^Р-перехода (рис. 185).♦	Моисеев В. Н., Глазунов С. Г. Авт. свид. № 447450 — «Откры¬
тия, изобретения, пром. образцы и тов. знаки», 1974, № 39.303
Рис. 184. Влияние кислорода и водо¬
рода на температуру а+Р (5-перехо¬
да сплавов BT14 н BT16Точку Лез сплава ВТ14 определяли путем металло¬
графических исследований закаленных в воде образцов,
высокотемпературной металлографией на приборе ВИМ,
дилатометрическим и некоторыми другими методами.
Изменение микроструктуры сплава ВТ14 в зависимости
от температуры нагрева под закалку вблизи границы
а+Р=«=*р-перехода представлено на рис. 186. Структура
сплава ВТ14, закаленного из а+р-области, представле¬
на весьма мелкими зернами а- и p-фаз или первичной
а-фазы на фоне а'-мартенсита (рис. 186). Структура
сплава, закаленного из p-области, состоит из крупных
пластин а'-фазы. После закалки с температур а+р-об-12 3 4
Легирующий элемент,%Рис. 185. Влияние легирующих
элементов на температуру
a + Pii P-перехода сплава ВТ14304
ласти, близких к точке Ас3, структуру можно назвать
нредмартенситной (рис. 186,6). Она представлена срав¬
нительно мелкими равноосными частицами первичной
a-фазы на фоне четко выраженного мартенсита.Рис. 186. Изменение микрострук¬
туры сплава BT14 (пруток диамет¬
ром 12 мм) в зависимости от тем¬
пературы нагрева под закалку. °С:
а — 880; б - 910: в - 940; Х500Рис. 187. Дилатометрическая кри-
*ая, полученная при нагреве и ох¬
лаждении сплава BT14 с исходным
отожженным состоянием (750° С,
1 ч, охлаждение на воздухе)20-264
Дилатометрические кривые, полученные при нагреве
и охлаждении отожженного сплава ВТ14, приведены на
рис. 187. Резкий перелом на кривой при температуре t\
(точка Лс3) соответствует концу превращения а->р при¬
мерно при 950° С. При охлаждении образца превращение
р-va при температуре h (точка Лг3) не вызывает столь
резкого перелома кривой и происходит со значительным
гистерезисом по температуре. Кроме того, при нагреве
образца наблюдается отклонение дилатометрической
кривой от прямой линии, начиная с температуры U. На¬
грев при температурах до t3 не приводит к заметному из¬
менению фазового состава сплава и лишь выше U ин¬
тенсивно развивается a-vp-превращение.Отжиг сплава ВТ14 проводят для придания ему повы¬
шенной пластичности и умеренной прочности и жаро¬
прочности. Для устранения остаточных напряжений,
разупрочнения, преобразования структуры из волокнис¬
той в равноосную, уменьшения анизотропии применяет¬
ся отжиг, основанный на процессах возврата и рекрис¬
таллизации. В зависимости от температуры отжига и
скорости охлаждения в структуре сплава ВТ14 изменя¬
ется соотношение а- и P-фаз, а также могут образовы¬
ваться метастабильные фазы, оказывающие большое
влияние на свойства сплава. Отжиг сплава ВТ14 как лю¬
бого двухфазного титанового сплава проводят при тем¬
пературах a+p-области, при которых не наблюдается
заметного роста зерна. Нагрев сплава ВТ 14 выше темпе¬
ратуры а+р->р-перехода ведет к резкому росту зерна,
которое не удается измельчить путем последующей тер¬
мической обработки.Значительное влияние на структуру и механические
свойства сплава ВТ14 оказывает скорость охлаждения
с температуры отжига. Изменение механических свойств
сплава ВТ 14 в зависимости от температуры отжига в
а+р- и p-областях и от скорости охлаждения представ¬
лено на рис. 188. При медленном охлаждении (с печью)
образуется сравнительно равновесная a+p-структура и
сплав имеет наиболее низкую прочность при повышен¬
ной пластичности (рис. 188, а). В случае более ускорен¬
ного охлаждения сплава с температуры отжига наблю¬
дается иной характер изменения механических свойств в
зависимости от температуры отжига. Так, при охлажде¬
нии сплава с температуры отжига на воздухе (рис. 188, б)
временное сопротивление и предел текучести с повыше-306
700 750 800 850 900 700 750 ВО С 850 900700 750 800 850 900
Температура отжига,0"Рис. 188. Изменение механических свойств сплава ВТ14 (лист 2 мм) в зави¬
симости от температуры отжига и последующего охлаждения:
а — с печью со скоростью 2—3 град/мин; б — на воздухе; в — в водеРис. 189. Микроструктура сплава ВТ14 (лист 2 мм) после отжига при различ¬
ных температурах и последующего охлаждения с печью со скоростью 2—
3 град/мин:а--850; б — 900; в - 925; г — 950“ С. Х500
20*
ниєм температуры отжига выше 750° С увеличиваются,
а характеристики пластичности несколько падают. Это
объясняется тем, что при ускоренном охлаждении воз¬
можно образование определенного количества мартен-
ситной а'-фазы, ответственной за упрочнение сплава,
или имеет место эффект старения сплава в результате
превращения метастабильных фаз. Изменение микро¬
структуры сплава в зависимости от температуры отжига
с последующим охлаждением с печью со скоростью
2—3 град/мин представлено на рис. 189.При световых увеличениях микроструктура сплава
ВТ 14 после отжига с последующим охлаждением на воз¬
духе несколько напоминает структуру после охлаждения
с печью. Отличие заключается в более тонком и дис¬
персном строении фрагментов структуры, что особенно
заметно после отжига при температурах выше точки Ас3
(рис. 190). Под оптическим микроскопом не удается вы¬
явить а'-фазы или продуктов распада метастабильных
фаз из-за дисперсности структуры. Под электронным
микроскопом при увеличении 10000 а- и а'-фазы четко
различаются (рис. 191, в). После охлаждения на воз¬
духе с 800°С (рис. 191,6) заметен распад р-фазы. Сни¬
жение пластичности по мере повышения температуры
отжига связано как с упрочнением сплава из-за образо¬
вания а'-фазы, или дисперсного распада метастабильных
фаз, так и с некоторым ростом зерна. Отжиг при темпе¬
ратуре 1000° С, т. е. в p-области, приводит к снижению
прочности и пластичности сплава из-за резкого роста
зерна при температурах выше а+Р-^Р-перехода.Фазовый состав сплава ВТ 14 после закалки с разных
температур схематически представлен на рис. 192. При
закалке в воде с температур выше Ас3 p-фаза в сплаве
не может быть зафиксирована и превращается в а'-фазу
(мартенсит), которая представляет собой гексагональ¬
ную a-фазу, пересыщенную молибденом и ванадием.
При закалке сплава из области «+Р с температур от
до Ас3 p-фаза также не может быть сохранена, так как
содержание в ней p-стабилизаторов меньше «критиче¬
ской» концентрации. В этом случае структура закален¬
ного сплава состоит из а- и а'-фаз. В сплаве, закален¬
ном из а+Р-области с температур ниже t2, фиксируется
метастабильная P-фаза, обедненная молибденом и вана¬
дием по сравнению с равновесной P-фазой. Пониженні!
температуры нагрева под закалку от t2 до t\ ведет, с од-308
Рис. 190. Микроструктура сплава ВТ14 (лист 2 мм) после отжига при различ¬
ных температурах с последующим охлаждением на воздухе:
а — 925; б — 950° С, Х500Рис. 191. Структура сплава ВТ14 (лист 2 мм) после отжига при различных
температурах с последующим охлаждением на воздухе:
о — 750; б — 800; в - 850; г — 900° С. X10000309
ТАБЛИЦА «ИЗМЕНЕНИЕ ФАЗОВОГО СОСТАВА СПЛАВА ВТМ
И ПАРАМЕТРА ЭЛЕМЕНТАРНОЙ ЯЧЕИКИ 3-ФАЗЫ
В ЗАВИСИМОСТИ ОТ ТЕМПЕРАТУРЫ НАГРЕВА ПОД ЗАКАЛКУТемпература.®СФаэовыАсоставКоличество фаз, %Параметры элементарнойоячейки 0-фазы, Аа(а’)0монолитизолирован¬
ная фаза700«нho70303,2523,259760«н-В60403,2953,255800сНhi50503,3313,251850сИ.R40603,320—900а'+Р1002—.3,250ной стороны, к увеличению количества p-фазы в струк¬
туре закаленного сплава, а с другой, — к обогащению
ее ванадием и молибденом. Дальнейшее понижение тем¬
пературы закалки ниже t\ ведет к увеличению в струк¬
туре сплава количества a-фазы и уменьшению количе¬
ства р-фазы.Рентгеноструктурные исследования сплава ВТ14 ме¬
тодом порошков с использованием Си /Са-излучения поз¬
волили установить изменение фазового состава сплава
ВТ14 и параметра элементарной ячейки p-фазы в зави¬
симости от температуры нагрева под закалку (табл. 49).Закалка сплава ВТ14 сопровождается существенным
изменением его механических свойств и структуры. С по-<з•©-іэ■ЧUаэ5Рве. 192. Схема изменения фа¬
зового состава сплава ВТК в
зависимости от температуры
нагрева под закалку1 ем перо тур а закалки °С310
вышением температуры нагрева под закалку до 800° С
временное сопротивление разрыву сплава несколько
уменьшается, а характеристики пластичности растут
(рис. 188, в). Это объясняется снятием наклепа и увели¬
чением количества метастабильной р-фазы, фиксируе¬
мой закалкой с «докритических» температур. Резкое сни¬
жение предела текучести может быть объяснено присут¬
ствием в структуре сплава нестабильной Р-фазы,
которая при деформации образца, например растяжений,
претерпевает превращение. После закалки с 800—850° С,
когда фиксируется максимальное количество метаста¬
бильной p-фазы, разница между временным сопротивле¬
нием и пределом текучести достигает 300 МПа.При дальнейшем повышении температуры нагрева
под закалку выше «критической» увеличиваются вре¬
менное сопротивление и предел текучести, что связано с
мартенситным превращением обедненной молибденом и
ванадием метастабильной p-фазы и увеличением коли¬
чества мартенсита в структуре металла; одновременно
заметно снижается пластичность.Изменение микроструктуры сплава, наблюдаемое
под оптическим микроскопом в зависимости от темпера¬
туры нагрева под закалку (до 860°С), носит примерно
тот же характер, что и при отжиге (см. рис. 186). Осо¬
бенностью закаленной структуры сплава ВТ 14 является
еще более дисперсная и тонкая структура по сравнению
со сплавом, охлажденным на воздухе.Особенности структуры закаленного сплава ВТ14 хо¬
рошо видны под электронным микроскопом при увели¬
чении 5—10 тыс. (рис. 193). Структура сплава, закален¬
ного с 860° С и ниже, представлена а- и метастабиль¬
ной p-фазами (рис. 193, а, б). После закалки с 880°С
структура представлена первичной a-фазой на фоне
а'-мартенсита, а с температур выше точки Асз т-
а'-фазой.Метастабильные р- и а'-фазы уже при сравнительно
невысоких температурах нагрева склонны к распаду.
Распад метастабильной p-фазы в простейшем виде мож¬
но представить схемой:Рнестаб -*■ Рнестаб + ® “*■ Р + а>хотя и предложены более сложные схемы с расслое¬
нием p-фазы и р->-а"-превращением в обедненных объ¬
емах р-фазы [44].311
Рис. 193. Структура сплава ВТ14 (лист -2 мм) под электронным микроскопом
после закалки в воде с различных температур:а — 820° С (о+р); б-850° С (а+Р): «— 880° С (а+а'+Р); г - 950” С (а').
X10000Рис. 194. Изменение ме¬
ханических свойств спла¬
ва ВТ14 (пруток диа¬
метром 12 мм), закален¬
ного с 850 (штриховые
линии) и 900° С (сплош¬
ные ливни) в зависимо¬
сти от температуры и
продолжительности ста¬
ренияТемпература старения °Q312
При изотермическом нагреве а'-фаза распадается по
схеме:а' -*■ а + «обогащ ->■(* + Рнестаб ^ а “Ь Р-На начальной стадии старения образуются дисперс¬
ные продукты распада а- и p-фаз, что сопровождается
значительным упрочнением сплава ВТ14. Результаты
рентгеноструктурного анализа анодных осадков, выде¬
ленных из сплава ВТ14 после закалки с 850° С, 1 ч в во¬
де и старения по различным режимам, приведены в
табл. 50.ТАБЛИЦА 50ФАЗОВЫЙ СОСТАВ СПЛАВА ВТ14 И ПАРАМЕТР ЭЛЕМЕНТАРНОЙ
ЯЧЕЙКИ Р-ФАЗЫ В ЗАВИСИМОСТИ ОТ РЕЖИМОВ СТАРЕНИЯ*ПОСЛЕ ЗАКАЛКИ С 850 °СТемпература
старения, °СФазовый состав
анодных осадковПараметр элементарнойоячейки P-фазы, А300PH-tt/p-f-CX3,25/3,26400р+а/р+а3,24/3,245500p-j-ot/p-f-a3,25/3,250600Р+а/Р+а3,25/3,25* В числителе — при продолжительности старения 15 мин, в знаменате¬
ле — 16 ч.В закаленном сплаве с увеличением температуры или
продолжительности старения количество p-фазы умень¬
шается, а количество a-фазы растет. При этом уменьша¬
ется период кристаллической решетки p-фазы, что сви¬
детельствует об обогащении ее молибденом и ванадием
и о постепенном приближении сплава к равновесному
а+р-состоянию.На рис. 194 показано изменение механических свойств' сплава
марки ВТ14, закаленного на метастабильную p-фазу и на а'-фазу в
зависимости от температуры и времени старения. Рассматривая кри-
ные старения, можно отметить, что изотермический нагрев от 300 до
450° С в течение от 4 до 64 ч сопровождается увеличением предела
прочности за счет дисперсионного твердения. Повышение температуры
старения от 450 до 600° С сопровождается снижением предела проч¬
ности до величины, которую имеет сплав в отожженном состоянии, в
связи с коагуляцией дисперсных частиц.313
Можно отметить некоторую разницу в поведении при старении
сплава, закаленного на метастабильную р- и а'-фазы. Процесс старе¬
ния у сплава ВТ14, закаленного на 0-фазу (с 850 С), начинается при
температурах выше 350° С, в то время как у сплава, закаленного на
u'-фазу (с 900°С), упрочнение наблюдается после старения выше
300° С. Это указывает на то, что с повышением температуры ста¬
рения распад а'-фазы начинается раньше распада метастабильной
P-фазы. Если сравнить положение максимумов прочности на кри¬
вых старения при одинаковой продолжительности старения, то мож¬
но отметить, что максимум по прочности у сплава, закаленного на
а'-фазу, сдвинут к более высоким температурам старения. Это ука¬
зывает, что процесс распада а'-фазы протекает медленнее по срав¬
нению с распадом p-фазы. Старение при температуре 600° С уже
в течение первых четырех часов приводит к полному разупрочне¬
нию сплава ВТ14, закаленного с 850° С на P-фазу, так и с 900° С
на а'-фазу.Рис. 195. Мнкросгрухтура сплава ВТ14 (пруток диаметром 12 мм) после эа-
калки с температур а+р-области (850° С) и старения при различных темпера¬
турах в течение 16 ч:а -300; б — 400; в — 500; г - 600° С, Х10000314
Изменения микроструктуры сплава ВТ 14 в зависимо¬
сти от режимов упрочняющей термической обработки
под оптическим микроскопом уловить не удается. Значи¬
тельно большую информацию об изменении структуры
сплава в процессе упрочняющей термической обработки
можно получить под электронным микроскопом
(рис. 195). В этом случае можно установить характер
выделения дисперсных частиц и степень их дисперсно¬
сти. Так, например, после закалки с 850° С в воду струк¬
тура сплава ВТ14 представляет собой смесь а- и р-мета-
стабильных фаз, малоотличаемых друг от друга. Старе¬
ние при 300° С не приводит к заметному изменению
структуры (рис. 195, а). После старения при 400° С
(рис. 195, б) p-фаза более четко выделяется на фоне
a-матрицы и наблюдается слабая тенденция к образова¬
нию дисперсных выделений a-фазы на фоне p-фазы. При
500° С (рис. 195, в) четко виден дисперсный распад р-фа-
зы, а после старения при 600° С дисперсные частицы
a-фазы коагулируют.Сплав ВТ 14 относится к искусственно стареющим
сплавам. Процесс старения при комнатной температуре
не происходит. Максимальная твердость и прочность на¬
блюдаются на сплаве, состаренном при температурах
вблизи 450° С. Дальнейшее повышение температуры ве¬
дет к снижению твердости и прочности в связи с коагу¬
ляцией дисперсной a-фазы. Лучшее сочетание прочно¬
сти и пластичности может быть получено на сплаве, со¬
старенном при 470—490° С.Микроструктура сплава ВТ 14, как и других титано¬
вых сплавов, весьма существенно зависит от вида полу¬
фабриката и технологии его изготовления. Некоторые
типичные микроструктуры сплава ВТ14 в отожженном и
термически упрочненном состоянии, полученные на
различных типах полуфабрикатов, приведены на
рис. 196.	тНа рис. 196, а представлена микроструктура катано¬
го прутка диаметром 20 мм (~50% деформации при
температурах а+р-области) в термически упрочненном
состоянии. На рис. 196, б — микроструктура поковки
(~25% деформации при температурах ниже точки Лс3)
в термически упрочненном состоянии. На рис. 196, в, г
поковки диаметром 100 и 200 мм соответственно, дефор¬
мированные при температурах p-области, в отожженном
состоянии.315
Определенный интерес представляет поведение спла¬
ва в результате длительной эксплуатации при рабочих
температурах и напряжениях. При этом могут сущест¬
венно изменяться его физико-механические свойства и
структура.На рис. 197 представлена структура прутков диамет¬
ром 12 мм из сплава ВТ14 в термически упрочненном со¬
стоянии (890° С, 1 ч, закалка в воде, старение 520° С,
8 ч) после длительного нагрева (5000 час) при 350° С
под напряжением 350 МПа.Исходная структура представляет собой первичную
a-фазу (~40%) и дисперсионно упрочненную р-фазуРис. 196. Типичные микроструктуры различных полуфабрикатов из сплава
BT14 после различных режимов термической обработки. Деформация при
температурах:а — а+Р-областн; б-Р-области; затем а+Р-области; в—г — P-области; о —
пруток диаметром 20 хм; б —штамповка массой 15 кг; в—г — поковка диа¬
метром 100 и 200 мм соответственно, Х500316
(рис. 197, а). Длительный нагрев при 350° С сопровож¬
дается увеличением стабильности системы, что ведет к
некоторому увеличению объема а-фазы и повышению
дисперсности упрочненной {5-фазы. Дополнительное при¬
ложение напряжения способствует повышению дисперс*Рис. 197. Структура термически упрочненного сплава BTI4 (пРУТ?кром 12 мм) после длительного нагрева под напряжением 350 МПа, X10000.а — исходное состояние; б — 350е С, 5000 ч|6100^ 6000\ 5900с5> 5800
5700Легирующий элемент, %Рис. 198. Влияние легирующих
элементов на температуру
<1 hPit P-перехода сплава BTI6600 800 1000 600 800 ЮС0
Температура закалки‘СРис. 199. Изменение фазового состава
скорости УЗК (Св. м/с) н затухания УЗК
(и3 мри 5 МГц) н титановых сплавах
BT16 (а» и ВТ22 (б) в зависимости от
температури нагрева под закалку- 317
ности выделений в распавшейся p-фазе (рис! 197,(5), что,
вероятно, и является причиной повышения прочности
сплава в результате длительного нагрева и приложения
напряжения при исследованной температуре. Следует
отметить, что изменение микроструктуры в связи с дли¬
тельностью нагрева и величиной напряжения под опти¬
ческим микроскопом весьма незначительно. Путем
рентгеноструктурного анализа удалось обнаружить не¬
которое обогащение р-фазы р-стабилизирующими
элементами по мере увеличения продолжительности на¬
грева и повышения напряжения, что проявилось в
уменьшении параметра p-решетки и некотором умень¬
шении количества р-фазы.Сплав ВТ 16*. Сплав ВТ 16 является высокопрочным
термически упрочняющим сплавом мартенснтного типа с
/Сц=0,8. Его химический состав: 1,6—3,8% А1; 4,5—5,5%
Мо; 4,0—5,0% V. Он содержит сравнительно небольшое
количество алюминия, что несколько повышает проч¬
ность и жаропрочность и позволяет сохранить высокую
пластичность сплава в отожженном и закаленном со¬
стояниях. Из-за относительно большого содержания мо¬
либдена и ванадия сплав эффективно упрочняется при
закалке и старении. Выбранное содержание молибдена и
ванадия определяет также хорошую свариваемость спла¬
ва и обеспечивает высокую пластичность сварного со¬
единения непосредственно после сварки [31, 33, 37, 38].Температура а+р^р-перехода колеблется в интер¬
вале 820—870° С. Алюминий и кислород в сплаве ВТ16
несколько повышает температуру Ас3, а молибден и ва¬
надий снижают ее. На рис. 198 приведено влияние алю¬
миния, молибдена, ванадия, кислорода и водорода на
температуру a+p^p-перехода сплава ВТ16.В отожженном сплаве количество p-фазы составляет
примерно 25—30%. При закалке сплава из р-области
P-фаза не может быть зафиксирована и претерпевает
превращение в мартенситную <х"-фазу. При закалке
сплава с температур ниже «критической» может быть
зафиксировано до 70% метастабильной р-фазы.Структура сплава ВТ 16, закаленного в воде с темпе¬
ратуры около 790°С (критическая температура), состо¬*	Моисеев В. Н., Г лаз у нов С. Г., Соколиков К. И. Авт. свид.
№ 441322.- «Открытия, изобретения, пром. образцы п тов. знаки»,
1974, № 32.318
ит из метастабильной p-фазы, обедненной ванадием и
молибденом, и a-фазы. При этом p-фазы больше, чем
а-фазы.При закалке с температур выше критической р-фаза
претерпевает превращение в мартенситную а"-фазу. Схе¬
ма изменения фазового состава сплава ВТ16 при повы¬
шении температуры нагрева под закалку представлена
на рис. 199.Для определения количества и степени обеднения
P-стабилизирующими элементами метастабильной р-фа-
зы В. Н. Моисеевым предложен аккустический метод ис¬
следования, основанный на том, что скорость распрост¬
ранения ультразвука и коэффициент затухания ультра¬
звуковых колебаний в металле связаны с фазовым
составом a-f р-титановых сплавов.На рис. 199 представлены результаты выполненного
В. Н. Моисеевым, А. Г. Косариным, М. И. Чугуновым,
Е. В. Знаменской исследования аккустических характе¬
ристик титановых сплавов с различным соотношением
а- и p-фаз после закалки в воде с различных температур
в сопоставлении с их фазовым составом, установленным
рентгеноструктурным анализом.Охлаждение с печью со скоростью 2—3 град/мин, как
показали рентгеноструктурные исследования, позволяет
получить относительно стабильную a+p-структуру
сплава. При резком охлаждении с высоких температур
в сплаве ВТ 16 фиксируются метастабильные р- и а"-фа-
зы, которые при изотермическом нагреве претерпевают
превращение. Распад метастабильной p-фазы в сплаве
ВТ 16 происходит по той же схеме, что и в сплаве ВТ 14.
Фаза а распадается по схеме:a ► a -j- аобогащ “*■ a 4" Рперавновес "*■ a 4" Р ■Как и в сплаве ВТ14, метастабильные фазы в сплаве
ИТ 16 могут претерпевать превращение под влиянием
пластической деформации.Термическая обработка сплава ВТ 16 производится
для придания ему высокой пластичности, необходимой
для осуществления пластической деформации в холод¬
ном состоянии, для получения высокой прочности и жа¬
ропрочности. Отжиг сплава ВТ 16 после холодной, а в
некоторых случаях и горячей деформации для устране¬
ния остаточных напряжений, разупрочнения, преобразо¬
вания структуры из волокнистой в равноосную и т. д. ос¬319
нован на процессах возврата и рекристаллизации. На¬
грев металла в однофазной p-области ведет к резкому
росту зерна. Поэтому отжиг сплава ВТ16 надо прово¬
дить при температурах, соответствующих области а+Р,
так как зерно, выросшее в результате отжига, может
быть измельчено только с помощью последующей плас¬
тической деформации.В зависимости от температуры отжига и скорости
охлаждения в сплаве ВТ16, как и в других двухфазных
а+Р-титановых сплавах, изменяется соотношение а- и
P-фаз, а следовательно, и свойства. Скорость охлажде¬
ния с температуры отжига определяет условия образо¬
вания в структуре сплава промежуточных фаз, сопут¬
ствующих реакции p-^-a-превращения. Эти промежуточ¬
ные фазы оказывают весьма большое влияние на
свойства сплава.Изменение механических свойств сплава ВТ16 в зависимости от
температуры отжига и скорости охлаждения с температуры отжиги
представлено на рис. 200. Механические свойства определяли на га¬
гаринских образцах, изготовленных из прутка диаметром 12 мм. Про
должительность отжига прутков при соответствующей температуре
составляла 1 ч. Исходным материалом являлись прутки, кованые к
а+p-области. На рис. 200, а приведено изменение механических
свойств сплава ВТ16 в зависимости от температуры отжига с поело
дующим охлаждением с печью со скоростью 2—3° С/мин. С увеличе¬
нием температуры отжига (с последующим медленным охлаждением)
происходит непрерывное снижение характеристик прочности (времен¬
ного сопротивления и предела текучести). Характеристики пластично¬
сти с увеличением температуры отжига до 800°С растут из-за сня¬
тия наклепа, а дальнейшее повышение температуры до 850° С и выше
приводит к их снижению, вызванному переходом сплава в однофа і
ную P-область и интенсивным ростом зерна.Изменение микроструктуры сплава в зависимости от
температуры отжига при скорости охлаждения
2—3°С/мин представлено на рис. 201. Под оптическим
микроскопом микроструктура сплава ВТ16, отожженной»
при температурах до 750°С с последующим медленным
охлаждением, представляет собой дисперсную смесь а
и p-фаз (рис. 201,а). Отжиг в а+р-области при боліт
высоких температурах сопровождается незначительным
ростом микрозерна тем большим, чем выше температури
Отжиг при температурах p-области и последующее мед
ленное охлаждение дают крупнозернистую структуру
пластинчатого типа (рис. 201,6).При более резком охлаждении сплава с температуры
отжига имеет место иной характер изменения свойсти п320
зависимости от температуры. Так, при охлаждении спла¬
ва ВТ 16 с температуры отжига на воздухе (см. рис.
200, б) характеристики прочности растут, начиная с тем¬
пературы отжига 700° С. Характеристики пластичности
остаются достаточно высокими после отжига при тем¬
пературах не выше 800° С, а затем начинают резко сни¬
жаться. Такой характер изменения механических свойств
связан, по-видимому, с частичным распадом метаста-бд • ^02'
МПа'Т.%700 800 900 700 800 900 700 800 900
Температура нагрева,°СРис. 200. Изменение механических свойств сплава ВТ16 (пруток диаметром
12 мм) в зависимости от температуры нагрева и скорости охлаждения:а — охлаждение с печью со скоростью 3 град/мин; б—на воздухе: в —в водеРис. 201. Микроструктура сплава BTI6 (пруток диаметром 12 мм) после от¬
жига при различных температурах и охлаждения с печью со скоростью3 град/мин:а — 750: б — 850° С. Х50021-264321
сильных фаз при охлаждении на воздухе. При охлажде¬
нии на воздухе скорость охлаждения недостаточна для
полной фиксации (3-фазы и происходит частичный ее
распад с образованием дисперсных выделений, упрочня¬
ющих сплав.Изменение микроструктуры сплава ВТ 16 под оптиче¬
ским микроскопом в зависимости от температуры отжига
и последующего охлаждения на воздухе представлено на
рис. 202. Структура сплава ВТ16 после отжига при тем¬
пературах до 750—780°С представляет собой смесь а-
и p-фаз с микрозерном, близким к получаемому при
охлаждении с печью; при температурах а+р-области
вблизи точки Лс3 (800° С) практически отсутствует рост
микрозерна (рис. 202,а). Отжиг в p-области с последую¬
щим охлаждением на воздухе дает крупнозернистую, ти¬
пичную для сплавов мартенситного типа пластинчатую
структуру (рис. 202,6), отличную от пластинчатой струк¬
туры, получаемой при охлаждении с печью.Электронная металлография дает дополнительную
информацию по изменению структуры сплава ВТ16 при
отжиге с охлаждением на воздухе (рис. 203). Так, отжиг
при температурах до 750° С позволяет получить довольно
мелкозернистую смесь а- и p-фаз (рис. 203, а). Повыше¬
ние температуры отжига в а+р-области до 800° С сопро¬
вождается некоторой коагуляцией частиц первичной
a-фазы на фоне p-твердого раствора с различной стєпр-
нью распада (рис. 203,6).Отжиг с охлаждением на воздухе из p-области (рис.
203, в, г) дает пластинчатую структуру, при этом с повы¬
шением температуры отжига протяженность и толщин и
пластин увеличиваются.Для придания сплаву ВТ16 хорошей пластичності!
рекомендуются два вида отжига. Отжиг, обеспечиваю¬
щий умеренную прочность и пластичность, проводится
при температурах около 750° С с последующим охлажде¬
нием на воздухе. Его можно рекомендовать как межопс-
рационный для снятия нагартовки холоднокатаных
листов и для отжига готовых изделий.Отжиг, обеспечивающий максимальную пластичность
и минимальную прочность, осуществляется при темпе¬
ратурах вблизи 780° С с последующим охлаждением с
печью со скоростью 2—3 град/мин до 450—400° С, а затем
на воздухе. Такой отжиг проводят перед большой хо¬
лодной деформацией, например глубокой вытяжкой.322
Рис. 202. Микроструктура сплава ВТ16 (пруток диаметром 12 мм) после от¬
жига при различных температурах и охлаждения на воздухе:
а —800: б— 850° С. Х500Рис. 203. Структура сплава ВТ16 (пруток диаметром 12 мм) под электронным
микроскопом после отжига при раздячных температурах и охлаждения на
иоэдухе:а — 760; 6—800; в— 850; г — 900° С, Х1000021*323
830—850°С в структуре сплава образуется в основном
мартенситная а"-фаза, при распаде которой также обра¬
зуются дисперсные а- и Р-фазы, упрочняющие сплав.
В сплаве, закаленном с промежуточных температур, в
структуре присутствуют одновременно метастабильиые
р- и а"-фазы и упрочнение в данном случае будет опре¬
деляться распадом обеих фаз.Изменение фазового состава сплава ВТ16 в зависи¬
мости от температуры нагрева под закалку и времени
старения приведено в табл. 52.При всех исследованных режимах старения распад
метастабильной р-фазы протекал достаточно полно и
количество а- и p-фаз стало примерно одинаковым. Уве¬
личение продолжительности старения от 4 до 16 ч ведет
к уменьшению параметра элементарной ячейки р-фазы,ЧЩс ~т.~А'Мкг.* -.і^89t4kl A."i ь w ці)Г* «1 1 1 Jr/Г.- іbjLi, T ‘d4 -aSj_ ^ V "«ЗИКИу <VV _N .■ §Рис. 204. Микроструктура
(пруток диаметром 12 мм
после закалки в воде с
температур:а — 750; б — 800: в — 850’ С. У ВОЛ326
Рис. 205. Структура сплава BTI6
(пруток диаметром 12 мм) под
электронным микроскопом после
закалки в воде с различных темпе¬
ратур:а — 700; б — 800; в — 900° С,
XI0000что свидетельствует об обогащении ее молибденом и
ианадием. Наиболее обогащена р-стабилизаторами
1Н>аза после старения в течение исследованного времени
при 500° С. При 450° С распад метастабильной р-фазы не
происходит полностью и она остается еще обедненной
^•стабилизаторами. Изотермический нагрев при 550° С
ишыпает полный распад метастабильной р-фазы, но
пиГжлизированная p-фаза содержит меньшее количест-
ип ианадия и молибдена, чем равновесная p-фаза, полу-
•ичщая при более низких температурах. Это соответству-
|Ч' диаграммам состояния Ti—Al—Мо и Ti—Al—V
68, 69).•	In рис. 206 показано изменение механических свойств сплава
ИГ Пі, закаленного на p-фазу и на а"-фазу в зависимости от темпе¬
ри iyinj и продолжительности старения в широком интервале режимов.V сплава, закаленного на 0-фазу (730°С), уже старение при
'ЛИП’, сопровождается повышением прочности сплава. Сплав, зака-
■M’liiiull на а"-фазу (830° С) и состаренный при 250° С, еще не имеет
Пн.'імппп) повышения прочности. Максимальная прочность сплава, за-327
ТАБЛИЦА 52ФАЗОВЫЙ СОСТАВ СПЛАВА ВТ16 В ЗАВИСИМОСТИ ОТ ТЕМПЕРАТУРЫ
НАГРЕВА ПОД ЗАКАЛКУ, ТЕМПЕРАТУРЫ И ВРЕМЕНИ СТАРЕНИЯТермическая обработкаФазовыйсоставПараметр эле¬
ментарной ячей-Оки P-фазы, АЗакалка 750 °С, 1 ч в водеР>а-То же + старение 450 °С, 4 чР«а3,268» » » 450 °С, 16 чР«а3,260» » » 500 °С, 4 чР«а3,249» » » 500 °С, 16 чР«а3,245» » » 550 °С, 4 чР«а3,266» » » 550 °С, 16 чР«а3,257Закалка 800 °С, 1 ч в водеР>а"»а—То же + старение 450 °С, 4 ча">а—» » » 450 °С, 16 ча">а—» » » 500 °С, 4 ча»Р3,252» » » 500 °С, 16 ча«Р3,256» » » 550 °С, 4 ча>Р3,264» » » 550 °С, 16 ча«Р3,250Закалка 850 °С, 1 ч в водеа"»р—То же + старение 450 °С, 4 ча"—» » » 450 °С, 16 ча"—» » » 500 °С, 4 ча»Р3,252» » » 500 °С, 16 ча>Р—» » » 550 °С, 4 ча>р3,256» » » 550 °С, 16 ча>Р—каленного на p-фазу, достигается после старения в течение 16 и 64 ч
при 350° С. Сплав, закаленный на а"-фазу, достигает максимальной
прочности после старения в течение 64 ч при 400° С, в течение 16 ч
при 450° С, в течение 4 ч при 500° С. Это указывает на большую
стабильность а"-фазы по сравнению со стабильностью P-фазы у спла¬
ва ВТ16. Такое утверждение подтверждается еще и тем, что при
перестаривании при 500° С и выше сплав, закаленный на а"-фазу,
разупрочняется медленнее, чем закаленный на p-фазу. Следует считать,
что, как и у сплава ВТ14, у сплава ВТ16 упрочнение, полученное за¬
калкой на а"-фазу старением, будет сохраняться при более высоких
температурах, чем упрочнение закалкой па p-фазу и старением.Металлографические исследования под оптическим
микроскопом показывают, что упрочняющая термическая
обработка в интервале принятых в промышленности
температур не оказывает заметного влияния на структу¬
ру сплава. Исходная структура при световых увеличени¬
ях изменяется незначительно после закалки с 770—830° С,
находящихся в а+р-области, и старения в интервале
300—600° С в течение 4—64 ч.328
бд, МПаТемпература старения, °СРис. 206. Изменение временного сопротивления сплава BTI6 (пруток диамет¬
ром 12 мм), закаленного с 830 (сплошные линии) и 790° С (штриховые линии)
в зависимости от температуры и продолжительности старенияРис. 207. Структура сплава ВТ16 (пруток диаметром 12 мм) под электронным
микроскопом после закалки в воду с 790° С и старения по различным режи¬
мам;0-300° С. 16 ч; 6 — 400° С, 16 ч; е-500°С, 16 ч; г - 600° С. 16 ч329
Рис. 208. Промышленная шкала микроструктур отожжениого прутка из сплава330
ВТ16, Х500 (при печати рисунок уменьшен в V» раза)331
Рис. 209. Промышленная шкала типичных микроструктур закаленного в соста-332
гренного прутка из сплава ВТіб, Х500 (при печати рисунок уменьшен в 4/а раза)333
Под электронным микроскопом в сплаве ВТ 16, как и в
других титановых сплавах мартенситного типа, можно
довольно четко наблюдать процесс распада метастабиль-
ных фаз (рис. 207). В зависимости от температуры и
продолжительности старения видна та или иная степень
дисперсности частиц, сформировавшихся в результате
превращения метастабильных фаз. Обычно распад мета-
стабильных фаз в сплаве ВТ16 начинает наблюдаться
при температурах старения 350—400° С. Дисперсные
частицы в достаточной степени коагулируют при темпе¬
ратурах 600—650° С (см. рис. 207).Исследование микроструктуры под электронным мик¬
роскопом позволяет установить не только стадию дис¬
персного распада, но и температуру, с которой осущест¬
влялась закалка. На микроструктурах четко просматри¬
ваются поля первичной а-фазы, не подверженной
распаду при старении, доля которой уменьшается с повы¬
шением температуры нагрева под закалку.В заключение остановимся на эталонных микрострук¬
турах, принятых в промышленности для контроля полу¬
фабрикатов. Титановый сплав ВТ16 предназначается
главным образом для изготовления деталей крепления —
болтов, винтов, заклепок и т. п. Основным видом полу¬
фабриката, изготавливаемого из этого сплава, является
пруток диаметром от 4 до 20 мм, полученный прокаткой
или волочением.Промышленность поставляет два вида продукции:
пруток, отожженный для холодной высадки болтов, и
пруток, термически упрочненный (после закалки и старе¬
ния) для изготовления деталей крепления.Шкала типичных микроструктур отожженного прутка
(отжиг 780° С, 2 ч в вакуумной печи) приведена на
рис. 208. Структура подразделяется на баллы, отражаю¬
щие размер микрозерна, и каждый балл делится на типы,
отражающие вид внутризеренного (а, б, в) строения.
Обычно принято считать, что допустимыми структурами
являются микроструктуры типов 1—3 настоящей шкалы.
Для прутков, применяемых в термически упрочненном
состоянии, пользуются шкалой микроструктур, представ¬
ленных на рис. 209. Здесь допустимыми структурами яв¬
ляются микроструктуры типов 1—4. Во всех случаях
определяющим в эталонах микроструктур является раз¬
мер микрозерна, который, как правило, определяет и
характер внутризеренного строения.334
5.	ТИТАНОВЫЕ а+р-СПЛАВЫ
ПЕРЕХОДНОГО КЛАССА1К сплавам переходного класса относятся титановые спла¬
вы на основе а- и p-твердых растворов, которые в ста¬
бильном состоянии содержат от 25 до 50% p-фазы, а при
резком охлаждении с температур р-области сохраняют
p-структуру, которая может в большей или меньшей
степени претерпевать р-^м-превращение. Эти сплавы
охватывают концентрационную область от критического
до несколько закритического состава, определяемую=l,0-f-1,4 [1,2].Сплавы этого класса обладают высокой гетерогенно¬
стью структуры (высокая дисперсность смеси а- и р-фаз
в связи с примерно одинаковым их количеством в струк¬
туре сплава), отличаются максимальным эффектом
упрочняющей обработки, прокаливаются в достаточно
больших сечениях.Промышленный титановый сплав переходного класса марки ВТ22
содержит 5% А1—5% Мо—5% V—1% Сг—1% Fe. Таким образом,
сплава доведен до 1,2, а а- и p-твсрдые растворы достаточно сильно
упрочнены AI, Мо, V, Сг, Fc. Это обеспечивает сплаву ВТ22 сравни¬
тельно высокую прочность (Стк^ 1100 МПа) на крупногабаритных по¬
луфабрикатах с разнозернистой и грубой микроструктурой при сту¬
пенчатой термической обработке без закалки в воде. В полуфабрика¬
тах сплава с мелкозернистой равномерной структурой (прутки диа¬
метром до 60 мм, изотермические штамповки н т. п.) гарантируется
Ств= 1300-ь 1400 МПа.В последние годы на сплавы переходного класса было обращено
внимаппе и за рубежом. Сплав Ті 17. содержащий 5% А1—4% Мо—
4% Сг—2% Sn—2% Zr и аналогичный по назначению сплаву ВТ22,
рассматривался как весьма перспективный. Следует отметить, что за¬
рубежный титановый сплав «Р-ІІІ» н его отечествснпый аналог ВТЗО
(Ті—11,5%Мо—Sn—Zr), также могут быть отнесены к титановым
сплавам переходного класса (у них Ар = 1,15). Существенным отли¬
чием сплавов «Р-ІІ1» и ВТЗО от сплава ВТ22 и Ті 17 является весьма
умеренная прочность и высокая пластичность а- и p-твсрдых ра¬
створов.Сплав ВТ22*. Сплав ВТ22 является двухфазным
а+Р-сплавом, по составу близким к критическому; Его
химический состав: 4,5—5,9% А1; 4,0—5,5% Мо; 4,0—
5,5% V; 0,5—2,0% Сг; 0,5—1,5% Fe. Особенность сплава
заключается в возможности образования достаточно1 Автор раздела В. Н. ДОонсеев.*	Написано с участием Е. В. Знаменской.335
Рис. 210. Влияние легирующих
элементов на температуру
а+3^ P-перехода сплава ВТ22большого количества w-фазы в процессе некоторых ре¬
жимов термической обработки. При закалке сплава ВТ22
может быть зафиксировано до 100% Р-фазы [4, 31, 36,
39—42].Температура (а+р^р).перехода сплава ВТ22 колеб¬
лется в интервале 840—870° С. Алюминий и кислород в
сплаве ВТ22 резко повышают температуру Лез (рис. 210).
Также, но в значительно меньшей степени, влияет угле¬
род. Молибден, ванадий, железо и хром понижают темпе¬
ратуру полиморфного превращения.Изменение микроструктуры сплава ВТ22 (кованый
пруток диаметром 12 мм) в зависимости от температуры
закалки вблизи границы а+Р ^p-перехода показано на
рис. 211. Структура сплава, закаленного из а+р-области,
представлена мелкими частицами a-фазы на фоне р-мат-
рицы, причем по мере повышения температуры закалки
частицы a-фазы укрупняются, коагулируют, расстояние
между ними увеличивается, а количество p-фазы увели¬
чивается по сравнению с количеством a-фазы. При за¬
калке с температуры выше температуры a+p^p-пере-
хода структура представляет собой p-фазу в форме круп¬
ных равноосных зерен.Фазовый состав сплава ВТ22, закаленного из а+Р-об-
ласти, представлен нестабильной p-фазой и некоторым336
лг**Рис. 211. Изменение микро¬
структуры сплава ВТ22 в зави¬
симости от температуры нагре¬
ва под закалку:а - 820° С, I ч, вода; б - 850° С.
1 ч, вода; в — 880° С, 1 ч. водаколичеством остаточной a-фазы, которой тем меньше,
чем ближе температура нагрева под закалку к темпера¬
туре а+р->-р-перехода (рис. 212).При охлаждении сплава на воздухе, по крайней мере,
для прутка диаметром 12 мм сохраняется большое коли¬
чество p-фазы. Увеличение ее параметра (табл. 53) сви-ТЛБЛИЦА 53ИЗМЕНЕНИЕ ПАРАМЕТРА (А) 3-ФАЗЫ В СПЛАВЕ ВТ22
В ЗАВИСИМОСТИ ОТ ТЕМПЕРАТУРЫ НАГРЕВА
И СКОРОСТИ ОХЛАЖДЕНИЯ	Условия охлажденияТемпература нагрева, °С650700750800850С печью	На воздухе . . .
В воде 	3.215
3,2323.2163,2243,2413,2283,2263,2393,2493,2413,2423,2513,24722-264337
Рис. 212. Изменение фазового со¬
става сплава ВТ22 в зависимости
от температуры нагрева после ох¬
лаждения с печью (/>. на воздухе
(2) и в воде (3)Рис. 213. Микроструктура сплава ВТ22 в отожженном состоянии (750° С I ч
охлаждение с печью) деформация при температурах а+Р-области:а—лист, толщиной 2,0 им; б—пруток диаметром 30 мм (начало деформа¬
ции при температурах 0-области, окончание в а+Р-области); в— пруток диа¬
метром 100 мм, деформация при температурах Р области
Температура нагреВа,°СРис. 214. Изменение механических свойств сплава ВТ22 (пруток диаметром
12 мм) в зависимости от температуры нагрева с последующим охлаждением
п воде (/), на воздухе (2) и с печью (3)22*
детельствует о пересыщении p-фазы легирующими эле¬
ментами и подтверждает возможность закалки материа¬
ла на воздухе.После отжига при 700—750° С с последующим охлаж¬
дением с печью (скорость 2—3 град/мин) сплав содержит
20—30% а-фазы и 80—70% p-фазы. Микроструктура
после такого отжига для различных полуфабрикатов
представлена на рис. 213.[_Скорость охлаждения с температуры нагрева для
сплава ВТ22 имеет особенно большое значение. В про¬
цессе охлаждения с различными скоростями меняется
форма, размеры и степень легирования а-фазы, ее коли¬
чество, что непосредственно сказывается на механических
свойствах. На рис. 214 приведено изменение механиче¬
ских свойств сплава ВТ22 в зависимости от температуры
нагрева и скорости охлаждения.Временное сопротивление разрыву сплава с повыше¬
нием температуры закалки в пределах а+р-области
снижается. Это связано с увеличением количества Р-фазы
в сплаве и некоторым ростом зерна. Временное сопротив¬
ление разрыву и предел текучести сплава в закаленном
состоянии не зависят от температуры нагрева под закал¬
ку в р-области (850—1100°С). Пластичность (г|5, б) со¬
храняется высокой после закалки с температур а+р-об-
ласти и незначительно снижается после закалки из
P-области. Ударная вязкость сплава, закаленного из
а+р- и p-областей, примерно одинаковая, а чувствитель¬
ность к трещине закаленного из p-области сплава зна¬
чительно уменьшается.При охлаждении сплава на воздухе и с печью после
нагрева в а+р-области значительных изменений меха¬
нических свойств по сравнению с вышерассмотренным
закаленным состоянием не происходит. Однако, если
температура отжига выше a+p^p-перехода, сплав ста¬
новится чрезвычайно чувствительным к скорости охлаж¬
дения. Самым неблагоприятным сочетанием механиче¬
ских свойств (небольшой прочностью при минимальной
пластичности) обладает сплав после охлаждения на воз¬
духе. Видимых изменений в структуре сплава, охлажден¬
ного на воздухе, по сравнению с закаленным состоянием
не обнаружено. Однако, по всей видимости, в p-фазе при
охлаждении на воздухе происходят определенные изме¬
нения, приводящие (при уменьшении скорости охлажде¬
ния по мере понижения температуры) к ее распаду на340
а- и Р-фазы. Эти изменения и определяют охрупчивание
сплава в этом состоянии.При уменьшении скорости охлаждения (охлаждение
с печью со скоростью 3—4 град/мин) создаются условия,
способствующие распаду Р-фазы; структура сплава, ох¬
лажденного медленно с температур p-области, представ¬
лена а- и p-фазами, причем a-фаза присутствует в виде
тонких пластин. Размеры зерна, величина пластик увели¬
чиваются с уменьшением скорости охлаждения с темпе¬
ратур нагрева, а также с увеличением температуры или
времени выдержки при температурах нагрева (рис. 215).Одним из существенных резервов повышения пласти¬
ческих свойств сплава является медленное охлаждение
полуфабрикатов после горячей деформации.Для обработки промышленных полуфабрикатов из этого сплава
разработан следующий режим термической обработки, позволяющий
обрабатывать все виды полуфабрикатов с размером зерна до
1000 мкм, независимо от их сечения и технологии производства: на¬
грева при 830—850° С в течение 1—3 ч, охлаждение с печью до
750° С, выдержка 1—2 ч, охлаждение на воздухе (в воде), затем на¬
грев при 480—630° С в течение 2—4 ч, охлаждение на воздухе. Пер¬
вая ступень термической обработки проводится вблизи температуры
а + р^ер-перехода с целыо стабилизации структуры. Затем сплав
медленно охлаждают до 750° С и выдерживают при этой температуре
для получения заданного фазового состава. При 750° С p-фаза в спла¬
ве ВТ22 имеет высокую стабильность и фиксируется даже при охлаж¬
дении на воздухе. Для получения повышенной прочности (более
1300 МПа) применяется охлаждение в воду с последующим старе¬
нием при 480—630° С. Температуру последней ступени выбирают вРис. 215. Структура сплава BT22 после нагрева в течение 8 ч при 900° (а)
и 1000° С (б) с последующим охлаждением с печью. Х100341
342
343
зависимости от уровня прочности, на который обрабатывается данный
полуфабрикат.Механические свойства полуфабрикатов из сплава
ВТ22 в значительной степени определяются их микро¬
структурой. При этом одним из основных структурных
параметров является размер и тонкое строение микро¬
зерна, которые зависят от технологических параметров
горячего деформирования (качества исходной заготовки,
температуры и степени деформации и т. п.). Термическая
обработка по рекомендуемым для сплава ВТ22 режимам,
как правило, не приводит к существенному изменению
размера зерна.Оценка балльности микроструктуры осуществляется
по среднему размеру микрозерна с оценкой по 8-балль¬
ной шкале микроструктур (рис. 216). В зависимости от
формы зерна принято различать неравноосную структу¬
ру, ориентированную в направлении преимущественного
течения металла в процессе горячей деформации, и струк¬
туру, в которой нет преимущественной ориентации р-зерна
в том или ином направлении. Примером неравноосной
структуры можно считать структуру балла 2—4. Такая
структура характерна для горячекатаных прутков, тон¬
костенных штамповок. Структура плит отличается еще
большей ориентацией в направлении деформирования и
приобретает полосчатое строение. К равноосной струк¬
туре относится структура, отвечающая баллу 5—8. Она
характерна для крупногабаритных штамповок и поковок.Различают также структуру нерекристаллизованную
и рекристаллизованную. Нерекристаллизованная струк¬
тура, например, такая, какая представлена на рис. 217,
имеет зерна неправильной формы с сильно разветвлен¬
ными границами. Окантовка зерен граничной а-фазой
тонкая, несплошная или прерывистая. Внутризеренное
строение тонкопластинчатое, толщина пластин зависит
от режима термической обработки и от скорости охлаж¬
дения с температур нагрева. Рекристаллизованная струк¬
тура (рис. 217,6) имеет зерна относительно правильной
формы с утолщенной на границах a-фазой. Внутризерен¬
ное строение грубопластинчатое. Вышеназванные струк¬
туры получены после стандартного режима отжига по
ступенчатому режиму. Неполная рекристаллизация при¬
водит к разнозернистости металла.На рис. 218 показано, что с увеличением размера
зерна уменьшаются относительное сужение и предел344
Рис. 217. Типичная структура штамповок из сплава ВТ22, Х500:
а — нерехрнсталлиэованиая; б — рскристаллнзованнаязоооІ 2500
іс 2000%% б.,, МПа1500-60~50050—45040--400С \30—~ 20-3501 і 1 \100500 500Диаметр fl-зерна, мкмРис. 218. Изменение механи¬
ческих свойств сплава ВТ22
в зависимости от величины
зерна700Рис. 219. Структура сплава ВТ22 в закаленном (а) и состаренном состоянии
(800° С, 1 ч, в воду, старенне 520° С, 16 ч) (б), Х1000
усталости гладких образцов. Однако такая характери¬
стика металла, как К\с, растет с увеличением размера
зерна. Интенсивно продеформированный материал, имею¬
щий микрозерно порядка 30—50 мкм, обладает высокими
пластическими свойствами при растяжении (ф=50-т-
4-58%) и высокие значения предела выносливости (<т_і=
=500 МПа), однако коэффициент интенсивности напря¬
жения при плоской деформации такого материала невы¬
сокий порядка 2000 МПа. По-видимому, оптимальным
сочетанием должна обладать структура с величиной
микрозерна порядка 400—500 мкм.Изменение фазового состава в результате старения в
течение 16 ч сплава, закаленного с 800, 850 и 920° С,
представлено в табл. 54. Фаза р фиксируемая закалкой
от этих температур, распадается с образованием со-фазы,
поэтому на практике низкотемпературное старение не
может быть использовано, так как распад через ш-фазу
приводит к охрупчиванию. При 450—600° С происходит
перераспределение легирующих элементов между а- и
р-фазами, что приводит к стабилизации последней. Пара¬
метр решетки p-фазы при старении существенно умень-Ошается (ар=3,22 А) вследствие обогащения p-фазы ле¬
гирующими компонентами.ТАБЛИЦА ИИЗМЕНЕНИЕ ФАЗОВОГО СОСТАВА ЗАКАЛЕННОГО СПЛАВА ВТ22
В ЗАВИСИМОСТИ ОТ ТЕМПЕРАТУРЫ СТАРЕНИЯ В ТЕЧЕНИЕ 16 'Темпера¬Температура старения, °Стура за¬
калки, °С20300 |35040045050(1550600800850920Р+а1Рм+®Рм+“+ар«*+<оРм+а+й>Ры+ШРм+аРм+аа+РмРм+аРм+ар+аРм+аР+аР+аР+аСІР:-а
-а
-аСтруктура сплава, упрочненного путем закалки с тем¬
ператур а+р-области и старения, состоит из.а-фазы, ко¬
личество которой зависит от температуры закалки, и дис-
персноупрочненного p-твердого раствора (рис. 219).
Степень дисперсности а-частиц, упрочняющих р-фазу,
зависит главным образом от температуры и времени ста¬
рения.Особенно важно отметить, что только материал с рав¬
ноосной и мелкозернистой структурой перспективен для346
обработки на высокий уровень прочности путем упроч¬
няющей термической обработки. Для материала крупно¬
зернистого эта возможность ограничена. На рис. 220
представлено изменение пластичности сплава со струк¬
турой мелкозернистой (зерио менее 30 мкм) и крупно¬
зернистой (зерно до 500 мкм) в зависимости от увеличе¬ние. 220. Изменение пластичносте
сплава в зависимости от уровня
предела прочности н величины мак¬
розерна:/ — верхняя технологическая грани¬
ца (балл 1—2 зерна); 3 — нижняя
технологическая граница (балл б
зерна)ния предела прочности сплава. Кривая 2 изменения пла¬
стичности крупнозернистого металла является как бы
нижней технологической границей. Она отражает качест¬
во материала крупногабаритных полуфабрикатов.
Качественный мелкозернистый металл, приближающийся
по свойствам к «верхней технологической границе», обе¬
спечивают прогрессивные технологические процессы, в
частности прокатка, прессование, изотермическое дефор¬
мирование в а+р-области.6.1ІСЕВДО-Р- И Р-ТЫТАНОВЫЕ СПЛАВЫ'К этому классу сплавов относятся высоколегированные
P-стабилизирующими элементами титановые сплавы на г
основе p-твердого раствора, структура которых в р-ста-
билизированном состоянии представлена p-фазой и не¬
большим количеством а-фазы.Благодаря достаточно высокой стабильности р-фаэгы
структура этих сплавов (даже в больших сечениях 150—
200 мм) после отжига при температурах выше a-fp/p-ne-
рехода и последующего охлаждения на воздухе представ¬
лена только p-твердым раствором. Их технологическая1 Автор раздела В. Н. Моисеев.347
обработка (деформирование) проводится в метастабиль-
ном p-состоянии и поэтому их часто называют р-сплава¬
ми. Метастабильная p-фаза у сплавов этого класса меха¬
нически стабильна и претерпевает превращение лишь при
нагреве.Концентрационная область сплавов этого типа про¬
стирается от 1,6 до /(^2,6—2,8. В сплавах с этим
интервалом значений p-фаза при распаде дает замет¬
ный эффект упрочнения.Псевдо-Р-сплавы не столь эффективно упрочняются
путем закалки и старения, как сплавы переходного клас¬
са; тем не менее их прочность после закалки и старения
может достигать 1400—1500 МПа ири удовлетворитель¬
ных характеристиках пластичности. Меньший эффект
упрочнения при закалке и старении у сплавов этого типа
обусловлен меньшим количеством выделяющейся а-фазы
при старении по сравнению со сплавами критического
состава.Типичным представителем этой группы сплавов явился зарубеж¬
ный сплав марки B120VCA, содержащий 3% А1; 13% V и 11% Сг.
С. Г. Глазунов и Г. Н. Тарасенко разработали отечественный псевдо-
р-сплав ВТ15, в котором ваиадий был заменен на эквинялентное по
силе p-стабилизирующего действия количество молибдена. Позднее
М. А. Никаноровым также был предложен сплав аналогичного типа,
в котором только часть ванадия заменена молибденом. Все эти три
сплава имеют примерно одинаковый фазовый состав, физико-механи¬
ческие, эксплуатационные и технологические свойства.Ниже рассмотрены один из представителей псевдо-р-сплавов с
высоким содержанием эвтектоидообразующего элемента (11,5% Сг) —
сплав ВТ15, а также новый самозакаливающийся псевдо-р-титановый
сплав ВТ32, разработанный в последнее время.Сплав марки ВТ 15*. Сплав ВТ 15 является высоколе¬
гированным термически упрочняемым псевдо-р-сплавом.
Он содержит 2,3—3,5% А1; 6,5—7,5% Мо и 9,5—11,5% Сг,
имеет =2,4 [1, 31, 36, 37]. Алюминий введен в сплав
в небольшом количестве, не снижающем пластичности
сплава. Хром взят в качестве p-стабилизатора из эконо¬
мических соображений. Он значительно дешевле метал¬
лов группы изоморфных p-стабилизаторов (молибдена,
ванадия и др.).Способность сплава ВТ 15 к упрочняющей термической
обработке определяется тем, что он имеет термодинами-*	Написано с участием Г. Н. Тарасенко.348
Рис. 221. Микроструктура сплава BTI5 (лист 2,5 мм) после закалки в воду
или охлаждения на воздухе с различных температур, °С:а - 800; б - 900° С, X300Рис. 222. Микроструктура сплава ВТ15 (лист 2 мм) после отжига при различ¬
ных температурах и охлаждения с печью со скоростью около 3 град/мин;а - 600; б — 800“ С, Х300
чески нестабильную {3-фазу. Зафиксированный путем
закалки в воде или охлаждения на воздухе р-твердый
раствор при старении распадается с выделением дисперс¬
ных частиц а-фазы, что вызывает значительное увеличе¬
ние прочности и твердости сплава. Температура a-f-p-*-
-►p-перехода сплава колеблется в интервале 740—800° С.
Механические свойства и структура сплава ВТ 15 незна¬
чительно зависит от скорости охлаждения с температуры
отжига.Рассмотрим изменение микроструктуры сплава ВТ 15
в зависимости от температуры отжига и скорости охлаж¬
дения. Структура сплава ВТ 15, закаленного в воде с
различных температур, представлена на рис. 221. Струк¬
тура сплава, закаленного с температур до 700° С, состо¬
ит из р- и a-фаз. При закалке в воде с температур выше
750—800° С фиксируется только p-фаза. Заметный рост
зерна с повышением температуры наблюдается после
нагрева выше 850—900° С. Ярко выраженная текстура
листовых полуфабрикатов, полученных холодной прокат¬
кой, сохраняется при нагреве до точки Ас3.Микроструктура сплава ВТ15, отожженного при
различных температурах и охлажденного на воздухе,
близка к структуре сплава после закалки в воде. При
этом сохраняются все основные особенности изменения
фазового состава и величины микрозерна с повышением
температуры отжига.Рентгеноструктурные исследования сплава ВТ 15 после
охлаждения в воде и на воздухе с 800° С в течение I ч
дают возможность сделать заключение об идентичном
состоянии p-фазы (параметр кристаллической решетки
P-фазы равен 3,256 А) как после охлаждения в воде, так
и на воздухе. Таким образом, охлаждение на воздухе
сплава ВТ15 в небольших сечениях позволяет достичь
тех же результатов, что и закалка в воде.Отжиг сплава ВТ 15 с последующим охлаждением с
печью со скоростью 3 град/мин сопровождается частич¬
ным распадом твердого раствора, что хорошо видно нл
микрофотографиях (рис. 222).Сплав ВТ 15 после закалки в воде или охлаждении ил
воздухе склонен к упрочнению в процессе старения. Вы¬
деление a-фазы в процессе старения, как следует »п
табл. 55, сопровождается изменением параметров кри
сталлической решетки, что указывает на обогащение*
P-твердого раствора молибденом и хромом. Продукты350
распада твердого p-раствора на начальных стадиях ста¬
рения не обнаруживаются при рентгеноструктурном
исследовании. Это вызвано высокой дисперсностью выде¬
лений а-частиц.ТАБЛИЦА 55ФАЗОВЫЙ СОСТАВ СПЛАВА BT15, ТЕРМИЧЕСКИ ОБРАБОТАННОГО
ПО РАЗНЫМ РЕЖИМАМ(по данным М. И. Ермоловой и Е. И. Гуськовой)Режим термической обработки*Параметр крис¬
таллическое
орешетки, Лохлаж¬дающаясредатемпература
старения, ®Свремя вы-
держки,** чФазовый составВода400400450450450480480480480101004162510255007004-{Н-а(ыало)}+аірявм1"Гараэм4-ар+а3,2563.238
3,234
3,222
3,2123.1963.239
3,2003.196
3,185Воздух4804805070s-te.P+ttpajM3,2563,1963,187• Температура нагрева 800 °С, выдержка 1 ч.
*• Охлаждение па воздухе.Лишь на рентгенограммах сплава, подвергавшегося
старению при 400° С в течение 100 ч, при 450° С в тече¬
ние не менее 16 ч и при 480° С п течение не менее 10 ч
наряду с p-фазой обнаруживается и a-фаза. Процесс ста¬
рения идет примерно с одинаковой скоростью как после
закалки образцов в воду, так и после охлаждения на воз¬
духе.Изменение микроструктуры закаленного сплава ВТ15
в зависимости от температуры закалки, температуры и
продолжительности старения, можно хорошо проследить
на приводимой серии микрофотографий (рис. 223); при
распаде p-твердого раствора отдельные зерна начинают
темнеть. Процесс распада начинается не по всему объему851
Рис. 223. Микроструктура сплава BTI5 (пруток диаметром 12 мм) после за¬
калки в воде с 750 С (выдержка 1 ч) и старения:а — 450° С. 2 ч; б — 450° С. 4 ч; в — 550° С, 4 ч; г — 550° С, 16 ч, ХЗООРио. 224. Микроструктура сплава ВТ15 (лист 3 мм) под электронный микро¬
скопом после различной термической обработки:а — закалка в воду с 800° С; б — закалка в воде с 800° С. старение 500° С,
25 ч. Х10000
сплава, а сначала в наиболее термодинамически неустой¬
чивых зернах. Затем процесс распада постепенно охва¬
тывает весь объем металла. Для этого при температуре
старения 450° С достаточно 15 ч выдержки, а при 600° С—4 ч. Сравнивая структуры сплава ВТ 15, закаленного с
различных температур (750, 800, 900°С), но состаренных
по одинаковым режимам, можно установить, что распад
идет тем интенсивнее, чем выше температура нагрева под
закалку. Типичная микроструктура сплава ВТ15 под
электронным микроскопом после закалки, а также после
закалки и старения приведена на рис. 224.Сплав ВТ32 (опытный)1. При разработке нового псевдо-р-титано-
вого сплава ВТ32 была поставлена задача создать сплав, способный
упрочняться после охлаждения с температур нагрева под закалку со
скоростями, соизмеримыми со скоростью охлаждения печи вместе с
садкой (5—10°/мин), и последующего старения. Это в свою очередь
позволяет осуществлять термическую обработку нежестких крупно¬
габаритных конструкций, включая сварные, в аргоно-вакуумных печах
без переноса в закалочную среду путем охлаждения садки непосред¬
ственно с печью. Наиболее эффективно при такой термической обра¬
ботке упрочняются титановые сплавы с Лр =1,64-2,2, когда, с одной
стороны, происходит фиксация метастабильной P-фазы при малых
скоростях охлаждения, а с другой, распад такой метастабильной Р-фазы
при старении, что дает значительный эффект упрочнения. При мень¬
ших концентрациях р-стабнлизирующнх элементов в сплаве метаста-
бильная p-фаза не сохраняется и претерпевает превращение при
охлаждении, а при больших — P-фаза настолько стабильна, что не
распадается при старении, вследствие этого отсутствует эффект дис¬
персионного твердения.Разработанный самозакаливающийся титановый сплав ВТ32 со¬
держит: (2—4)% А1; (8—10)% Мо; (8—10)% V; (0,5—2,0) % Fe;
(0,5—2,0)% Сг [2,6]. Изменение фазового состава сплава ВТ32
(Ті—2,5% А1—8,5% Мо — 8,5% V—1,2% Fe—1,2% Сг) в зависи¬
мости от режимов термической обработки представлено в табл. 56.ТАБЛИЦА 56ФАЗОВЫЙ СОСТАВ СПЛАВА ВТ32 И ПАРАМЕТРЫ ЭЛЕМЕНТАРНОЯ
ЯЧЕЙКИ р-ФАЗЫ ПОСЛЕ ОХЛАЖДЕНИЯ С РАЗЛИЧНЫМИ СКОРОСТЯМИ
С РАЗНЫХ ТЕМПЕРАТУРСкоростьохлажденияТемпература, °С700750800850В водер+сс(3,210)Р+сс(3,235)Р(3,250)р(3,250)7 град/минР+сс(3,210)Р+а(3,235)р(3,245)Р<3,245)0,5 град/минР+сс(3,180)Р+а(3,170)Р+а(3,180)р+а(3,180)1 Написано с участием Л. Н. Терентьевой.
23—264353
Наиболее интересной особенностью сплава является то, что ме¬
тастабильная p-фаза, содержащая примерно одинаковое количество
p-стабилизирующих элементов, фиксируется как при охлаждении вТАБЛИЦА 67ФАЗОВЫЙ СОСТАВ СПЛАВА ВТ32 И ПАРАМЕТРЫ ЭЛЕМЕНТАРНОЙ
ЯЧЕЙКИ Р-ФАЗЫ ПОСЛЕ ОХЛАЖДЕНИЯ С РАЗЛИЧНЫМИ СКОРОСТЯМИ
С 780 °С И ПОСЛЕДУЮЩЕГО ИЗОТЕРМИЧЕСКОГО НАГРЕВАОхлаж¬дениес 780 °СИсходноесостояниеСтарение 4 ч при t, °С300400500550600 .В водеР+аP+aP+aP+aP+aP+a(3,24)(3,24)(3,22)(3,19)(3,18)(3,17)7 °С/минP+aP+aP+aP+aP+aP+a(3,24)(3.24Ї(3,23)(3,20)(3,18)(3,18)354
воде, так и при скорости около 7 град/мин (табл. 57). Лишь при ско¬
ростях охлаждения около 0,5 град/мин и менее образуется достаточно
стабильная р-фаза.Кинетика превращения метастабильной P-фазы как после охлаж¬
дения в воде, так и со скоростью 7 град/мин — идентична. ЗаметноеТАБЛИЦА 58МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА BT32 (ЛИСТ 1,5 мм)ПОСЛЕ ОТЖИГА ПРИ 780'С, ОХЛАЖДЕНИЯ С ПЕЧЬЮ
СО СКОРОСТЬЮ 7 "С/мин И СТАРЕНИЯ В ТЕЧЕНИЕ 4 чМеханическиеТемпература старения, °Ссвойства460470480500520сгв, МПа . .13551350134513151275% • • •8,04,57.011,515,0ГРис. 226. Микроструктура сплава
BT32 (лист 1.5 мм) после нагрева
и выдержки при 760° С в течение
различного времени и последующей
закалки в воде:а — исходное состояние; б — 2 ч:
в — 4 ч23*355
превращение р-фазы (изменение параметра решетки) начинается при
температурах выше 300° С и заканчивается при 500° С.Изменение микроструктуры сплава ВТ32 после закалки в воде с
температур несколько ниже точки Лс3 представлено на рис. 225.
Хотя определение температуры a-fp/p-перехода металлографическим
методом у титановых сплавов закритического состава и представляетРис. 227. Микроструктура сплава ВТ32 в отожженном (780° С. 2 ч) и тер¬
мически упрочненном состоянии после охлаждения до 500“ С с печью с раз¬
личными скоростями 3—10° С/мин) и последующего старения при 500° С в те¬
чение -1 ч. Х500: (при печати рисунок уменьшен в 3/г раза):а,	в, 0 — отожженный; б, е. д — термически упрочненный; ч, б—3. в, г —7;
д. «— 10 град/мнн35G
определенные трудности, как следует из рис. 225, ее можно четко на¬
блюдать в интервале между 750 и 760° С.Типичные микроструктуры сплава ВТ32 после отжига при 760° С
с различной выдержкой и последующего охлаждения в воде приве¬
дены на рис. 226. Во всех случаях структура сплава представляет
собой P-матрицу, в которой наблюдаются выделения a-фазы, количе¬
ство которой несколько возрастет по мере увеличения продолжитель¬
ности выдержки.Поскольку нас интересует в первую очередь поведение сплава
после медленного охлаждения и последующего старения, рассмотрим
изменение механических свойств после охлаждения со скоростью
7° С/мин с 780° С и последующего старения з интервале 460—520° С
в течение 4 ч. Как следует из представленных в табл. 58 данных,
сплав приобретает максимальную прочность после старения при 460—
480° С. Дальнейшее повышение температуры старения сопровождается
снижением прочности и повышением характеристик пластичности.На рис. 227 приведена микроструктура сплава ВТ32 в отожжен¬
ном и теруически упрочненном состоянии после охлаждения с раз¬
личной скоростью (3—10 град/мин) и последующего старения прн
500° С в течение 4 ч. Наблюдается определенная тенденция к повы¬
шению дисперсности частиц a-фазы в (5-матрице по мере увеличения
скорости охлаждения с температуры закалки в интервале 3—10
град/мин. Сплав ВТ32 весьма эффективно упрочняется и после ох¬
лаждения с более высокими скоростями и последующего старения.Сплавы, с р-структурой. Сплавы со стабильной p-структурой не
нашли широкого промышленного применения из-за отсутствия у них
каких-либо преимуществ перед другими сплавами, оправдывающих
их производство. Кроме того, такие сплавы отличаются повышенным
удельным весом, не могут подвергаться упрочняющей термической
обработке, как правило, весьма дороги из-за высокого содержания
таких легирующих элементов, как молибден, ванадий и некоторых
других.В литературе имеются сведения о некоторых полезных свойствах
стабильных р-титановых сплавов. Известен опытный р-титановый
сплав марки 4201, отличающийся повышенной коррозионной стой¬
костью в некоторых агрессивных средах. Это двойной сплав титана
с 33% Мо. Аналогичный сплав, содержащий 30% Мо, описан в за¬
рубежной литературе как коррозионностойкий сплав.Нами был разработан* и исследован титановый сплав со ста¬
бильной p-фазой, содержащий 25—30% Мо, 2—5% Nb и 0,1 —
3% AI, отличающийся повышенной кратковременной жаропрочностью
при температурах около 1000°С [2].Имеются данные о р-сплавах, легированных такими дешевым^
эвтектоидообразующими P-стабилизирующими элементами, как Fe,
Сг и др., в связи с чем эти сплавы могут быть доступны для про¬
мышленного применения.Микроструктура сплава Ті—30% Мо после отжига, закалки в
воде и длительного старения, представляет собой P-твердый рас¬
твор. Не удалось обнаружить образования второй фазы в сплаве
после длительного нагрева и при рентгеноструктурном исследовании.* Глазунов С. Г., Моисеев В. Н„ Чиненое А. М. и др. Авт. евнд.
№ 182890.— «Изобретения, пром. образцы и тов. знаки», 1966,
№ 12, с. 86.357
Глава VIIСТРУКТУРА И СВОЙСТВА
ЖАРОПРОЧНЫХ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ11. ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА
ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВЖаропрочные титановые сплавы по структуре делятся
на а (псевдо-а), (а+р), а-f-fJ-f- металлид. При создании
жаропрочных титановых сплавов в качестве легирующих
элементов используются, главным образом, элементы,
которые стабилизируют a-фазу, а именно: алюминий,
галлий (аналог алюминия) [1], цирконий и олово. Из
p-стабнлизаторов используются молибден и ниобий (изо¬
морфные p-стабилизаторы), а также хром, кремний —
эвтектоидообразующие элементы. Ванадий и марганец
в меньшей степени повышают жаропрочные свойства ти¬
тана, чем указанные выше p-стабилизирующие элемен¬
ты: поэтому они не используются при легировании жаро¬
прочных сплавов. В последнее время появились сплавы,
легированные вольфрамом и висмутом [4, 5].Преимуществом сплавов с преобладанием а-фазы
является способность сохранять прочностные свойства
до более высоких температур по сравнению с а+р-спла-
вами (рис. 228). Прочностные п жаропрочные свойства
a-сплавов обеспечиваются упрочнением твердого раство¬
ра на основе a-фазы, а также дисперсными частицами
второй фазы в результате выделения упорядоченной
аг-фазы (ТізАІ) при содержании алюминия свыше 7%
(по массе). Эти сплавы не упрочняются термической об¬
работкой. Для умеренно высоких температур наиболее
выгодными являются двухфазные (a-f-p)-сплавы, а при
высоких — сплавы на основе а-фазы.В развитии этих сплавов наметились два пути. Во-
первых, за основу жаропрочных сплавов берутся высо¬
колегированные сплавы системы Ti—Al (примерно до
8% Л1). Во-вторых, за основу берут сплавы системы Ті—
Al, содержащие 2,25—6% Al, но подвергают их допол-1 Ав 11>]> гл;шы О. П. Солонина.358
иитсльному комплексйому легированию [13]. В эти спла¬
вы наряду с алюминием вводят олово ы цирконий, кото¬
рые в сочетании с алюминием оказывают благоприятное
действие на жаропрочность. Цирконий образует с тита¬
ном непрерывные a-твердые растворы. Олово имеет тен¬
денцию образовывать упорядоченные растворы на основе
а-тнтана [7]. Небольшое количество р-стабилизирующих
элементов предотвращает охрупчивание, связанное с по¬
явлением аг-фазы в сплавах, содержащих 8% и более
алюминия, а также повышает технологическую пластич¬
ность.Упрочнение а+р-сплавов осуществляется как путем
легирования а- и p-фаз, так и в результате дисперсион¬
ного твердения. В отличие от конструкционных сплавов
упрочняющие режимы термической обработки жаро¬
прочных сплавов наряду с повышением уровня прочно¬
сти должны обеспечивать жаропрочные свойства и тер¬
мическую стабильность материала в интервале рабочих
температур.Основными требованиями, предъявляемыми к жаро¬
прочным титановым сплавам, являются высокий уровень
жаропрочности, термической стабильности, вязкости
разрушения, выносливости, стойкость против окисления
н солевой коррозии.В настоящее время жаропрочные титановые сплавы
часто используются и в сварных узлах, причем двухфаз¬
ные сплавы после сварки требуют обязательного отжи¬
га, так как зона сварного соединения теряет пластичес¬
кие свойства.Повышение жаростойкости и термической стабильно¬
сти титановых сплавов при 500—550° С, а также повыше¬
ние жаропрочных свойств при 600—700° С достигается
путем соответствующего легирования, использования
ковки в p-области и разработки соответствующих по¬
крытий.Рнс 228. Мэмсисиис прочностных
свойств титановых сплавов в зави-
сныости от температуры испыта¬
ния (схема):I	— псевдо-а-сплавы; 2 — отожжен¬
ные а+3-сплавы; 3— термоупроп-'
ценные а + З-сплавыt;c359
В качестве жаропрочных титановых сплавов в нашей
стране применяются двухфазные сплавы ВТЗ-1, ВТ8,
ВТ9 и ВТ25, а также сплавы ВТ18 и ВТ18У на основе а-
фазы (псевдо-а-сплавы). Подробные сведения о них при¬
ведены в книге этой серии «Жаропрочные титановые
сплавы».Сплав ВТЗ-1 применяется до 450° С, ВТ8 и ВТ9 — до
500° С и имеют сг100=500 и 600 МПа соответственно, но
сплав ВТ8 при 500° С более термически стабилен, чем
сплав ВТ9. Сплав ВТ25 сочетает при 500° С высокую
жаропрочность сплава ВТ9 и термическую стабильность
сплава ВТ8. Длительная прочность при 500°С сплава
ВТ25 аюо=650 МПа (на 150 МПа выше, чем у сплава
ВТ8). Ресурс работы сплава ВТ25 при 500° С достигает
6000 ч и при 550° С — 3000 ч (вместо 500 и 100 ч для
сплава ВТ9).Сплав ВТ18 применяется при 500—600° С с ресурсом
до 500 ч и до 800° С для кратковременной работы. Дли¬
тельная прочность сплава ВТ18 при 600°С составляет
0іоо=28Оч-ЗОО МПа. Сплав ВТ18У является модифика¬
цией сплава ВТ18. Частичная замена циркония оловом и
некоторое снижение содержания алюминия [2] позволи¬
ли повысить технологическую пластичность, сопротивле¬
ние ползучести, ударную вязкость и термическую ста¬
бильность этого сплава при сохранении длительной
прочности при 600° С, но некотором снижении кратковре¬
менной прочности при рабочих температурах [3].Сплавы ВТ18 и ВТ18У по фазовому составу отлича¬
ются от двухфазных титановых сплавов ВТЗ-1, ВТ8 и
ВТ9. Однако структура полуфабрикатов из этих сплавов
при просмотре в оптическом микроскопе напоминает
структуру двухфазных а+Р-сплавов, различие отмечает¬
ся лишь при изучении структуры в электронном микро¬
скопе (рис. 229).При электронномикроскопическом исследовании
структуры сплавов ВТ 18 и ВТ18У на фоне а-твердого
раствора видны прерывистые полосы или строчечные и
коагулированные выделения, отличные от а-фазы. Эти
полосы и выделения можно расценивать как эффект хи¬
мической неоднородности по границам фрагментов а-зе-
рен, а также наличие второй фазы (аг и р) в сплаве.
Изменение механических свойств указанных сплавов
зависит в основном от морфологии а-фазы, по границам
которой выделяется вторая фаза.360
За последние годы разработаны новые жаропрочные
титановые сплавы ВТ28, ВТЗЗ, ВТ35 для поковок и
штамповок. Сплав ВТ28 является наиболее жаропроч¬
ным из существующих титановых сплавов при 600—
650° С. Он превосходит при 600° С сплавы ВТ 18 и ВТ18У
по пределу длительной (100 ч) прочности на 17,8% и
пределу ползучести на 60% и предназначен для дисков
компрессора с ресурсом до 500 ч при 600° С. Сплав удов¬
летворительно деформируется в горячем состоянии.Новый жаропрочный титановый сплав ВТЗЗ типа
а+р сочетает высокую технологическую пластичностьIS < * * , ч
л- -Рис. 229. Микроструктура жаропрочных титановых сплавов:а—б — псевдо-а-сплав BT18; в—г — а+р-сплав ВТЗ-1; о, в—ХЗОО;б,	г — Х6000361
при холодной деформации с высоким сопротивлением со¬
левой коррозии под напряжением при температурах до
400° С.Допускаемая степень деформации при холодной об¬
работке за один проход составляет 40% вместо 10% у
сплавов ВТЗ-1 и ВТ8, что позволяет применить новый
прогрессивный метод холодной вальцовки на отделочной
операции при изготовлении лопаток компрессора, повы¬
сить коэффициент использования металла, снизить тру¬
доемкость обработки на 10—15% и повысить производи¬
тельность труда. Сплав ВТЗЗ предназначен для длитель¬
ной работы при температурах до 400—450° Сив морских
условиях — до 400° С.Высокая технологическая пластичность сплава ВТЗЗ
обеспечивается более низким содержанием алюминия и
более высоким содержанием молибдена, чем в сплавах
ВТЗ-1 и ВТ8. Использование упрочняющей термической
обработки (закалка и старение) позволяет обеспечить
уровень прочностных и жаропрочных свойств, близких к
свойствам сплава ВТЗ-1.Новый высокопрочный и жаропрочный сплав ВТ35
сочетает высокую прочность при 20° С— 1150—1300 МПа
н высокие жаропрочные свойства при температурах до
500—550° С.Следует отметить, что для умеренных температур на¬
иболее выгодными являются двухфазные (а+Р) -сплавы
(в отожженпом или термически упрочненном состояни¬
ях), а при высоких — сплавы на основе a-фазы (псевдо-
а-сплавы). В отожженном состоянии а+р-сплавы зна¬
чительно разупрочняются при температурах выше
500° С, а после упрочняющего режима термической об¬
работки— выше 450° С. Поэтому для более высоких
рабочих температур 550—650°С наиболее предпочти¬
тельными являются сплавы на основе a-структуры нсев-
до-а-сплавы (рис. 228).Все технологические процессы: режимы деформации
и термической обработки выбираются в зависимости от
температуры а+р/р-перехода (точки Ас$) данного спла¬
ва, которая в свою очередь зависит от содержания леги¬
рующих элементов и примесей.Температура a+p^p-перехода различна для разных
сплавов и колеблется в значительных пределах даже
для одного сплава (табл. 59). Это объясняется неодно¬
родностью химического состава слитка, а также повы-362
шеннои способностью титана поглощать газы. Томка
Лс3 определяется различными методами [5, 14 н др].В отличие от стали структура титановых сплавов
формируется, главным образом, в процессе деформации.
При термической обработке а+р-сплавов происходит
изменение соотношения а- и p-фаз и коагуляция а-фазы
по мере повышения температуры нагрева до температур
несколько ниже точки Ас3.ТАБЛИЦА 69ТЕМПЕРАТУРЫ НАЧАЛА И КОНЦА РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ
И ТОЧКА Ас, ЖАРОПРОЧНЫХ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВМаркасплаваТил сплаваТемпературазациначалорекрис талля■
в, вСконецТемпература Ас,,•сВТ18Псевдо-а900980990—1030ВТ18УПсевдо-а900980990—1030ВТЗ-1а+р850960960—990ВТ8а+р900980980—1020ВТ9а+В900980980—1020ВТ25сН-Р900990990—1030ВТ28ex+B+ft98010201020—1040втзза+р750820820—920ВТ35а+Р900970970—1000Для получения микроструктуры равноосного типа
нагрев под деформацию на заключительных операциях
проводится при температурах ниже точки Лс3 на 30—
40° С и степень деформации составляет 40—50%• При
этом обеспечиваются высокие прочностные, пластичес¬
кие свойства и предел выносливости, но наиболее низкие
значения ударной вязкости, длительной жаропрочности,
предела ползучести и особенно сопротивления разруше¬
нию (/Cic, ату). Окончание деформации в а+р-области
при температурах ниже допустимых приводит к резкому
снижению ударной вязкости и работы разрушения об¬
разца с наличием усталостной трещины. Практика пока¬
зала, что при этом наряду с первичной a-фазой в струк¬
туре наблюдаются выделения вторичной а-фазы.Микроструктура корзиночного плетения является на¬
иболее желательной, так как обеспечивает хорошее соче¬
тание всего комплекса характеристик работоспособности
материала.363
Рис. 230. Шкалы микроструктур титановых сплавов, Х500. Слева —для пруt364
коп н лопаток; справа — для дисков.щ365
Деформация в p-области (при температурах на 50—
70° С выше точки перехода Ас3) при оптимальной степе¬
ни деформации приводит к образованию зернистой мик¬
роструктуры с пластинчатым или игольчатым внутризе-
ренным строепием. Сплавы с такой структурой имеют
более низкие пластические свойства, чем при равноосной
структуре, но более высокие значения ударной вязкости,
сопротивления ползучести, вязкости разрушения и ма¬
лую скорость распространения трещин.Длительное пребывание металла в p-области и недо¬
статочная степень последующей деформации способству¬
ет росту зерна первичной p-фазы и коагуляции пластин
a-фазы, что сопровождается снижением всех характери¬
стик: прочности, пластичности, ударной вязкости и др.Путем термической обработки двухфазных а+р-
сплавов можно получить различный уровень прочности:1)	минимальное значение ав и максимальная плас¬
тичность получаются после изотермического отжига;2)	среднее значение огв и пластичности — после двой¬
ного отжига (или мягкой закалки при охлаждении на
воздухе и последующего старения);3)	максимальное значение ав и минимальная плас¬
тичность— после закалки в воде и старения.Следует отметить, что для титановых сплавов нельзя
провести корреляцию между макро- и микроструктурой.
Можно лишь отметить, что независимо от величины мак¬
розерна матовый фон макрошлнфа после травления со¬
ответствует микроструктуре с глобулярным или пластин¬
чатым строением при наличии в последнем случае гра¬
ниц зерен первичной p-фазы. Если после травления на
макроструктуру поверхность металла имеет блестящий
фон с резко очерченными границами зерен (независимо
от размера зерна), то в микроструктуре наблюдаются
зерна первичной p-фазы с игольчатым или пластинчатым
внутризеренным строением.Оценка макро- и микроструктуры жаропрочных тита¬
новых сплавов проводится по 10-балльной шкале макро¬
структуры и 9-типной шкале микроструктуры для прут¬
ков и лопаток, а также для дисков [8], показанных на
рис. 230, а, б, в.366
2. ЖАРОПРОЧНЫЕ ТИТАНОВЫЕ ПСЕВДО-а-СПЛАВЫ'Сплав ВТ 18. Деформируемый жаропрочный титановый сплав
ВТ18 системы Ті—Al—Zr—Мо—Nb—Si легирован 7,2—8,2% А1;
10-12% Zr; 0,4-0,8% Мо; 0,8-1,2% Nb; 0,15% Fe; 0,05—0.18%
Si. содержание примесей (не более): 0,12% Оа; 0,005% Н2; 0,04% N*;
0,06% С. Сплав BTI8 является одним из наиболее жаропрочных се¬
рийных титановых сплавов и рекомендуется для деталей, работаю¬
щих длительно (до 500 ч) при 550—600° С и кратковременно (детали
разового действия)—до 800“ С. Этот сплав превосходит нержаве¬
ющую сталь ЭИ961 по удельной прочности и другим характеристи¬
кам, например, по удельной выносливости более чем в 2,5 раза, по
удельной длительной прочности в 2 раза [8].В зависимости от режимов термической обработки в сплаве
ВТ18, помимо a-фазы, могут присутствовать a'-, aі- и небольшое
количество р-фазы [9]. Нанлучшее сочетание прочности н пластич¬
ности получается при охлаждении на воздухе с температуры нагрева
900—950° С. При этом предел длительной (100 ч) прочности при
600® С соответствует 300 МПа.Сплав ВТ 18 обладает удовлетворительной термической ста¬
бильностью. После отжига ири 900° С и дополнительной 100 ч вы¬
держки при 600° С заготовок под образцы наблюдается некоторое
повышение временного сопротивления разрыву при одновременном
допустимом снижении пластичности и ударной вязкости. Изменение
свойств при рабочих температурах объясняется упорядочением а-
твердого раствора, выявленного только дифракционным методом, на
микроснимках а2-фаза не была обнаружена. Наиболее интенсив¬
но процесс упорядочения протекает в интервале 500—600° С. Основ¬
ные изменения свойств происходят в первые 15 ч выдержки [15].При исследовании структуры а-иатрнцы сплава ВТ18 после ох¬
лаждения на воздухе на электронограмме были обнаружены слабые
размытые рефлексы аз-фазы [10]. После старения в течение 100 ч
при 600° С рефлексы аг-фазы на электронограмме становятся чет¬
кими.Установлено также, что в сплаве ВТ18 с равноосной структурой
выделение аг-фазы происходит с большей скоростью, чем при струк¬
туре корзиночного плетення, что определяется, по-видимому, различ¬
ной скоростью диффузии в металле с этими структуриыыи состоя¬
ниями. В связи с этим структура корзиночного плетения обеспечи¬
вает меньшее изменение механических свойств в процессе эксплуата¬
ции и является предпочтительней в полуфабрикатах для работы при
высоких температурах.	.Если после нагрева при 900° С структура сплава является двух¬
фазной типа корзиночного плетения (рис. 231, а, б), то при 950Р С
(рис. 231,в, г) происходит укрупнение частиц a-фазы, а после нагре¬
ва выше точки Ас3 (1050® С) наблюдается наиболее резкое изменение
структуры: рост зерна первичной Р-фазы, изменение характера
внутризерениого строения (рис. 231, д, е). Такая структура приводит
к пониженным значениям пластичности, термической стабильности и
длительной прочности.Оптимальным режимом термической обработки полуфабрикатов
из сплава ВТ18 является отжиг при 900—950е С, выдержка 1—4 ч,1 Написано с участием В- П. Кураевой.367
Рис. 231. Изменение микроструктуры сплава ВТ18 в зависимости от темпера¬
туры отжига:а, б — 900° С; в. г — 950; д, е— 1050; а, в, д— Х300; б, е— Х6000368
охлаждение на воздухе [II], который обеспечивает наиболее высо¬
кие значения длительной прочности и удовлетворительную термиче¬
скую стабильность материала.Допускается двойной отжиг, вторая ступень которого заключа¬
ется в нагреве при 550—680° С в течение 2—8 ч. Использование
двойного отжига обеспечивает более высокий предел кратковре¬
менной прочности при 600°С (770 вместо 670 МПа).Скорость охлаждения после нагрева в а + Р-области сплава не
оказывает существенного влияния на структуру сплава и только по¬
сле нагрева в (3-области структура изменяется При увеличении ско¬
рости охлаждения образуется более тонкая пластинчатая структура
(рис. 232).Сплав ВТ18У. Деформируемый жаропрочный тита¬
новый сплав ВТ18У системы Ti—Al—Zr—Sn—Mo—
Nb—Si является сплавом на основе а-фазы (псевдо-а-стр>жтуру сплаваСВТ118-Р0СТИ охлажден,,я с температуры 0.области на микро-
ч. б —вода; *, г — воздух; а, в— ХЗОО; б, г— X1000024—264	qcq
сплавом) и отличается от сплава ВТ18 более низким
содержанием алюминия и циркония, а также дополни¬
тельным легированием оловом. Сплав ВТ18У рекоменду¬
ется для работы в тех же условиях, что и сплав ВТ18.Благодаря снижению содержания алюминия в сплаве
ВТ18У по сравнению со сплавом ВТ18 уменьшается ве¬
роятность получения обогащенных областей с концент¬
рацией алюминия, соответствующей стехиометрическому
составу аг-фазы (ТізАІ).Согласно данным, полученным методами электросо¬
противления и дилатометрии, область интенсивного об¬
разования аг-фазы для сплава ВТ18У лежит в интервале
450—650° С [16].При изучении характера изменения электросопротив¬
ления исследуемого сплава в условиях изотермического
нагрева установлена кинетика образования а2-фазы при
400—700° С. При 400° С образование а2-фазы происходит
после выдержки при этой температуре в течение 3 ч.
Наличие инкубационного периода указывает на то, что
аг-фаза образуется путем зарождения и роста ее частиц.
При более высоких температурах (450—575° С) выделе¬
ние а2-фазы начинается сразу после достижения задан¬
ной температуры и происходит интенсивно в течение все¬
го исследованного периода времени (20 ч). При 600—
700° С выделение аг-фазы в основном заканчивается за
8—10 ч, что находится в согласии с характером измене¬
ния механических свойств в зависимости от продолжи¬
тельности старения при 600°С [16].Было исследовано влияние различных режимов от¬
жига в интервале 900—1020°С на структуру и свойства
сплава ВТ18У. Температура Ас3 составляла 1020° С.
Макроструктура исследуемых прутков диаметром 25 мм
соответствовала баллу 2—3 с участками, соответствую¬
щими баллу 4 по 10-балльной шкале. Микроструктура
образцов после отжига при 900, 970, 1020° С с последую¬
щим охлаждением на воздухе показана на рис. 233.Сплав, отожженный при 900° С, имеет глобулярно¬
пластинчатую микроструктуру. После нагрева при 970° С
наблюдается заметное увеличение размеров зерен а-фа-
зы. Отжиг при температуре Лс3 (1020° С) приводит к
значительному росту первичного p-зерна и появлению
пластинчатой внутризеренной структуры.При повышении температуры отжига с 900° С до
970—1020° С наблюдается небольшое повышение вре¬370
менного сопротивления разрыву с 960—975 до 1000—
1010 МПа, разброс пластических свойств после отжига
при температуре 970°С (6 = 10-М4%; -ф = 16,44-37,0%)
и снижение указанных характеристик после отжига при
1020° С вдвое (6=7,2%; i|i = 16,4ч-19,7%). Значения
характеристик аи и ату при этом увеличиваются, причем
ату — в два и более раз (с 0,118 до 0,297 МДж/м2). По¬
вышение температуры отжига приводит также к сниже¬
нию термической стабильности. Особенно заметно сни¬
жение пластичности после отжига при 1020° С и последу¬
ющего 100 ч нагрева при 600° С.Длительная прочность сплава ВТ18У при 550 и 600° С
после всех исследованных режимов термической обработ¬
ки находится примерно на одном уровне и при 600° СРнс. 233. Микроструктура прутков
диаметром 25 мм сплава ВТ18У
после отжито при температуре, °С;а — 900; б — 970; в — 1020, охлаж¬
дение на воздухе. Х450
обставляет 280—300 МПа. Изменение механических
свойств — снижение пластичности и повышение а„ и
ату—связано с изменением тонкой структуры, наблюдае¬
мой после различных режимов термической обработки.Макро- и микроструктура прутков диаметром 60 мм
отличается от прутков диаметром 25 мм. С увеличением
диаметра прутка от 25 до 60 мм макроструктура изменя¬
ется от балла 2—3 до балла 4 и микроструктура типов
3—7, т. е. от глобулярно-пластннчатой до пластинчатой.
При этом снижаются значения временного сопротивле
ния разрыву па 30—40 МПа и незначительно пластич¬
ность, ударная вязкость возрастает.Структура штамповок дисков, прошедших деформа¬
цию при температуре выше Ас$ (1030° и 1070°С), оцени¬
вается в основном баллом 3—5 шкалы макроструктур.
В зонах затрудненной деформации зерно достигает более
высокого балла. Микроструктура штамповок дисков
пластинчатая с наличием границ первнчного p-зерна со¬
ответствует типам 5—7 шкалы микроструктур. Для дис¬
ков временное сопротивление разрыву составляет более
930 МПа при 6^7%, ^^15% н 0,25 МДж/м2.а ДВУХФАЗНЫЕ сс+р-СИЛЛВЫСплав ВТЗ-1 ‘. Деформируемый жаропрочный титано¬
вый сплав марки ВТЗ-1 системы Ті — А1—Мо — Сг —
Fe — Si относится к двухфазным а+р-сплавам мартен-
ситного класса. Такие сплавы способны к упрочнению
термической обработкой. Сплав ВТЗ-1 содержит 5,5—
6,5% А1; 2—3% Мо; 0,8—2,3% Сг; 0,2—0,7% Fe и 0,2—0,4% Si.Алюминий п сплаве ВТЗ-1 стабилизирует и упрочня¬
ет a-фазу, повышает температуру Ас3 и уменьшает плот¬
ность сплава. Молибден, являясь p-стабилнзатором, в
процессе горячей обработки приводит к увеличению ко¬
личества более пластичной p-фазы, а также повышает
прочностные и жаронрочпые свойства особенно в соче¬
тании с кремнием. Эвтектоидообразующне р-стабилиза-
торы хром, кремний и железо упрочняют а- и p-фазы и
повышают прочностные и жаропрочные свойства при
умеренных температурах.Влияние легирующих элементов А1, Мо, Сг и примеси
кислорода на температуру Ас3 сплава ВТЗ-1 показано1 Написано с участием Н. М. Уляковой.372
па рис. 234. Каждый процент (по массе) алюминия по¬
вышает температуру Ас3 на 15—20° С, а хром и молиб¬
ден снижают эту температуру. В связи с различным со¬
держанием легирующих элементов и примесей темпера¬
тура Асз сплава ВТЗ-1 колеблется от 960 до 1000° С.В зависимости от назначения сплава ВТЗ-1 и требуе¬
мого уровня свойств полуфабрикаты из него могут под¬
вергаться различным видам термической обработки, а
именно: отжигу, закалке и старению [6], высокотемпе¬
ратурной термомеханической обработке (ВТМО) и ком¬
бинированной обработке (ТМО).Изотермический отжиг: нагрев при 870—920° С, вы¬
держка 1—4 ч, перенос в другую печь с температурой
650° С, выдержка 2 ч, последующее охлаждение на воз¬
духе (охлаждение с 870—920° С до 650 °С допускается
проводить в печи с открытой дверцей). Это основной ре¬
жим, применяемый для деталей, длительно работающих
при повышенных температурах.Временное сопротивление разрыву штампованных
лопаток, прутков диаметром до 100 мм и других изделий
сечением до 100 мм2 составляет 1000—1200 МПа, а для
дисков, колец и прутков толщиной более 100 мм2 не
менее 950 МПа.Двойной отжиг: нагрев при 870—920° С, выдержка
1—4 ч, охлаждение на воздухе, затем нагрев при 550° С,
выдержка 2—5 ч, охлаждение па воздухе. Этот режим
позволяет повысить прочностные свойства сплава при60 B,S 7,0 7,5 AL,%	Сг; Мо, %Рис. 234. Влияние легирующих элементов н примесей на температуру Ас,
сплава ВТЗ-1:а —алюминий (/—5) и кислород (■/); б —молибден (5—7) и хром (S); 1—3—2;
3; 4% Мо соответственно; 5—7—6,5; 7; 7,6% AI соответственно373
20°С на 80—100 МПа по сравнению с изотермическим
отжигом при незначительном снижении пластичности.
Также несколько повышаются жаропрочные свойсгви
при сохранении термической стабильно сти.Отжиг сплава ВТЗ-1 основан на процессах возврати
и рекристаллизации [6] так же, как и для других тита¬
новых сплавов.В зависимости от температуры отжига и скорости ох¬
лаждения изменяется соотношение а- И p-фаз в сплаве
ВТЗ-1, следовательно, и его свойства. Отжиг сплави
ВТЗ-1 проводится при температурах, соответствующих
а+р-области, так как нагрев материала в р-области
приводит к резкому росту зерна первичной (3-фазы. Зер¬
но, выросшее в процессе отжига, может быть измельчено
только последующей пластической горячей деформа¬
цией.После отжига при температурах до 750° С с последу¬
ющим охлаждением на воздухе механические свойства
сплава ВТЗ-1 не изменяются. С повышением температу¬
ры отжига до 800—850° С наблюдается некоторое сниже¬
ние предела прочности и повышение пластичности. Даль-
нейшее увеличение температуры нагрева до 950—1000°С
(P-область) приводит к заметному уменьшению пластич¬
ности, особенно поперечного сужения, некоторому сни¬
жению временного сопротивления разрыву.На рентгенограммах сплава, нагретого после дефор¬
мации до 800°С, видны четкие интерференционные коль¬
ца с разрешенным дублетом, что свидетельствует о сня¬
тии напряжений в процессе возврата. При 850° С начи¬
нается рекристаллизация, на кольцах появляются
отдельные точки. По мере повышения температуры
(900° С) количество отдельных точек возрастает, а прн
950—1000° С — происходит фазовая перекристаллизация,При исследовании под оптическим микроскопом
сплава ВТЗ-1 после отжига при температурах до 800° С
с последующим охлаждением на воздухе не обнаружено
изменения микроструктуры сплава, т. е. сохраняется
структура, полученная после деформации. Отжиг при
более высоких температурах в а+р-области приводит к
появлению четкой структуры (начало рекристаллиза¬
ции) и постепенному укрупнению зерен о-фазы (рис. 235),
При повышении температуры отжига выше точки Лса
сильно увеличиваются размеры зерна первичной р-фа-
зы: при последующем охлаждении происходит р^а-пре-374
Рис. 235. Влияние температуры нагрева (охлаждение на воздухе) на микро¬
структуру сплава ВТЗ-1:а — исходное состояние (горячекатаный пруток диаметром 20 мм); б— 900° С,
4 ч; в - 950° С. 4 ч. Х430375
вращение и формируется пластинчатая структура внутри
исходного р-зерна.При двойном отжиге после первой ступени отжига
при температурах выше начала рекристаллизации, но
ниже точки Лез, в процессе охлаждения на воздухе про¬
исходит частичный распад метастабильной р-фазы.С повышением температуры первой ступени отжига
до 870—920° С наблюдается рост временного сопротив¬
ления разрыву.Микроструктура образцов после отжига при 900° С и
последующего второго отжига при 450—550° С приведе¬
на на рис. 236. После отжига наблюдаются светлые
зерна a-фазы и темные поля превращенной р-фазы.После охлаждения на воздухе из а+р-области наря¬
ду с a-фазой обнаруживаются участки гетерофазной
структуры — пластинчатые продукты распада первичной
р-фазы. Такая структура является нестабильной и при
последующем низкотемпературном отжиге (вторая сту¬
пень) сплава способна к дораспаду. В процессе второго
отжига при 450° С образуются тонкодисперсные продук¬
ты распада, что сопровождается повышением временного
сопротивления разрыву (рис. 237) как при 20° С, так и
при повышенных температурах.Повышение температуры второго отжига до 550° С
приводит к коагуляции продуктов распада и некоторому
снижению временного сопротивления разрыву по срав¬
нению с 450° С. При более высокой температуре второй
ступени отжига 600—700° С происходит падение прочно¬
сти вследствие укрупнения структуры.Наибольшую стабильность структуры, а следователь¬
но, и свойств сплава ВТЗ-1 обеспечивает изотермический
отжиг.При этом получается стабильная двухфазная а+р-
структура, которая обеспечивает временное сопротивле¬
ние разрыву примерно 1000 МПа, максимальную плас¬
тичность и высокую, термическую стабильность в течение
длительного времени эксплуатации при рабочих темпе¬
ратурах.В горячекатаном состоянии и после отжига при 870° С
в течение 1 ч микроструктура прутка диаметром 25 мм
очень мелкая равноосного типа.С повышением температуры нагрева первой ступени
отжига от 870 до 960° С и увеличением времени выдерж¬
ки при этом от 1 до 4 ч наблюдается коагуляция и умень-37Є
Рис. 236. Влияние температуры	второго отжига на микроструктуру сплаваВТЗ-1 после первого отжига при	900° С, I ч, и второго отжига в течение 5 чпри 450° С (/). 500° С (//); 550° С	(///); а, г, ж-ХІООО; б. д, 3-Х7000; в. е,
и — X10000Рис. 237. Влияние температуры второй
ступени отжига при 450—550° С на
свойства при 20° С сплава ВТЗ-1 после
отжига при 900° С, 1 ч, охлаждение на
воздухе:сплошные линии — отжиг в течение2	ч, штриховые — 5чИсх. 450 500
Температура отжиги377
шение доли a-фазы в сплаве и образование смешанной
глобулярно-пластинчатой структуры (рис. 238).В отличие от двойного отжига при изотермическом
отжиге с повышением температуры первой ступени на¬
блюдается снижение временного сопротивления разры¬
ву (рис. 239). Увеличение времени выдержки при этом
от 1 до 4 ч приводит к снижению прочности и повышению
пластичности. Чем выше температура первой ступени
отжига, тем выше значение ударной вязкости. Однако
при температуре первой ступени отжига на 20° С ниже
точки Лс3 наблюдается снижение ударной вязкости. 'Отсутствием аг-фазы объясняется более высокое
значение ударной вязкости после отжига при 550° С по
сравнению с 650° С.Упрочняющая термическая обработка: нагрев при
850±10°С, выдержка 1 ч, закалка в воде и последующее
старение при 550° С, 5 ч, охлаждение на воздухе.С повышением температуры нагрева под закалку до
850—900° С временное сопротивление разрыву почти не
изменяется, но резко снижается предел текучести. После
закалки с 850—900° С наблюдается минимум на кривой
предела текучести и максимум на кривых пластичности.
Разница между временным сопротивлением разрыву и
пределом текучести достигает 350—400 МПа. Дальней¬
шее повышение температуры нагрева под закалку при¬
водит к увеличению временного сопротивления разрыву,
предела текучести и снижению пластичности. После за¬
калки с температур, соответствующих p-области, наблю¬
дается некоторое снижение временного сопротивления
разрыву и хрупкое разрушение закаленных образцов.
Такой характер изменения механических свойств объяс¬
няется фазовыми и структурными превращениями [28—
31 и др.].Наблюдаемое под оптическим микроскопом и элек¬
тронным микроскопом (х10000) изменение микро¬
структуры сплава ВТЗ-1 в зависимости от температуры
нагрева с последующей закалкой в воду представлено
на рис. 240, а — в.Повышение температуры нагрева под закалку от
750° до 850° С (выдержка 1 ч) не приводит к видимым
изменениям микроструктуры под оптическим микроско¬
пом. После закалки с 900—950° С наблюдается, с одной
стороны, коагуляция ос-фазы и уменьшение ее количест¬
ва, а с другой — превращение р-фазы в а'-фазу.378
1‘нс. 238. Ьлняние режимов изотермического отжига на микроструктуру спла-
ііа ВТЗ-1. Нагрев при температуре первой ступени отжига (выдержка 4 ч),
перенос в печь с температурой 550° С, 2 ч, охлаждение на воздухе, Х500:ч — 900° С; С — 940° С; в - 960° С (ИЄз-980' С)
Структура а"-фазы отличается от строения мартен-
ситной а'-фазы более тонким рельефом и дисперсностью
игл. После закалки из p-области с температур 960—
1000°С наблюдается крупнозернистая пластинчатая
структура, типичная для титанового а'-мартенсита.В работах [19—21] установлено, что при нагреве в
интервале температур 20—600° С содержание р-фазы и
концентрация p-стабилизирующих элементов в ней изме¬
няются мало [20,21]. Поэтому при охлаждении в воде с
этих температур фиксируется приблизительно одинако¬
вое количество р-фазы (14—17%). При нагреве до 800° С
количество р-фазы увеличивается до 48%, а концен¬
трация хрома, молибдена и железа в ней уменьшается
вдвое. При закалке с этой температуры наряду с пер¬
вичной a-фазой фиксируется обедненная р-стабилизиру-
ющими элементами p-фаза с высоким параметром кри-осталлической ячейки (3,260 А), количество которой оце¬
нивается методом рентгсноструктурного анализа в
28—30% (табл. 60). При дальнейшем повышении тем¬
пературы нагрева до 850—900° С уменьшается количест¬
во а-фазы и увеличивается содержание р-фазы до 55—1150I то
- то
'о<° 100020181614S560eS 55
^ 50
45
400,70,60,50.48704:iF'Ж%900° С920 °С940° СO/v. -ЖІНіГЬ FbFhPiIіі1II1ҐШI650550550 550_EM650 550"IІ650 550 t “/Рис. 239. Механические свойства сплава ВТЗ-1 после изотермического отжиги
прн различных температурах (выдержка в течение 1 и 4 ч) и переноса п Печь
с температурой 650 и 550° С, выдержка 2 ч, охлаждение на воздухе380
70%, а концентрация молибдена, хрома и железа в ней
становится меньше критической, что не позволяет за¬
фиксировать p-фазу при закалке (табл. 61).При закалке с 850—900° С протекает превращение по
схеме: а+р-^а+а"+(Р) [23,24].При нагреве выше точки Лс3 (p-область) в р-фазе
растворены все легирующие элементы, сама р-фаза ока¬
зывается настолько слабо насыщенной, что при закалке
превращается в гексагональную метастабильную а'-
фазу.Если скорость охлаждения меньше критической, при
закалке из p-области наряду с а'-фазой может образовать¬
ся небольшое количество остаточной p-фазы (табл. 62).Таким образом, в сплаве ВТЗ-1 наблюдается три
температурные области, при закалке из которых фикси¬
руются метастабильные фазы р, а" и и'.Рис. 240. Микроструктура сплава
ВТЗ-1 после нагрева и выдержки
при 750—1000° С в течение 4 ч и
последующей закалки в воде с
разных температур, °С:а — 800; 0 — 950; в — Ю00. X10000381
ТАБЛИЦА 60ИЗМЕНЕНИЕ ФАЗОВОГО СОСТАВА И КОЛИЧЕСТВА 0-ФАЗЫ
В ЗАВИСИМОСТИ ОТ ТЕМПЕРАТУРЫ ЗАКАЛКИ СПЛАВА ВТЗ-1 |22|Температура
закалкн, °СФазовыйсоставКоличест¬
во р-фаэы.%■ НВ. МПаТемпература
закалки, °СФаэовыАсоставОв «чРИ •О ,о?ив.MilaПослеа+р193400800а+Р283400КОВКИ850а+а"+р172900200а+8173400900а'+а+(Р)• —23000400а+В153600940а"(а)+а'0—600а+Р1336001050а'04000ТАБЛИЦА 61РЕЗУЛЬТАТЫ РЕНТГЕНОСТРУКТУРНОГО ФАЗОВОГО АНАЛИЗА
АНОДНЫХ ОСАДКОВ, ВЫДЕЛЕННЫХ ИЗ ЗАКАЛЕННЫХ
И СОСТАРЕННЫХ ОБРАЗЦОВ СПЛАВА ВТЗ-1 [21, 22)Температура. °СПараметрячейкио0 фаэы, ЛСодержанке элементов в fS-фаяе. %закалки
(в воде)старсыия(3 ч)А1СгМо700_3,211,7413,3514,22750—3,221,6311,2711,02850—3,261,708,269,80950*—————1000*——-.——7005503.161,4814,5218,217505503,181,5313,8016,678505503,211,899,1312,7310005503,211,819,0212,63* Рентгенограмма раямыти.ТАБЛИЦА 62ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ ЗАКАЛКИ Н СКОРОСТИ ОХЛАЖДЕНИЯ
НА ФАЗОВЫЙ СОСТАВ СПЛАВА ВТЗ-1 [261	Температура закал¬
ки. *СФазовый составпри и>ркрпри v<t>KpС 850а+ра+Р850—920а fa"«Н-а'+В925- 960а+а'а | а'+Р>970(Лс,)а'а'+Р382
Присутствие п закаленном сплаве ВТЗ-1 метастабилЬ-
ных р, а" и а'-фаз при последующем старении вызывает
значительные изменения структуры, фазового состава и
механических и физических свойств [17, 18J.Структура сплава ВТЗ-1, закаленного в воде с
800° С, состоит из метастабильной p-фазы, обедненной
молибденом и хромом, и а-фазы. Количество а-фазы при
этом больше, чем p-фазы. Последующее старение приво¬
дит к распаду метастабильной p-фазы с образованием
гетерофазной структуры, состоящей из стабильпых а- и
р-фаз (рис. 941,а—в). При старении количество р-фазы
уменьшается с 28 до 11 % по сравнению с закаленным
состоянием. Содержание p-фазы становится минималь¬
ным после старения при 500° С при заданной длитель¬
ности старения.Остаточная p-фаза насыщена р-стабилизирующими
элементами (Мо, Сг, Fe),vo чем свидетельствует умень¬
шение параметров кристаллической ячейки p-фазы (отО	о0=3,25 А до а — 3,20 А). Наиболее обогащена р-фаза
p-стабилизаторами после старения при 450° С. Пара¬
метр кристаллической ячейки а-фазы также уменьшает¬
ся, что свидетельствует о насыщении ее р-стабилизиру-
ющими элементами.Начиная с температуры старения 300°С возрастает
и твердость сплава от 3600 до 4000 МПа. Максимум
твердости достигается после старения при 500° С. С уве¬
личением температуры до 650—700° С твердость снижа¬
ется до значения, близкого к твердости закаленного ма¬
териала. Старение закаленного с 850° С сплава в течение
короткого времени (1 ч) при 500—550°С хотя приводит
к наибольшему упрочнению, по снижает пластичность и
не обеспечивает стабильность свойств. Увеличение вре¬
мени выдержки до 5 ч незначительно снижает временное
сопротивление разрыву и повышает пластичность, а
дальнейшее увеличение времени до 10—25 ч практически
не изменяет механических свойств. Что касается более
низких температур старения, то даже 100 ч выдержка не
приводит к снижению твердости и восстановлению пла¬
стичности, а более высокая температура 600—650° С не
дает нужного упрочнения. Следовательно, оптимальной
температурой старения является 550° С, при которой обе¬
спечивается хорошее сочетание высокой прочности, пла¬
стичности и термической стабильности.383
Рис. 241. Микроструктура сплава ВТЗ-1 (пруток диаметром 16 мм) под элект¬
ронным микроскопом после закалки в воду и старения (5 ч) при различим»
температурах:а — 800° С + 350° С; б—800° С + 450° С; в — 800° С + 550° С; г- 900" С I
+ 350°С; д— 900° С + 450°С; е - 900° С + 550° С; ж— 1000°С + 850* С;
з- 1000° С + 650° С, ХЮООО
Как показали электронномикроскопические исследо¬
вания [26], распад р-фазы в процессе старения закален¬
ного от 800° С сплава ВТЗ-1 начинается при 350° С с вы¬
делением дисперсной a-фазы. С повышением температу¬
ры старения наблюдается увеличение количества р-фазы,
обеднение ее легирующими элементами, а также ко¬
агуляция продуктов распада (см. рис. 241), следствием
чего является снижение прочности и твердости.После закалки с 850—900° С фазовый состав сплава
ВТЗ-1: а+а"+р. После закалки в воде с 850° С в струк¬
туре сплава ВТЗ-1 фиксируется 17% метастабильной
р-фазы, а также образуется большое количество мартен-
ситной а"-фазы при сохранении некоторого количества
первичной a-фазы (см. табл. 60 и рис. 242).Закалка сплава ВТЗ-1 с температуры 900° С ведет к
образованию в структуре а^-фазы и лишь небольшого
количества (~2% р-фазы).В процессе старения происходит распад метастабиль-
ных фаз а" и р (рис. 242) [23].Электронномикроскопическими исследованиями рас¬
пад а"-фазы обнаруживается позднее, чем рентгенов¬
ским методом (после старения при 550°С), что соответ¬
ствует конечной стадии распада (см. рис. 241, г—е). На¬
ряду с распадом а"-фазы претерпевает изменение р-фаза.
При старении сплава в интервале 300—450° С линии
р-фазы размываются и смещаются в сторону большихТемпература старения, °СРис. 242. Изменение количества а-, а'-, а"-, 0-фаз в зависимости от темпе¬
ратуры старения сплава ВТЗ-1. Закалка образцов в воде с 850 °С (а) и
900 °С (6)25-264385
углов отражения. Это объясняется изменением концен¬
трации p-стабилизаторов в p-фазе. Старение при 500 м
550° С приводит к распаду метастабильных р- и а"-фа.ч
с образованием главным образом a-фазы и стабильном
р-фазы.Параметр кристаллической ячейки р-фазы достигаетОминимального значения ар = 3,20 А при температурах,
соответствующих концу распада а"-фазы. Низкое значе¬
ние параметра а для р-фазы указывает на ее пересыще¬
ние Cr, Mo, Fe.При повышении температуры старения, до 600-
700° С в сплаве, закаленном с 850—900° С, увеличивается
количество остаточной р-фазы, а количество выделяю¬
щейся a-фазы уменьшается.Продуктом распада а"-фазы в конечном итоге явля¬
ется дисперсная смесь а- и p-фаз (как и при распаде ме¬
тастабильной р-фазы). Поскольку после закалки с 850-
900° С а"-фазы фиксируется больше, чем р-фазы после
закалки с 800° С, то повышение твердости, обусловлен¬
ное дисперсными продуктами распада а"-фазы, может
быть заметнее, чем при распаде р-фазы.После закалки сплава ВТЗ-1 из области существова¬
ния р-фазы образуется метастабильная а'-фаза,
В структуре сплава сохраняются границы крупных зерен
исходной р-фазы с внутризеренным строением в форме
тонких пластин, ориентированных определенным обра¬
зом. Мартенситная фаза имеет пластинчатое строение.
Часто грубые пластины а'-фазы содержат вытянутые
субзерна с большой плотностью дислокаций. Большая
плотность дефектов и пластинчатое строение а'-фазы
определяют высокую прочность и низкую пластичності,
закаленных из p-области образцов.Распад а'-фазы был изучен по изменению полушири¬
ны линий (010) и (002) а'-фазы в зависимости от тем¬
пературы старения сплава ВТЗ-1 [27].При старении мартенсит а' распадается с образова¬
нием дисперсной смеси а- и p-фаз (см. рис. 241, ж, :<),
При 600—700° С происходит коагуляция частиц а- и
р-фаз. При распаде а'-фазы происходит также снятие
искажений кристаллической ячейки и микронапряженнП,Проведенный анализ фазовых и структурных препрл
щений доказывает необходимость проведения старения
после закалки при довольно высокой температуре, ис¬386
ключающей охрупчивание металла (выше 450—500°С).
Режим старения 550° С в течение 5 ч после закалки с
температуры 850° С, рекомендуемый в работе [22, 32]
для термической обработки деталей, является оптималь¬
ным. Он позволяет увеличить временное сопротивление
разрыву на 200—300 МПа по сравнению с изотермичес¬
ким отжигом при сохранении удовлетворительной пла¬
стичности.Высокотемпературная механическая обработка
(ВТМО) является прогрессивным технологическим про¬
цессом, который при экономии средств за счет сокраще¬
ния цикла термической обработки позволяет значитель¬
но повысить уровень прочностных, жаропрочных свойств,
а также усталостную прочность титановых сплавов (при
сохранении или незначительном снижении пластично¬
сти) [36].Применение ВТМО позволяет в значительной степе¬
ни подавить процессы рекристаллизации, приводящие к
разупрочнению. Благотворное влияние ВТМО объясня¬
ется измельчением зерна, сохранением полугорячего
наклепа и высокодисперспым ориентированным распа¬
дом твердого раствора (рис. 243).Для повышения вязкости разрушения деталей из
сплава ВТЗ-1, изготовленных с применением ВТМО, мо¬
жет быть использован отжиг при 700—800° С. С повыше¬
нием температуры отжига исчезает ориентированность
распада твердого раствора. Если высокотемпературная
термомеханическая обработка (ВТМО) сопровождаетсяРис. 243. Микроструктура сплава ІІТЗ-І после деформации но схеме. I3TMO.
X500 («) и 10000 (С)25*
закалкой в воде после высокотемпературной деформа¬
ции, то время между окончанием деформации и закал¬
кой не должно превышать 30 с. Затем проводят старе¬
ние при 550—620° С в течение 5 ч, охлаждение на воз¬
духе.Термомеханическая обработка (ТМО) заключается
в совмещении 1-й ступени отжига с нагревом под калиб¬
ровку (температура 900—920° С, 1 ч, степень деформа¬
ции при калибровке составляет 3—10%) и последующем
низкотемпературном отжиге (550°, 2—5 ч, воздух).
В этом случае после штамповки в а+р-области при
920° С сохраняется текстура деформации — наблюдают¬
ся вытянутые участки а-фазы. С повышением темпера¬
туры нагрева происходят коагуляция а-фазы и уменьше¬
ние ее количества на фоне превращенной p-фазы. Анало¬
гичное влияние оказывает и увеличение времени выдер¬
жки при нагреве под калибровку.При просмотре структуры под оптическим микроско¬
пом существенной разницы в структуре сплава ВТЗ-1
после изотермического или двойного отжига и комбини¬
рованной обработки ТМО не обнаружено. Под электрон¬
ным микроскопом наблюдается значительное различие
в структуре. После изотермического отжига структура
состоит из двух твердых растворов, а после комби¬
нированной обработки (ТМО) и двойного отжига обра¬
зуются продукты распада метастабильной p-фазы, при¬
чем после ТМО они более дисперсные, чем после двой¬
ного отжига (рис. 244). Отмечено, что первичная а-фаза
имеет сложную дислокационную структуру: наблюдают¬
ся скопления дислокаций, а также полигональные сетки.
Четко видна фрагментация зерен с различной ориенти¬
ровкой [38].На микроэлектронограммах образцов после изотер¬
мического отжига и комбинированной обработки (ТМО)
и отжига при 650° С, (2 ч) обнаружено присутствие реф¬
лексов аг-фазы (рис. 245), а после отжига при 550° С/
1(2 ч) рефлексов аг-фазы не обнаружено.Влияние предварительной деформации с последую¬
щим старением на тонкую структуру, механические
свойства и низкотемпературную ползучесть сплава ВТЗ-1
изучалось в работе [33].Образцы диаметром 10 мм подвергали деформации
при растяжении На 1 и 2,5% и последующему низкотем¬
пературному отжигу (старение) при 450 и 550° С в тече-Э&8
Рис. 2-1-1. .Микроструктура сплава ВТЗ-1 в электронном микроскопе после
простого отжига (охлаждение с печыо) (о), изотермического (о), двойного
отжига (в) и ТЛЮ (г):
а — Х7000; б, в, г — X10000Рис. 245. Микроэлектроиограмма образцов сплава ВТЗ-1 после изотермическо¬
го отжига и ТЛЮ, Х7000и —отжнг прн 870 °С, перенос и печь с 1)50*0: Л к.і.-іпГіриіік.і г 'f'li "С,
охлаждение на воздухе I 550*0. 'J ч; ч и I I Ц; О к ! |!38!)
ниє 10 м 25 ч. В дальнейшем из этих образцов были из¬
готовлены образцы диаметром б мм, которые испытаны
на ползучесть.Максимальные прочностные свойства (о-П) сто,г) дости¬
гаются при деформации 1% и отжиге при 450° С в тече¬
ние 10 ч, при этом они на 40—90 МПа выше, чем для
сплава в исходном состоянии. Отжиг при 550° С практи¬
чески не оказывает влияния на прочностные свойства.После деформации и последующего отжига изменя¬
ется характер распада р-фазы. Продукты распавшейся
метастабильной р-фазы после механико-термической
обработки имеют более дисперсное строение, чем в слу¬
чае отсутствия пластической деформации.После деформации распад метастабильной Р-фазы
при нагреве происходит избирательно, менее равномер¬
но, чем это имело место при старении материала без
предварительного деформирования.После предварительной деформации на 1% при на¬
пряжении 450 и 650 МПа и последующего отжига в те¬
чение 10 ч при 450° С наблюдаются линии скольжения
(рис. 246).На рпс. 246 приведена микрофотография, полученная
с угольной реплики, из которой видно, что деформация
скольжением прошла в зернах а-фазы, особенно заметно
при напряжении 650 МПа.Сопротивление ползучести образцов, подвергнутых
механико-термической обработке, в 1,5 раза выше, чем
без такой обработки. Ни в одном случае даже при на¬
пряжении 550 МПа и температуре 200° С деформация
ползучести не превышала допустимую, равную 0,02%.Микроструктура поверхности образцов (предвари¬
тельная деформация 1 и 2,5%), испытанных на ползу¬
честь при 100° С, приведена на рис. 247, (образцы под¬
вергали различным режимам механико-термической об¬
работки).При исследовании дислокационной структуры мето¬
дом тонких фольг выявлены значительные изменения в
структуре сплава ВТЗ-1. После отжига при 870° С в тече¬
ние 1 ч с охлаждением на воздухе и последующего от¬
жига при 450° С или 550° С, выдержка 25 ч с предвари¬
тельной деформацией на 1 % наблюдается неоднородное
распределение дислокаций по отдельным зернам а-фазы.
Дислокации при этом образуются главным образом у
границ к-фл:ш (см. рис. 247).390
Рис. 246. Микрострукту¬
ра сплава ВТЗ-1 после
МТО, Х7000:а —деформация 1%+от-
жиг. ст—650 МПа; б —
деформация 2,5%+отжиг,
О-550 МПаРис. 247. Микрострукту¬
ра на поверхности об¬
разца сплава ВТЗ-1 по¬
сле обработки по следу¬
ющим режимам:а — 870 °С I ч, воздух+
+ 1% деформация+450 °С,
25 ч; б —870 °С, —1 ч,
воздух+2,5% деформа¬
ция+550 °С. 25 ч, X 50000391
Увеличение деформации до 2,5% с последующим
отжигом при 550° С приводит к более равномерному
распределению дислокаций по сравнению с их распреде¬
лением после отжига при 450° С (см. рис. 247).Таким образом, механико-термическая обработка
сплава ВТЗ-1, состоящая из деформации предваритель¬
но отожженных образцов и последующего нагрева, по¬
вышает механические свойства и сопротивление ползу¬
чести при 100° С в результате дополнительного распада
метастабильной p-фазы и частичного наклепа а-фазы.
Следует отметить, что после деформации и нагрева рас¬
пад наблюдается не только вдоль определенных кри¬
сталлографических направлений, но имеет сетеобразный
так называемый «кружевной» характер, что, вероятно,
создает дополнительное сопротивление продвижению
дислокаций.Полуфабрикаты. Макро- и микроструктура дисков
и других полуфабрикатов зависит от условий деформа¬
ции и последующей термической обработки. Большое
влияние на структуру оказывает технологическая схема
подготовки шайбы под окончательную штамповку.После окончательной деформации в а+р-области
величина зерна может быть различна в зависимости от
условий изготовления заготовки: от самой мелкой (не¬
видимой), волокнистой, до зерна 6 и более балла. При
невидимом макрозерне микроструктура мелкозернистая
равноосного типа (тип 1) или глобулярно-пластинчатая
(тип 2) рис. 248, а, б.Термическая обработка, состоящая из нагрева вбли¬
зи точки Асз (Асз—30°С) материала с микрострукту¬
рой типов 1—2, позволяет обеспечить смешанную гло¬
булярно-пластинчатую структуру. При наличии макро-
зериа различной величины на матовом фоне в
микроструктуре присутствуют границы зерен первичной
р-фазы, (величина зерна 500 мкм), внутри которых рас¬
полагаются пластинки а-фазы различной ориентировки
(типы 3—4) рис. 248, в, г. Величина макро-и микрозе-
реи зависит главным образом от условий деформации,
а размеры пластин (толщина, длина) и колоний (пачки
пластин с разной ориентировкой), кроме того, от режи¬
мов термической обработки: температура нагрева при
первой ступени отжига, времени выдержки и скорости
охлаждения. Следует отметить, что многократный нагрев
в процессе деформации в а+р-области при небольших392
Рис. 248. Микроструктура дисков из сплава ВТЗ-1, Х500393
степенях деформации сопровождается также укрупнени¬
ем пластин а-фазы.Иногда применяется рекристаллизационный отжиг в
р-области после всесторонней проработки заготовки для
выравнивания макроструктуры, а последующая дефор¬
мация в а+р-области формирует окончательную струк¬
туру полуфабриката.Финишная деформация в р-области приводит к час¬
тичной рекристаллизации — макроструктура четко выра¬
жена, фон блестящий, размер зерна от 3 до 8 баллов. При
этом образуется микроструктура корзиночного плетения
с границами зерен первичпой p-фазы (величина зерна
500 мкм) или тонкоигольчатая с величиной p-зерна до
1000 мкм (рис. 248,д, е), соответствующая типам 7—9.Типичная микроструктура дисков из сплава ВТЗ-1,
изготовленных по различным технологическим схемам,
показана на рис. 248, а механические свойства в табл.
63. Оптимальному комплексу свойств, обеспечивающих
надежную работоспособность дисков из сплава ВТЗ-1,
отвечает макроструктура балла 4—8 и микроструктура
типов 5—8.Сплав ВТ8І. Деформируемый жаропрочный титано¬
вый сплап ВТ8 системы Ті—А1—Мо—Si относится кТАБЛИЦА 64МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВ* ДИСКОВ СПЛАВА ВТЗ-1 ПРИ 20’С
ПОСЛЕ ДЕФОРМАЦИИ В а+р. и р-ОБЛАСТЯХН *S.0* £h 9оМеханические свойства при 20°Сакmg
в <■&а"*vs ї*28mat- ^-область96010501050-11201020-110027-3822-3412-16Ю-200,32-0,5
P-область*
0,45-0,650,07-0,120,2-0,52140-25703260-3560480460• Термическая обрабо-і-Ка после в-дефорыацни: 960“С, 1 ч, охлаждение
с иечыо до 6о0 °С. 2 ч.' Написано с участие^ н. М.. Уляковой-394
двухфазным а + р-сплавам мартенситпого класса. Хими¬
ческий состав сплава: 5,8—7,0% А!; 2,8—3,8% Ми; 0,2—0,35% Si [35].Полуфабрикаты из сплава ВТ8 могут подвергаться
термической обработке следующих видов:1.	Двойной отжиг по режиму: нагрев при 920° С, вы¬
держка 1—4 ч, охлаждение на воздухе, затем нагрев
при 590° С, выдержка 1 ч, охлаждение на воздухе. Это
основной режим, применяемый для деталей, длительно
работающих при температурах до 500° С.2.	Упрочняющая обработка, состоящая из закалки в
воду с 925° С и последующего старения при 570° С в те¬
чение 1—6 ч и охлаждения на воздухе.3.	Высокотемпературная термомехапическая обработ¬
ка (ВТМО)—закалка в воду после высокотемператур¬
ной деформации (время разрыва между окончанием
деформации и закалкой не должно превышать 30—45 с)
и последующее старенне при 570° С в течение 2 ч, ох¬
лаждение на воздухе.Режим термической обработки выбирается в зави¬
симости от назначения деталей и требуемого уровня
свойств.Упрочняющая термическая обработка сохраняет
свою эффективность только при температурах эксплуа¬
тации не выше 450° С.Фазовый состав сплава ВТ8 изменяется в зависи¬
мости от температуры нагрева и скорости охлаждения
(табл. 64, 65). При пониженной скорости охлаждения в
процессе закалки с 1000° С наряду с а'-фазой фикси¬
руется p-фаза (табл. 65), а после закалки с 900° С фик¬
сируются а"-, а- и р-фазы.После нагрева до 650—850° С скорость охлаждения не
оказывает существенного влияния на временное сопро¬
тивление разрыву. Пластичность деформированного спла¬
ва ВТ8 повышается, а прочность снижается после нагре¬
ва при 850—900° С независимо от скорости охлаждения.
После нагрева до 950—1000° С с увеличением скорости
охлаждепия временное сопротивление разрыву возра¬
стает, а пластичность падает.По мерс повышения температуры нагрева под закал¬
ку с 900 до 975°С временное сопротивление разрыву
сплава повышается. Наилучшее сочетание свойств до¬
стигает послсзакалки с 950°С ((тв” 1220МПа; 6 =16,5%;
*ф=50,5%). Предел текучести сплава с повышением395
ТАБЛИЦА Г,4ИЗМЕНЕНИЕ ФАЗОВОГО СОСТАВА И КОЛИЧЕСТВА Р-ФАЗЫ
В ЗАВИСИМОСТИ ОТ ТЕМПЕРАТУРЫ ЗАКАЛКИ СПЛАВА ВТ8Температура
закалки, °СФазовыйсоставКоличество
Р-фазы, %Темпера¬
тура за¬
калки, °сФазовыйсоставКоличество
Р-фаэы, %После КОВКИа+Р9880а+а"+ (р)500а+р—900а+а"—600а+р—950а' (а") + а0800а+р—1050а'0850а+Р18ТАБЛИЦА 65ИЗМЕНЕНИЕ ФАЗОВОГО СОСТАВАВ ЗАВИСИМОСТИ ОТ СКОРОСТИ ОХЛАЖДЕНИЯ ПРИ ЗАКАЛКЕ
СПЛАВА ВТ8Темпера¬
тура за¬
калки, °ССкоростьохлаждения,град/сФазовыйсоставТемпера¬
тура за¬
калки, °ССкоростьохлаждения,град/сФазовыйсостав1000300—1000250200а'
а'
а' + Р900350—925300250а" +а
а" + а
а + а" + Ртемпературы закалки снижается и достигает минималь¬
ного значения (на 300 МПа ниже временного сопротив¬
ления разрыву) после закалки с 900° С, а затем возра¬
стает с дальнейшим повышением температуры до 950—
1000° С. После закалки с 1000—1200° С резко падают
пластические свойства, снижается и временное сопро¬
тивление разрыву.После отжига при температурах до 800° С особых
изменений микроструктуры не наблюдается по сравне¬
нию со структурой после ковки. После закалки с 900—
950° С наблюдается уменьшение количества а-фазы по
сравнению со структурой деформированного металла.После закалки с 975° С в структуре сплава наблю¬
даются зерна первичной а-фазы на фоне превращенной
P-фазы. При быстром охлаждении с 1000° С микрострук¬
тура представляет а'-мартеисит (рис. 249).После охлаждения на воздухе с 950 и 975°С наблю¬
даются две структурных составляющих: a-фаза (свет¬
лая) и превращенная p-фаза (темная). При повышении
температуры нагрева под закалку с 950 до 975° С коли¬
чество а-фазы уменьшается, а количество а'-мартенснтл396
Рис. 249. Микроструктура спла¬
ва ВТ8 после закалки в воду
с различных температур, °С:а — 950: б — 975; в — 1000, Х500Рис. 250. Микроструктура спл*.
ва ВТ8 после охлаждения на
воздухе с различных темперу,
тур. °С:а - 950; б - 975; в - 1000, Х500
Рис. 251. Микроструктура спла¬
ва ВТ8 после охлаждения с
печью с различных температур,°С:а — 950: б — 975; в — 1000, Х500ЩшЩЩРис. 252. Микроструктура стла¬
ло ВТ8 после закалки в воде с
975 °С и старения в течение 1 ч
при различных температурах,°С:а — 400; б — 500: в — 600, Х500398
возрастает. В структуре сплава ВТ8 после отжига и ох¬
лаждения на воздухе a-фазы значительно меньше, чем
после отжига и охлаждения с печью (рис. 250—251).Чем медленнее охлаждение, тем грубее структура
превращенной p-фазы, количество выделений а-фазы
больше и их размеры крупнее. Фаза а располагается в
объеме исходных (3-зерен и по границам зерен.Старение сплава ВТ8 приводит к повышению его
прочностных свойств и падению пластических из-за рас¬
пада нестабильных фаз. Наиболее высокая прочность
достигается после старения при 400 и 500° С в течение
1 ч. Заметное разупрочнение наблюдается при темпера¬
туре старения 600° С в течение 25 ч. Повышение темпе¬
ратуры старения до 700° С вызывает полное разупроч¬
нение сплава. Снижение температуры нагрева под закал¬
ку с 975 до 950° С почти не оказывает влияния на
свойства после старения.На рис. 252 приведена микроструктура сплава ВТ8
после закалки с 975° С и последующего старения при
400, 500, 600° С в течение 1 ч. После старения при 400—
500° С микроструктура сплава практически мало отли¬
чается от микроструктуры после закалки. После старе¬
ния при 600—700° С отмечается высокая травимость
шлифа, что, очевидно, связано с распадом а"-фазы.Изучение микроструктуры показало, что снижение
прочностных свойств сплава, закаленного от 975° С, с
увеличением времени старения при 600—700°С связа¬
но с коагуляцией продуктов распада метастабильных
фаз.Сплав ВТ9i. Деформируемый жаропрочный титано¬
вый сплав ВТ9 системы Ті— А1—Мо—Zr—Si относится
к двухфазным сс + (3-сплавам мартенситного класса. Его
состав: 5,8—7,0% А1; 2,8—3,8%Мо; 0,8—2,5% Zr;
<0,25% Fe; 0,2-0,35% Si; 02<0,15%; N2<0,05%;
С<0,1%.Для полуфабрикатов из сплава ВТ9 применяют сле¬
дующие виды термической обработки:1.	Двойной отжиг: нагрев при 950—970° С, выдержка
1—4 ч, охлаждение на воздухе; затем нагрев при 530° С,
выдержка 6 ч, охлаждение на воздухе. Это основной
режим, применяемый для деталей, работающих при ре¬
комендованных температурах н ресурсе.1 Написано с участием Н. М. Улякрвой,399
Для повышения пластичности (в случае необходимо¬
сти) допускается изотермический отжиг по режиму:
нагрев при 950° С, выдержка, охлаждение с печью (или
перенос в другую печь) до 530—580° С, выдержка 6 ч,
охлаждение на воздухе.2.	Упрочняющая термическая обработка, состоящая
из закалки в воду с 925° С и последующего старения при
500—600° С в течение 1—6 ч с охлаждением на воздухе.3.	ВТМО — закалка в воду после высокотемператур¬
ной деформации (перерыв между окончанием деформа¬
ции и закалкой не должен превышать 30—45 с) и по¬
следующее старение при 570° С в течение 2—6 ч с ох¬
лаждением на воздухе.Сплав ВТ9 после отжига при температурах 750—
850° С с последующим охлаждением на воздухе содер¬
жит 8—10% р-фазы, остальное a-фаза (по данным
М. И. Ермоловой и Е. И. Гуськовой). Последующий
нагрев при 530° С в течение 6 ч (вторая ступень отжига)
практически не изменяет характер микроструктуры
сплава, наблюдаемой при световых увеличениях.После отжига сплава ВТ9 при 950° С с охлаждением
на воздухе количество р-фазы составляет порядка 9%.
Изменение скорости охлаждения после нагрева до 950° С
приводит к заметному изменению фазового состава.
С повышением температуры нагрева под закалку с
870 до 950° С наблюдается уменьшение количества
Р-фазы и увеличение количества а"-фазы вследствие
превращения p-va" в процессе охлаждения (табл. 66), а
после закалки из p-области фиксируется а'-фаза.Зависимость механических свойств сплава ВТ9 от тем¬
пературы нагрева и скорости охлаждения (в воде, навоздухе, с печью) показана
на рис. 253. При сравнении
микроструктур сплава, охла¬
жденного в воде (рис. 254),
с печью (рис. 255) и на воз¬
духе (рис. 256) отмечается
различная травимость пер¬
вичной р-фазы, так как в про¬
цессе охлаждения на возду¬
хе происходит частичный рас¬
пад метастабильных фаз.В процессе медленного
охлаждения с печью с 850° СТАБЛИЦА 66ФАЗОВЫЙ СОСТАВ СПЛАВА BT9,
ЗАКАЛЕННОГО В ВОДЕ
С РАЗЛИЧНЫХ ТЕМПЕРАТУРТемпера¬тура на¬Фазовый составгрева, °С870,2 чa+24%p+20%a"900,2 чa+6%P+75%a"950,1 чa+a"+a'1000,1 чa'400
100-woo-900-700600 800 WOO 1200 600 800 WOO 1200 600
Температура нагреСа °СWOO .200Рис. 253. Влияние температуры нагрева и скорости охлаждения на механи¬
ческие свойства сплава ВТ9:а — охлаждение в воде; б — на воздухе; в — в печиГРис. 254. Микроструктура сплава
ВТ9, закаленного с различных тем¬
ператур в воде: 850 "С (а), 950 °С
(б). 1100 °С (в). Х50026-264401
происходит перераспределение компонентов в а- и (3-фа¬
зах, в результате не образуется дисперсных продуктов
распада и а- и р-фазы сохраняются до комнатной тем¬
пературы. Количество р-фазы при этом составляет по¬
рядка 22%. Прочность монотонно уменьшается с повы¬
шением температуры отжига. Снижение пластичности
после отжига при температурах p-области связано с ин¬
тенсивным ростом зерна первичной р-фазы.Повышение температуры отжига с 950 до 990° С, а
также увеличение времени выдержки при этих темпера¬
турах сопровождается коагуляцией a-фазы и уменьше¬
нием ее количества (рис. 256), что вызывает снижение
прочности и повышение ударной вязкости сплава ВТ9.
При просмотре в оптическом микроскопе не обнаружи¬
вается влияние дополнительного нагрева при 530° СРис. 255. Микроструктура сплава
ВТЭ после охлаждения с печью
с температур. °С:а — 850; б — 950; в - 1100, Х500
в течение 6 ч на изменение микроструктуры. Отмечается
лишь повышенная травимость структуры. Электроногра¬
фическое исследование микроструктуры сплава ВТ9 пос¬
ле двойного отжига в зависимости от времени выдерж¬
ки при 530° С показало, что в процессе нагрсоа при 530° С
в течение 4—6 ч происходит дораспад jj-фазы и образо¬
вание более дисперсных продуктов распада а- и [3-фаз.Минимальные значения прочностных свойств (ств=
= 1050 МПа и а0,2=750 МПа) и максимальная пла¬
стичность (6=18%; i|5 = 50%) наблюдаются после за¬
калки с температур 850—900° С, при этом максимальная
разница между временным сопротивлением разрыву и
пределом текучести достигает 300 МПа. Это явление
объясняется образованием мартенситной а"-фазы. ПотРис. 256. Влияние температуры
первой ступени отжига (выдержка
4 ч) на микроструктуру сплава
ВТ9. “С: Х450 Мез" 1000 °С):а — 950; б — 970; в — 99026*403
мере дальнейшего повышения температуры нагрева под
закалку до точки Ас3 прочностные характеристики зна¬
чительно увеличиваются, а пластические падают из-за
уменьшения в структуре сплава количества а-фазы и
образования мартенситной а'-фазы. Структурные изме¬
нения, происходящие при повышении температуры на¬
грева под закалку, показаны на рис. 254. При нагреве
под закалку до р-обла^ти наблюдается интенсивный
рост зерна первичной p-фазы и при закалке образуется
мартенсит а'-грубоигольчатого строения, в связи с чем
имеет место хрупкое разрушение образцов и истинные
значения прочностных характеристик не могут быть по¬
лучены.Распад метастабильпых фаз, образующихся в спла¬
ве ВТ9 в результате закалки с высоких температур, при
последующем старении вызывает существенные измене¬
ния механических свойств.На рис. 257 показано влияние температуры старения
на свойства сплава ВТ9, закаленного с 850 и 950° С.
Максимум прочностных характеристик и минимум пла¬
стичности наблюдается после старения при одной и той
же температуре 530° С и независимо от температуры на¬
грева под закалку. Наибольшее упрочнение при старе¬
нии получено в сплаве, закаленном с 900° С, т. е. в слу¬
чае распада при старении мартенситной фазы а". При¬
рост прочности в результате старения в данном случае
составляет 300 МПа. При распаде мартенсита а' при¬
рост прочности значительно меньше (130 МПа), однако
абсолютное значение предела прочности состаренного
сплава наивысшее — 1400 МПа.Рис. 257. Влияние температуры
старения в течение 2 ч на механи¬
ческие свойства сплава ВТ9, зака¬
ленного в роде с температур 850 °С
(а) и 950 °С (б)404
Рис. 258. Микроструктура сплава ВТ9 после закалки в воде с 950 'С и ста¬
рения при 450 С (а). 530 °с (б), Х500Рис. 259. Микроструктура сплава ВТ9: а, б — изотермический отжиг;
в, г — двойной отжиг; а, в _ Х500; б. г — Х7О00
На основании микроструктуриых исследований
(рис. 258) можно судить о степени распада метастабиль-
ных фаз по разной травимости продуктов распада. В ин¬
тервале температур 200—530°С происходит образование
гетерофазной высокодисперсной структуры, состоящей
из а- и p-фаз. При дальнейшем повышении температуры
старения (до 750° С) происходит коагуляция продуктов
распада, что вызывает снижение прочностных и повыше¬
ние пластических характеристик.Микроструктура оказывает существенное влияние
на длительную прочность сплава ВТ9. При структуре
(см. рис. 259), которая получается после изотермическо¬
го отжига, длительная прочность в случае испытания
при 500°С, 100 ч составляет 480 МПа, а после двойного
отжига, обеспечивающего распад первичной р-фазы,
при напряжении 580 МПа образцы выдерживают при
500° С более 160 ч. Таким образом, распад первичной
р-фазы на второй ступени отжига приводит к повышению
длительной прочности сплава ВТ9.Сплав ВТ25*. Деформируемый жаропрочный титано¬
вый сплав ВТ25 системы Ті—А1—Zr—Sn—Мо—W—Si
относится к а + Р-сплавам мартенситного класса с пре¬
обладанием а-фазы.По жаропрочным характеристикам при 500° С сплав
ВТ25 значительно превосходит сплавВТ8 (па 150МПа),
а по ресурсу— сплав ВТ9 (6000 ч вместо 500 ч).В работе [2] было изучено влияние температуры
нагрева, скорости охлаждения, а также различных ре¬
жимов двойного отжига на фазовый состав, структуру и
свойства катаных прутков диаметром 12—25 мм из
сплава ВТ25. В качестве охлаждающей среды были вы¬
браны вода, воздух, печь. Температура Асг, определен¬
ная металлографическим методом по изменению струк¬
туры после закалки с 800—1050° С, составила 990° С.
Нагрев заготовок осуществлялся в двухфазной а+Р-
(700, 800, 900 и 940° С) н однофазной р-областях
(1040°С), а также при температуре, соответствующей
точке Асъ (990° С).Изменение свойств сплава в зависимости от темпе¬
ратуры нагрева и скорости охлаждения приведено на
рис. 260. После нагрева в интервале 700—900° С незави¬
симо от скорости охлаждения сплав ВТ25 имеет значе¬1 Написано с участием В. П. Кураевой.406
ния временного сопротивления разрыву 1020—1080 МПа.
Минимальные значения предела текучести (ето.2=
=700 МПа), полученные после закалки сплава с
900° С, связаны, по-видимому, с большим количеством
в структуре сплава а"-фазы (табл. 67).Существенная разница в свойствах и структуре
(рис. 261) в зависимости от скорости охлаждения и
температуры наблюдается при нагреве выше 900° С.
Так, после закалки в воду с температуры, близкой к
точке Асъ (940°С), предел прочности возрастает до
1120 МПа при некотором снижении относительного су¬
жения. Такое изменение свойств вызвано, вероятно, по¬
явлением незначительного количества а"-фазы в сплаве
(табл. 67). После закалки с 990—1040°С вследствие
образования мартенситной структуры предел прочности
повышается до 1280—1300 МПа при значительном па¬
дении пластических характеристик (6=3% и -ф = 17%).При повышении температуры нагрева под закалку с
850 до 1040° С в сплаве ВТ25 наблюдается та же по¬
следовательность метастабильных фаз: а+рм; <*+а";
а-fa'(а"); а', как и в сплавах ВТЗ-1 и ВТ9. Однако
количество метастабильных фаз в сплаве ВТ25 меньше,
чем в сплавах ВТЗ-1 и ВТ9.ТАБЛИЦА 67ФАЗОВЫЙ СОСТАВ СПЛАВА ВТ25
(ЗАКАЛКА В ВОДЕ)Теыпера-
тура на¬
грева, °СФдаэвыАсоставТемпера¬
тура на¬
грева. °СФаэовывсостав650а + (970а' (а)750а + (J)1000а'850a -f- (>)1020а'900а Н- оГ1040а'950а + а1*Рис. 260. Механические свойства
сплава BT2S в зависимости от тем¬
пературы нагрева н скорости охлаж¬
дения:! — на воздухе; 2 — в поде; 3— с
печью; ao,2 — охлаждение в водеТемпература нагрева °С407
Рис. 261. Микроструктура сплава ВТ25 в зависимости от температуры на¬
грева и скорости охлаждения, ХЗОО:/ — 940 °С; //— 1020 °С. а. б — охлаждение в врде; в. г — на воздухе;
д, е — с печью408
Ударная вязкость и длительная прочность сплава
также зависят от структуры и от фазового состава спла¬
ва. После закалки с 650—750° С, когда структура спла¬
ва представлена а- и p-фазами, значения этих харак¬
теристик составляют ап= 0,15-^-0,17 МДж/м2 и ст^° =
= 560 МПа. С повышением температуры закалки до
950° С метастабильная p-фаза сменяется а"-мартенси-
том и значения ударной вязкости возрастают. Повыше¬
ние длительной прочности при этом связано с распадом
а"-фазы в процессе испытания образцов под напряже¬
нием. Наиболее высокие значения указанных свойств
получены после закалки с 950° С (ан=0,36 МДж/м2,
aioo°=700 МПа). После закалки с 1040° С из-за появ¬
ления тонкоигольчатой а'-структуры ударная вязкость
снижается до 0,12 МДж/м2. Более низкие значения
длительной прочности после закалки с температур
р-области (а^° =650 МПа) возможно связаны с боль¬
шими размерами зерна первичной р-фазы.Микроструктура сплава ВТ25 после закалки и по¬
следующего старения двухфазная. При исследовании
структуры сплава в электронном микроскопе после за¬
калки с 800—850° С и старения при 400° С не обнару¬
жено продуктов распада метастабильных фаз. Повыше¬
ние температуры старения до 500° С приводит к распа¬
ду р-фазы. При температуре 580° С наблюдается
коагуляция продуктов распада (рис. 262).Пониженная пластичность после закалки из р-обла¬
сти объясняется образованием а'-фазы. После старения
при 400 и 530° С а'-фаза сохраняется и пластичность не
изменяется. При повышении температуры старения до
650° С наблюдается начальная стадия распада этой
фазы, сопровождающаяся выделением высокодисперс¬
ных частиц а- и p-фаз (табл. 68). Выделенная электро¬
химическим методом p-фаза имеет большой параметрОячейки Яр=3,29 А, а на рентгенограмме наблюдается
размытость линии р-фазы. Фаза аг не обнаружена, что,
по-видимому, связано с очень малым ее содержанием и
с высокой дисперсностью частиц.В процессе охлаждения на воздухе и с печью с тем¬
ператур выше 950° С метастабильная p-фаза распадает¬
ся. Такая структура нестабильна и в процессе эксплуа¬
тации при 500° С претерпевает изменения. Для полу¬
чения стабильной структуры сплав должен быть409
ТАБЛИЦА 68ФАЗОВЫЙ СОСТАВ СПЛАВА ВТ25 ПОСЛЕ ЗАКАЛКИ В ВОДЕ
И СТАРЕНИЯ В ТЕЧЕНИЕ 100 ч ПРИ ТЕМПЕРАТУРАХТемпература закалки, °Сстарения, °С8509001020300а + а"а (а' + а")а'400а + а"а (а' +а")а'450а + а"а (а' + а")а'500а + а"а + (Р)а'530а + а"(Р)а + 6%ра'550а+7»/оРа + 7%ра'580а + 8%р—а'650а + 9%ра + 8%Р—720	—а + Рподвергнут дополнительному отжигу при 530—580° С.Оптимальное сочетание свойств сплава ВТ25 (ан>
>0,30 МДж/м2 и а^° ^680 МПа) получено после
двойного отжига по режиму: нагрев до 950° С, выдерж¬
ка 1 ч, охлаждение на воздухе при 530—580° С, вы¬
держка 6 ч, охлаждение на воздухе. Повышение темпе¬
ратуры второй ступени отжига до 650° С приводит к
снижению ударной вязкости до 0,2 МДж/м2 и длитель¬
ной прочности до а^° =610 МПа, что связано, по-ви¬
димому, с коагуляцией продуктов распада.Исследование механических свойств сплава после
стандартной термической обработки и дополнительного
100—6000 ч — нагрева при 500 и 550° С свидетельствует
о высокой термической стабильности сплава ВТ25 [37].Временное сопротивление разрыву сплава ВТ25 при
20° С практически не зависит от условий деформации,
а пластичность после деформации в p-области (ij)=18-f-
—27%) значительно ниже, чем в а+р-области (-ф=30-Ч-
-М2%). Увеличение степени деформации в р-области
приводит к повышению пластичности сплава.Длительная прочность и ползучесть (а=360 МПа
т=100 ч) при 500° С в значительной степени зависят от
структуры, которая формируется r процессе деформа¬
ции.Сплав, деформированный в p-области, имеет более
высокую длительную прочность, чем деформированный в
а+р-области. Увеличение степени деформации наиболее410
заметно повышает длительную прочность сплава, дефор¬
мированного в {3-области. Предел длительной прочности
при деформации в (3-области тем выше, чем мельче зер¬
но р-фазы.При деформации в а+р-области предел длительной
прочности тем ниже, чем больше в сплаве а-фазы.Сопротивление ползучести сплава ВТ25 изменяется
в зависимости от условий деформации аналогично из¬
менению длительной прочности.Рис. 262. Микроструктура сплава BT25 после закалки в воде с 900 °С (я)
и последующего старении при 400 °С (б), 450 °С (я) и 500 °С (г), ХЮООО411
Анализ тонкой структуры образцов из шайбы тол¬
щиной 25 мм, деформированной в (а+р-области) при
980° С (е=40%), показывает, что в образцах после ис¬
пытания на длительную прочность и термическую ста¬
бильность под напряжением (360 МПа при 500° С в те¬
чение 100 ч) наблюдается значительное увеличение
р-фазы и увеличение степени распада ее по сравнению с
образцами, испытанными в исходном состоянии.Увеличенным количеством продуктов распада, по-
видимому, и объясняется падение “ф после испытания на
термическую стабильность под напряжением.Структура дисков из сплава ВТ25, полученная при
деформации в а-|-р (980°С)- и р (1050°С)-областях су¬
щественно различается: прн низкотемпературной дефор¬
мации наблюдается волокнистая и+р-структура, кото¬
рая оценивается баллом 3—4 по макро- и до тина 4 по
микрошкалам. При деформации в p-области структура в
основном рекрпсталлизованная с величиной зерна по¬
рядка 100 -150 мкм/(8 тип) и пластинчатая (типа 5—
7). При этом наблюдается снижение временного сопро¬
тивления разрыву с 1050—1080 до 1020 МПа.Структура прутков диаметром 22—60 мм с увеличе¬
нием диаметра прутка изменяется от балла 1—2 до бал¬
ла 3—4 с участками зерен балла 5 по макрошкале и от
а-глобулярной (типа 1—3) до пластинчатой (типов 5—
7) по микрошкале.Минимальные значения механических свойств прут-
коп диаметром 25—30 мм из сплава ВТ25 составляют:
0U = 1OOO МПа, 6=10%, г|;=250/о, eu=0,3 МДж/м2.Для прутка диаметром 60 мм отмечается незначи¬
тельное снижение пластичности (6=9%, г|>=22%) при
близких значениях других характеристик.Сплав ВТЗЗ (опытно-промышленный)1. Деформируемый жаро¬
прочный титановый сплав ВТЗЗ, обладающий повышенной технологи¬
ческой пластичностью, системы Ті -АІ—-Мо Zг—Sn—Si относится к
а+р-силапам и рекомендуется для изготовления лопаток компрессо¬
ра и других деталей, работающих в любых климатических условиях
длительно до 450° С, кратковременно до 500° С.Сплав ВТЗЗ предназначен для нзготовдення поковок, катаных
прутков, проката периодического ссчсння и штамповок лопаток
с использованием передовых методой холодной вальцовки и чеканки.Для полуфабрикатов из сплапа ВТЗЗ разработаны режимы тер¬
мической обработки, обеспечивающие оптимальное сочетанно меха¬
нических свойств.1 Написано с участием В. Ф. Никуловой.412
1.	Двойной отжиг, состоящий из нагрева при 850° С, выдержка
1 ч, охлаждение на воздухе. Такой отжиг обеспечивает предел проч¬
ности 850 1000 МПа.2.	Упрочняющий режим термической обработки: закалка в воде
от 825° С (выдержка 1 ч) и старение при 550е С, выдержка 2 ч, ох¬
лаждение на воздухе. Такая обработка повышает прочностные свой¬
ства на 15—20% (предел прочности составляет 1050—1150 МПа).В. Ф. Никуловой, М. И. Ермоловой, Е. И. Гуськовой н др. было
изучено плияннс температуры нагрева от 500 до 950° С, скорости ох¬
лаждения (в воде и на воздухе) на структуру, фазовый состав и
механические свойства сплава ВТЗЗ (рис. 263).После закалки с 500—750°С в структуре сплава присутствуют
только а- и P-фазы. С повышением температуры нагрева под закалку
количество P-фазы в закаленном сплаве возрастает примерно до
30%. После закалки с 800° С в структуре сплава присутствуют три
фазы: а, Р и а", причем количество а"-фазы максимально после за¬
калки с 825°С (55%). Прн закалке с 900—950°С образуется мета-
стабнльная а'-фаза.Фазовый состав и структура сплава после охлаждения па воз¬
духе и в воде существенно отличны. После охлаждения на воздухе
с различных температур структура сплава представлена только «- и
P-фазами. Максимальное количество Р-фазы образуется при охлаж¬
дении с температур 700—850°С (~50%).Микроструктура сплава ВТЗЗ после охлаждении па воздухе с
500 и 600° С примерно одинакова. После нагрева прн 700—750° С
границы зерен а-фазы становятся более четкими (рис. 264). Прн ох¬
лаждении с 900° С образуется грубая пластинчатая структура внутри
первичного р-яериа. После закалки с 825° С в структуре сплава по-Рис. 263. Влияние температуры нагрева и скорости охлаждения на фазовыП
состав и механические свойства сплава ВТЗЗ:а — п воде; о — на воздухе• А13
Рис. 264. Влияние температ уры
нагрева (выдержка 1 ч) на мик¬
роструктуру сплава ВТЗЗ, X 1000:а — 750 °С, воздух; б — 825 °С,
воздух; в — 900 °С, воздухРис. 265. Механические свойства и
фазовый состав сплава ВТЗЗ после,
закалки с 825 °С (выдержка в те¬
чение 1 ч) в воде и старения (в
течение 5 ч) при различных тем¬
пературахИс'х. 300 400 500 500
Температура старения/МПа то.50
являются пластинки а"-фазы, а после закалки от 900е С —иглы а'-
фазы.Скорость охлаждения с 500—700° С и 900—950° С существенно
не влияет на механические свойства сплава ВТЗЗ. Наибольшее влия¬
ние скорости охлаждения на свойства сплава ВТЗЗ наблюдается при
нагреве до 800—850° С.Наибольшее снижение предела текучести наряду с повышением
пластичности наблюдается при образовании максимального количе¬
ства а"-фазы. Разница между пределами прочности и текучести при
закалке с 825° С достигает 350 МПа. Низкий предел текучести
(Оо,2 = 500 МПа) и высокие характеристики пластичности (6 = 20%,
ф = 70%) позволяют сделать заключение, что закалка с 825°С яв¬
ляется перспективной для создания условий, необходимых для хо¬
лодной деформации.Влияние старения при различных температурах на структуру,
фазовый состав и механические свойства сплава ВТЗЗ, охлажденного
в воде с 825° С, приведено на рис. 265. После закалки с 825° С и
старения при 500° С а"-фаза распадается полностью. После старения
при 500° С и более высоких температурах структура сплава представ¬
лена а-и Р-фазами, однако P-фаза метастабильна: содержание молиб¬
дена в p-фазе не превышает 10%, в то время, как после отжига
достигает 18—20% (табл. 69). Более стабильная ($-фаза получается
после старения при 550°С (содержание молибдеиа 14,4%).На рис. 266 показано влияние температуры нагрева под закалку
в воде и старения при различных температурах в течение 5 ч на мик¬
роструктуру сплава ВТЗЗ.ТАБЛИЦА 69ИЗМЕНЕНИЕ КОЛИЧЕСТВА И СОСТАВА ФАЗ, ИЗОЛИРОВАННЫХ
ИЗ СПЛАВА ВТЗЗ ПОСЛЕ НАГРЕВА В ТЕЧЕНИЕ 1 ч и ОХЛАЖДЕНИЯ
В ВОДЕ ИЛИ НА ВОЗДУХЕ И СТАРЕНИЯ (5 ч) (В АНОДНЫХ ОСАДКАХ
АЛЮМИНИЙ НЕ ОПРЕДЕЛЯЛИ)Термическая обработкаФазовый
состав анод¬
ного осадкаКоличе¬
ство изо-
лир. фазы,
% (по
массе)Состав фазы, %ТІМоZr825°, 1 ч*-,/fОС22,693,14,92,0То же + 400°, 5 чл»"а» » + 450°, 5 ча" + Рсл47,690,27.62,1» » -j- 500°, 5 ч„ /і
а16,190,08,071,93» » -|- 550°, 5 чРразм17,083,514,42,06» » + 600°, 5 чІ16,783,814,41,8» » 825°С, 1 чр30,090,08,02,0» » + 400°, 5 чр28,085,812,12,1» » + 450°, 5 чр32,385,412,42,16» » + 500°, 5 чр13,482,115,72,16» » + 550°, 5 чр15,882,415,42,0» » + 600°, 5 чр18,282,515,42,0* Охлаждение в воде, во всех остальных случаях — на воздухе.415
Рис. 266. Микроструктура сплава ВТЗЗ после закалки в воде с 750 (а) и
825 °С (б) и старения в течение 5 ч при 400 (а), 550 (б), Х1000Рис. 267. Влияние температуры нагрева и скорости охлаждения на механи¬
ческие свойства сплава ВТ28 при 20 °С:а — охлаждение в воде; б — на воздухе; Г. к. — горячекованый пруток416
Сплав ВТ28 *. Деформируемый жаропрочный титановый сплав
ВТ28 системы Ti-—Al—W—Zr—Sn—Мо—С—Si является наиболее
жаропрочным сплавом и предназначен для изготовления поковок и
штамповок дисков компрессора с рабочей температурой 550—650° С.Полуфабрикаты из сплава ВТ28 можно подвергать изотерми¬
ческому или двойному отжигу, а также упрочняющей термической
обработке:а)	изотермический отжиг: 1000° С, выдержка 1 ч, охлаждение с
печью до 600—650° С, выдержка 5 ч, охлаждение на воздухе;б)	двойной отжиг: 980—1000° С. выдержка 1 ч, охлаждение на
воздухе +600° С — 5 ч, охлаждение на воздухе;в)	упрочняющая термическая обработка: 900° С, выдержка 1 ч,
закалка в воде+старение при 700° С, выдержка 2 ч, охлаждение на
воздухе.Для обеспечения длительной работы сплава ВТ28 при 550—
650° С оптимальным режимом является изотермический отжиг, ко¬
торый обеспечивает наиболее стабильное состояние.Сплав ВТ28 (по данным М. И. Ермоловой, Е. И. Гуськовой и
А. Ю. Соколовой) после изотермического отжига находится в че¬
тырехфазном состоянии, представленном а-, Р-, б- и аг-фазами, что
обеспечивает оптимальное сочетание механических свойств при ком¬
натной и повышенных температурах.б-фаза — твердый раствор титана в вольфраме, аг-упорядочен-
ная фаза на основе Т і з АI.После длительного старения при 600° С увеличивается содержа¬
ние 6-фазы и аг-фазы, что вызывает снижение пластических свойств
сплава.Сплав ВТ28 закаливается как в воде, так и на воздухе. При
старении закаленного сплава происходит распад метастабильных фаз
Рмет, а" и а', что вызывает значительное упрочнение сплава. В со¬
ответствии с диаграммами состояния Ti—Al и Ті—W в процессе на¬
грева при 550—750° С идут превращения а->-а2+а и Рі->6+а. В
связи с тем что сплав легирован не только вольфрамом, но и молиб¬
деном, превращение Р-фазы идет по схеме р->рін + Р2н->Рі + а+6.
В результате распада метастабильных фаз сплав становится четы¬
рехфазным (а+Р+аг + б).Вольфрам в сплаве повышает на 100° С температуру образова¬
ния и распада метастабильных фаз: рМет, а" и а' при термообработ¬
ке по сравнению с а +р-сплавами.Механические свойства сплава при комнатной температуре в за¬
висимости от скорости охлаждения с различных температур в интер¬
вале 650—1050° С приведены на рис. 267. После закалки сплава с
900° С отмечается максимальная разница между временным сопро¬
тивлением разрыву и пределом текучести (240 МПа), что связано
с образованием а"-фазы.На рис. 268 представлена микроструктура сплава после охлаж¬
дения в воде и на воздухе с различных температур. Нагрев до
900° С и последующее охлаждение как в воде, так и на воздухе не
приводит к существенным изменениям микроструктуры по сравне¬
нию с горячекованым состоянием.После закалки с 950° С и выше наблюдаются зериа первичной
а-фазы на фоне а'-фазы (рис. 268,6). С повышением температуры1 Написано с участием Н. М. Уляковой.27-264417
Рис. 268. Микроструктура сплава ВТ28 после закалки в воде с 900 *С (а).
1020 °С (б), 1050 °С (в) и охлаждения на воздухе с 900 °С (г). 1020 °С (d), Х450418
t;c	t°cРис. 269. Влияние температуры старения (время 2 ч)	на механические свой¬
ства при 20 °С сплава ВТ28, охлажденного в воде с	900 °С (а), на воздухе
с 1000 °С (б)Рис. 270. Микроструктура сплава ВТ28 после закалки в воду с 900 °С и по¬
следующего старения при 600 °С, Х45027*419
количество первичной a-фазы уменьшается и после нагрева при
1050° С микроструктура представляет собой мартенситную а'-фазу с
границами зерен первичной р-фазы (рис. 268,в). Появление мар-
тенситной а'-фазы вызывает повышение прочности и снижение пла¬
стичности.После охлаждения на воздухе с температуры ниже 950° С мик¬
роструктура отличается повышенной травимостью основы (а') что,
вероятно, связано с ее распадом. С повышением температуры отжи¬
га количество a-фазы (светлая) уменьшается при увеличении коли¬
чества а'-фазы. После охлаждения на воздухе с 1050° С микрострук¬
тура характеризуется наличием крупного {3-зерпа.Максимальное упрочнение сплава, закаленного с 900° С, на¬
блюдается после старения в интервале 500—600° С (рис. 269). Вре-Рис. 271. Микроструктура сплава ВТ28 после отжига при 1000 °С, охлажденияна воздухе и последующего нагрева (выдержка 2 ч) при 600 °С, Х450Рис. 272. Микроструктура сплава ВТ28 после изотермического отжига при
1000 °С, 1 ч с последующим охлаждением в печи до 650 °С, выдержка Б ч.
охлаждение на воздухе, Х450420
менное сопротивление разрыву достигает 1620 МПа при минималь¬
ной пластичности (6 = 4%, ф = 8%). Повышение температуры ста¬
рения приводит к разупрочнению сплава.Микроструктура сплава после старения при 500—650°С
(рнс. 270) характеризуется повышенной травимостью, что, вероятно,
связано с распадом метастабильных фаз. При 750° С наблюдается ко¬
агуляция продуктов распада, сопровождающаяся повышением пла¬
стичности сплава и снижением прочности.Нагрев при 400—500° С не оказывает влияния на временное со¬
противление разрыву сплава, отожженного при 1000° С. Однако
пластические характеристики и особенно поперечное сужение пони¬
жаются. Повышение пластичности отмечается после нагрева при
температурах выше 650° С.Прн просмотре в оптическом микроскопе видимых изменений в
микроструктуре в зависимости от температуры старения не наблю¬
дается (рис. 271).При 550—600° С отмечается повышенная травимость шлифа,
что, вероятно, связано с распадом метастабильных фаз. Это сопро¬
вождается повышением прочности.В отличие от микроструктуры после отжига при 1000° С микро¬
структура после дополнительного нагрева при 550—750° С характе¬
ризуется более грубыми выделениями а-фазы в виде цепочек в ос¬
новном по границам зерен, что вызывает резкое понижение пла¬
стичности.В отличие от двойного отжига после изотермического отжига
отсутствует игольчатая a-фаза (рис. 272). Структура характеризу¬
ется большим количеством а-фазы глобулярной и пластинчатой
формы.
Глава VIIIМЕТАЛЛОГРАФИЯДЕФЕКТОВ1В поковках, штамповках и других полуфабрикатах, а
также в готовых деталях из титановых сплавов встреча¬
ются различного вида дефекты, недопустимые при ис¬
пользовании деталей в изделиях [5]. Эти дефекты не
всегда обнаруживаются в слитках и нередко выявляются
в процессе механической обработки полуфабрикатов,
после травления, а также при контроле окончательно
готовых деталей. Исследования дефектов, встречающих¬
ся в деталях их титановых сплавов, позволяют разде¬
лить их на три группы: дефекты металлургического,
технологического и эксплуатационного происхождения.1.	ДЕФЕКТЫ МЕТАЛЛУРГИЧЕСКОГО ПРОИСХОЖДЕНИЯДефекты металлургического происхождения могут быть
сведены к четырем видам:1)	металлические включения;2)	неметаллические включения (окислы, карбиды,
нитриды);3)	включения в виде полос или слоев, отличающих¬
ся от основного материала различной травимостью и
химическим составом (включения другого сплава);4)	химическая (ликвационная) неоднородность —
участки, обедненные или обогащенные легирующими
элементами или примесями.Металлические включения не травятся обычным тра-
вителем, применяемым для титановых сплавов, и имеют
более светлый оттенок, чем основной материал. К ме¬
таллическим включениям следует отнести: а) включения
инструмента, содержащие вольфрам и кобальт, а так¬
же, по-видимому, углерод; б) включения тугоплавких
лигатур (молибден, ниобий). Включения материала ин¬
струмента бывают окружены порами или пустотами, а
иногда сопровождаются светлой накислороженной по-1 Автор главы О. П. Солонина.W
Рис. 273. Металлические включения инструмента из сплавов ВК4, ВК8:а—результаты рентгеновского просвечивания (светлые пятна — включения
тугоплавких элементов); б —внешний вид дефекта (следы выкрашивания ку¬
сочков твердого материала); в, г — микроструктура дефектных участков. Х200Рис. 274. Включения тугоплавких элементов (молибдена и др.):
а — излом с наличном дефекта; б — микроструктура, Х500
лосой. Такие включения выявляются при рентгеновском
контроле (рис. 273, а).В процессе механической обработки при выходе на
поверхность детали подобные дефекты обнаруживаются
в виде раковин (рис. 273,6) со следами кусочков твердо¬
го материала или включения более твердого, чем основ¬
ной материал. На макрошлифе эти дефекты выявляются
в виде мелких разбросанных блестящих частиц или в
виде цепочек, а иногда более крупных отдельных участ¬
ков, глобулей, достигающих 6 мм в длину и 2 мм глу¬
биной. Разновидность дефектов показана на рис. 273, в.Иногда наблюдаются монолитные включения
(рис. 273, г), сопровождающиеся накислорожснпой зо¬
ной с наличием растрескивания, а также мельчайшие
светлотравящиеся включения размером около 10—50 мкм.Результаты микрорентгсноспектрального анализа на
установке МАР-1 показали, что светлотравящиеся вклю¬
чения содержат 80—90% W и 4,5—6,0% Со — элементы,
входящие в состав твердых сплавов ВК4 и ВК8, приме¬
няемых в качестве наплавок для резцов. Микротвсрдость
таких включений, измеренная на приборе ПМТ-3 при на¬
грузке 50 г, составляет около 14 000—30 000 МПа, а у
основного материала 3000—4000 МПа. Происхождение
этих включений связано с подшихтовкой недостаточно
очищенной стружки, в которую попадают при обточке
слитков кусочки твердосплавных резцов.В настоящее время подобные дефекты встречаются
очень редко, так как разработанные методы дробления
и магнитной сепарации стружки позволяют удалить из
нее кусочки от резцов и тем самым исключить возмож¬
ность попадания нх в сплавы.Включения тугоплавких лигатур также выявляются
при рентгеновском контроле. Вид дефекта в изломе по¬
казан на рис. 274, а. В нетравящемся участке спект¬
ральным анализом установлено наличие повышенного
количества молибдена и кислорода. Микротвердость та¬
кого включения, замеренная на ПМТ-3 при нагрузке 50 г,
составляет 5000—5800, а основного материала 4500 МПа.
Высокая микротвердость включения (светлая зона)
объясняется повышенным содержанием кислорода. Мик¬
роструктура и вид отпечатков алмазной пирамиды пос¬
ле замера микротвердости показаны на рис. 274, б.Неметаллические включения представляют собой
светлые блестящие полосы и участки, которые иногда424
сопровождаются несплошностью материала. Эти вклю¬
чения обнаруживаются при выходе их на поверхность в
процессе механической обработки деталей или при трав¬
лении шлифов.Исследование микроструктуры и локальный химиче-
ческии анализ показали, что включения второго вида
представляют собой участки, обогащенные а-стабилиза-
торами. кислородом, азотом, углеродом. В процессе де¬
формации в местах залегания дефектов появляются
рыхлоты, поры, трещины, которые образуются вследст¬
вие большой хрупкости включенийВнешний вид участков, обогащенных кислородом, по¬
казан на рис. 275, а. На поверхности детали после трав¬
ления обнаруживаются светлые полосы с наличием на
них отдельных раковин или участков со следами выкра¬
шивания материала (рис. 275,6). В микроструктуре
этих участков обнаружены несплошности (рис. 275, в),
а в зоне светлых полос наблюдаются скопления а-фазы
с повышенной микротвсрдостью (примерно в 2,5 раза вы¬
ше, чем основного материала) Микроструктура подоб¬
ных дефектов похожа на альфированный слой [11.При замере микротвердости таких дефектных участ¬
ок™	миКротвердости в интервале
8600 16 500 МПа (при содерЖапии кислорода до 2% иболее). По мере удаления от дефектного участка со¬
держание кислорода в металле уменьшается и происхо¬
дит постепенный переход к типичной для сплава струк¬
туре. При этом микротвердость уменьшается до твердо¬
сти основного материала.Эти дефекты вызываются попаданием в сплавы при
выплавке слитков сильно окисленных кусков губки, ко¬
торые иногда встречаются из-за несовершенства метода
отбраковки; или недостаточно обработанных окислен¬
ных отходов. Такие дефекты являются локальными и
случайными. Они не всегда выявляются иepaзpyшaющи■,
ми методами контроля.Встречаются включения, обогащенные азо-Zn™ nrr^Bf?£r0CTb дан«°го дефекта колеблется отл ,дг°	. а в зависиМОсти от содержания азотаот 0,15 до 15% (по массе), который был определен ме¬
тодом локального спектрального анализа. Эти дефекты
встречаются реже, чем накислороженные участки. Одной
из причин появления дефекта может быть сварка слитков
первого переплава с применением неочищенного аргона.425
Рис. 275. Неметаллические включения, обогащенные кислородом:а—внешний вид; 6 — макроструктура участка: в — микроструктура с нали¬
чием несплошности, Х500Рис. 276. Включения,
обогащенные углеродом
(поперечное сечение де¬
фекта)
Включение, обогащенное углеродом, пред¬
ставляет собой светлый нетравящийся участок размером
обычно 1—2 мм (рис. 276). В микроструктуре попереч¬
ного сечения дефекта между основным металлом и
включением имеется переходная зона.Микротвердость дефектного участка составляет
12 300—13 000 (при Р=200 г), переходной зоны 5360—
5720, а основного материала 4300—4700 МПа. Методом
локального рентгеноспектрального анализа на установке
«Камебакс» в дефектном участке обнаружено повышен¬
ное содержание углерода и более низкое содержание
титана и особенно алюминия (в 4 раза ниже, чем в ос¬
новном материале). Из сравнения полученных данных
по микротвердости включения с данными, приведенны-427
ми в работе [2], можно предположить, что в дефекте
содержится около 8% (по массе) углерода.Включения в виде полос или слоев, отличающиеся от
основного материала различной травимостью (рис. 277,
а, б), иногда выявляются при травлении готовых дета¬
лей. Дефекты третьего вида представляют собой полосы
или слои металла другого состава, чем основной сплав.
В частности, при спектральном анализе таких дефектов
в деталях из сплава ВТЗ-1 в одном случае был определен
состав, соответствующий сплаву ВТ5 (Ті—5% Al), а в
другом — сплаву ОТ4-1 (Ті—1,5% Al—0,9%Mn).При исследовании микроструктуры в обоих случаях
дефектные места имели однофазную структуру с плав¬
ным переходом к двухфазной структуре сплава ВТЗ-1 по
мере удаления от дефектного участка. При этом одно¬
фазная структура была выявлена после дополнительно¬
го травления микрошлифа. Микротвердость дефектных
мест в первом случае была выше, а во втором — ниже,
чем сплава ВТЗ-1. Повышенная микротвердость дефект¬
ного участка связана с повышенным содержанием при¬
меси кислорода.В отношении происхождения этих дефектов могут
быть высказаны следующие предположения: попадание
в шихту кусковых отходов других сплавов, подплавленис
державки электрода, изготовленной из другого сплава.Химическая неоднородность представляет собой уча¬
стки, обогащенные или обедненные отдельными легиру¬
ющими элементами (алюминием, молибденом, хромом
и др.) или обогащенные примесями главным образом
кислородом, азотом, углеродом. После травления па
макроструктуру на поверхности различных деталей хи¬
мическая неоднородность выявляется в виде разнозер-
нистости полосчатости, пятнистости.Разнозернистость. На рис. 278, а приведена
макроструктура лопатки, а на рис. 278,5,— диска с на¬
личием разнозернистости (по плоскости и в поперечном
сечении).В первом случае химический состав участкои
с различной макроструктурой по основным легирующим
элементами мало различается, но содержание примессй
в участках с мелкой структурой было выше, чем с круп¬
ной структурой, а именно: кислорода 0,3% и 0,1%, азогії
0,03—0,04 и 0,02—0,03%. углерода 0,09—0,25 и 0,03—0,09% соответственно (табл. 70).428
Поскольку кислород, азот и углерод являются а-ста-
билизаторами, то температура полиморфного превраще¬
ния участков с мелкой структурой выше, чем с крупной,Рис. 278. Макро- н микроструктура с наличием разнозернистости:
а — макроструктура участка лопатки; б — макроструктура участка диска;
в — микроструктура участка лопатки с крупным зерном; г —то же, с мел¬
ким зерном-429
ТЛНЛИЦА 70XHMH4F.CKHR СОСТАВ И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПРИ 20 СМакрострук¬
тура зоныСодержание эленентов, %А1СгМоFcSIсоNКрупная 1.2.3.Мелкая 1.2.3.5,66,25.55.5
6,25.61.831.841.71.91.851.82,22,11.62,12.11.70,190,210,230,190,20,380,270,130,210.270,130,180,030,090,050,090,260,190,230,090,090,280,30,220,020,030,0370,030,040,041и составляет 1030° С вместо обычной 980° С. Микрострук¬
тура участка с крупным макрозерном показана на
рис. 278, вис мелким макрозерном — на рис. 278, г.Механические свойства при 20° С образцов, выре¬
занных из участков с различной макроструктурой, после
изотермического отжига н дополнительной выдержки при
450° С в течение 100 ч приведены в табл. 70.Из приведенных данных видно, что механические
свойства образцов с мелкой макроструктурой выше, а
термическая стабильность ниже, чем с крупной макро¬
структурой. В данном случае более высокие механиче¬
ские свойства зоны с мелким зерном объясняются дефор¬
мацией этого участка в двухфазной а+Р-области (тем¬
пература нагрева под ковку 1020° С и под штамповку
1000° С, температура полиморфного превращения
1030° С), а участка с крупной структурой — в р-области
(температура превращения этого участка соответствует
980° С).Более низкая термическая стабильность материала с
мелкой структурой связана с повышенным содержани¬
ем примесей кислорода, азота и углерода. Таким обра¬
зом, причиной разпозериистости в данном случае явля¬
ется значительная химическая неоднородность распре¬
деления примесей п различных участках слитка и
полуфабриката.При механической обработке диска из сплава ВТ9
была отмечена неравномерная обрабатываемость при
проточке полотна. При травлении на фоне матовой по-430
участков с разной структурой сплава втз-іМеханические c»ojfCTBa ,|рц 2р ,(.ав, МПапосле отжигав. %Ч>."ігМДж/щпосле 100 ч выдержки прн 460 аСав, МПа6, %Ч>. %1060121711Э0102710401129114017381170123411Э013370.350.37О.Зі0,3!11001180119010116,5181310верхности был выявлен УЧЗСт0к с резко выраженной
разнозернистостью. На макротем плете в поперечном
сечении участок С^крупным Зерном имел вид сиетлой по¬
лосы под углом 45 . Для зоцц разнозернистости харак¬
терна игольчатая микроструктура с наличием вытянутыхзерен, а для основного материала — типа корзиночного
плетения.Микротвсрдость участка с крупным зерном была
меньше, чем основного материала, и составляла ИІІ =
—2550 и 3320 МПа соответственно. Результаты спект¬
рального анализа показали, «1то 30на с крупным зерном
обеднена легирующими _элел(е11тамн алюминием и мо¬
либденом, а также Ь ней отсутствует цирконий. Следо¬
вательно, наличие зон с резі*0 выраженной разнозерни¬
стостью может вызываться и химической неоднород¬
ностью материала по основным легирующим компонен¬
там.Полосчатость. МакроСТруКТура этого дефекта
приведена на рис. 279.При исследовании микроструктуры участков со струк¬
турной неоднородностью в сцдаве ВТЗ-1 и других а+р-
сплавах наблюдаются чсредуі0щИеся полосы равноосной
се+р-структуры или стабилизированной а-фазы на фоне
основной структуры корзиноцНО| 0 плетения или пластин¬
чатой структуры с крупными зернами первичной р-фазы
(рис. 279,6, в), а также участков пластинчатой структу¬
ры (р-пятен) на фоне ocnoBijQ^ равноосной а+В-струк-
туры (рис. 279, г).	у	к431
Участки, обогащенные a-фазой, слабее травятся, чем
матрица. При рентгеновском исследовании нетравящих-
ся полос было обнаружено сильное дробление зерен.
Параметры кристаллической ячейки a-фазы при этомсоставляли: а=2,920±0,002 А, с=4,668±0,005 А.В светлой травленой полосе наблюдали отдельные
растянутые зерна с незначительным дроблением. Пара-о	ометр кристаллической ячейки а=2,925 А и с=4,664 А.
В основном материале темного цвета обнаруженыРис. 279. Полосчатость:а — макроструктура дефекта, Х10: б — микроструктура с участками, обеднен
ными а-стабилизаторамн (р-всплесы); в—микроструктура участков, обеднен
ных 0-стабилизаторами, видна стабилизированная a-фаза на фоне видмаиш
теттовой структуры; г — участок а-фазы432
вытянутые зерна без признаков дробления, а параметр
кристаллической ячейки ct-фазы составил: а=2,924±±0,001 А, с=4,658±0,001 А.На основании измерения параметра кристаллических
ячеек различных полос сделан вывод о том, что светлые
участки обеднены легирующими элементами.Разнозернистость может являться также следствием
наследственности структуры слитка или заготовки, не¬
однородной деформации и других факторов [3].Если в исходной заготовке сформировалась неодно¬
родная структура, связанная с аномальным химическим
составом отдельных участков, то при а+Р деформации
не удается обеспечить однородную структуру. Чем бли¬
же температура деформации в а+р-области к точке
Лез, тем вероятнее образование полосчатой структуры
(р-пятен). При более низких температурах деформации
в а+р-области наблюдается тенденция к сохранениюРис. 280. Участки наследст¬
венной структуры слитка или
заготовки:а—полосчатая (макарон¬
ная) (структура a-фазы: 6—
глобулярные участки а-фа-
зы внутри, а также по гра¬
ницам зерна первичной &-
фазы28—264433
структуры исходной заготовки в виде столбчатых выде¬
лений («макаронная структура») или грубых глобуляр¬
ных участков a-фазы внутри зерна, а также по границам
зерен первичной р-фазы (рис. 280, а, б). Эти структуры
очень устойчивы и для их устранения требуется допол¬
нительная деформация по специальной схсмс. Для вы¬
равнивания структуры заготовки подвергают нагреву в
P-области с последующей деформацией в р- и а+р-
областях.Описанные дефекты металлургического происхожде¬
ния не всегда выявляются существующими методами
контроля качества слитков. Поэтому необходимо, с од¬
ной стороны, разрабатывать более совершенные методы
контроля слитков, выявляющие подобные дефекты, а с
другой, более тщательно подбирать, очищать и контро¬
лировать отходы, которые вводятся при выплавке слит¬
ков, с тем, чтобы избежать образования таких дефектов,
а также отбраковывать окисленные куски, встречающие¬
ся в качественной губке.Методом рентгенопросвечивания выявляются дефекты
только первого вида — включения тугоплавких элемен¬
тов. В практике производства первые два вида дефектов
были выявлены также при ультразвуковом контроле.
Третий и четвертый виды дефектов: неметаллические
включения и химическая неоднородность не выявляются
этими методами контроля и обнаруживаются только при
выходе на поверхность после травления на макрострук¬
туру.2.	ДЕФЕКТЫ ТЕХНОЛОГИЧЕСКОГО ПРОИСХОЖДЕНИЯВ отличие от дефектов металлургического происхожде¬
ния, которые образуются при выплавке слитков, техно¬
логические дефекты возникают в процессе передела
слитков, деформации полуфабрикатов, изготовления де¬
талей. К таким дефектам относятся кусочки различных
посторонних материалов на поверхности, случайно по¬
павшие при деформации или обработке поверхности,
деформационные трещины и поры (поверхностные и вну¬
тренние), окисленный слой на поверхности, структур¬
ная неоднородность, связанная с неравномерностью те¬
чения металла при деформации и др. Структурные
неоднородности достаточно подробно описаны в моно¬
графиях [4, 5] и здесь детально не рассматриваются.434
В производстве титановых полуфабрикатов встреча¬
ются следующие дефекты технологического происхож¬
дения:Рис. 281. Дефекты технологического происхождения:а — включения постороннего металла; б — включения абразива (карбид крем¬
ния), Х20028*	435
1.	Случайные включения кусочков других металлов
на поверхности полуфабрикатов. Характеризуются чет¬
кой границей и отсутствием переходной зоны между де¬
фектом 1 и основным металлом II.2.	Поверхностные точечные включения абразива
правильной округлой формы, они травлению не под¬
даются (рис. 281,6). Микротвердость таких включений
порядка 33 ООО МПа примерно соответствует твердости
карбида кремния. Дефект подобного вида является
следствием налипания зерен абразива в процессе шли¬
фования лопаток.3.	Внутренние трещины, выявляемые в процессе ме¬
ханической обработки штамповок или при контроле го¬
товых деталей (рис. 282).Если на кромках трещин альфированный слой от¬
сутствует, то это указывает на то, что они являются
следствием деформации и раскрылись при механичес¬
кой обработке. Эти трещины могут быть связаны с на¬
рушением технологического процесса при изготовлении
данной детали.Трещины, имеющие окисленный излом, без видимо¬
го альфированного слоя имеют то же происхождение,
но раскрытие и окисление произошли при низкотемпе¬
ратурной термической обработке готовой детали. При
микроисследовании шлифа, изготовленного в попереч¬
ном направлении трещин, обнаружено вблизи трещины
повышенное содержание а-фазы и более высокое зна¬
чение микротвердости (5260 вместо 2700 МПа) у ос¬
новного материала.Трещины могут иметь окисленный излом и видимый
альфированный слой. Наличие альфированного слоя
по трещине характерно для закова металла в процессе
деформации. Микротвердость альфированного слоя
составляет 10 000—17000 МПа.Встречаются также трещины, сопровождающиеся
пористостью материала. Подобные дефекты, как прави¬
ло, являются следствием деформации захоложенного
материала и располагаются в местах перехода от тон¬
кого сечения к массивному при неблагоприятной форме
перехода.В качестве примера внутренних трещин можно при¬
вести трещины на ободной части дисков и колец, кото¬
рые выявляются после окончательной механической
обработки при визуальном осмотре до операции конт^436
Г>ис. 282. Внутренние трещины:а — вид трещины; б — микроструктура с наличием альфнровинного слоя
(заковы); в — изменения микроструктуры в зоне дефекта. 437
роля методом цветной дефектоскопии или ЛЮМ-А. Де¬
фект располагается, как правило, на средней части
ширины обода под углом 30° к торцам. Протяженность
трещин достигала 70 мм без выхода на торцы диска, а
глубина до 2 мм.В зоне расположения дефекта - расслоения наблю¬
дается резкое изменение микроструктуры (увеличение
а-фазы), микротвердость этой зоны в 1,5 раза выше,
чем основного материала (5200 и 3500 МПа). Микро¬
структура зоны дефекта показана на рис. 282, в.Альфированный слой на поверхности. При газона-
сыщении образуется слой, имеющий повышенную твер¬
дость. В этом слое возможно зарождение микротрещин,
которые распространяются в глубь металла. Вид микро¬
трещин представлен на рис. 283.В одной из деталей был обнаружен дефект в виде
извилистой линии на поверхности детали протяжен¬
ностью около 20 мм и в глубину до 5 мм. Излом рас¬
крытого дефекта сглажен, окислен до коричневого и
темно-серого цвета, местами со следами окалины
(рис. 283,6). Микроструктура в зоне дефекта имеет
альфированный слой, что свидетельствует о возникнове¬
нии дефекта d процессе деформации.Наличие альфированного слоя приводит к об¬
разованию сетки мелких трещин на поверхности
(рис. 284, а). Сетка трещин наблюдается и по окруж¬
ности отпечатков при замере твердости на приборе
Бринелля после незначительного осветления поверхнос¬
ти (рис. 284,6). После снятия с поверхности слоя глу¬
биной 0,04—0,05 мм и замера твердости трещин в зоне
отпечатка не наблюдалось.Микротвердость, замеренная на ПМТ-3 при нагруз¬
ке 100 г по сечению слоя от поверхности, соответствует
11000—12900 па поверхности до глубины 0,02 мм,
3800—4600 — на глубине 0,12 мм и 3200—3500 —
сердцевины.Деформационные неоднородности. Характер указан¬
ной неоднородности зависит от режима обработки дав¬
лением (температура нагрева заготовки, степень де¬
формации, сила и частота ударов молота), а также от
конфигурации детали.При исследовании макроструктуры наблюдаются
полосы или участки с разным световым эффектом тра-
вимости, зоны затрудненной деформации «ковочные438
кресты», «прострелы» и т. д. Полосы или участки с от¬
личной от основного металла травимостью образуются
в связи с условиями деформации.Зоны затрудненной деформации сохраняют исход¬
ную структуру заготовки. «Ковочные кресты» или поло¬
сы в поперечном сечении детали после травления на
макроструктуру выявляются в виде темных линий и яв¬
ляются следствием интенсивного локального течения ме¬
талла. Они образуются, как правило, при высокой сте¬
пени деформации за один нагрев при температурах
значительно ниже температуры полиморфного превра¬
щения. Микроструктура темных полос и основного ме¬
талла различная, что свидетельствует о том, что полоса
представляет собой участок интенсивного течения ма¬
териала с очень большой локальной степенью деформа¬
ции и, как следствие, иногда с местным разогревом
металла, как видно из рис. 285, а, б.Результаты спектрального анализа показали отсут¬
ствие химической неоднородности материала, имеющего
различную травимость [табл. 71].Величина микротвердости, замеренной на ПМТ-3
при Р=50 г, в полосе и основном материале одинаковая
и составляет 3700—3900 МПа. Следует учитывать, чтоРис. 283. Микротрещины
у поверхности из-за об¬
разования альфирован-
ного слоя (а). Х500 и
излом раскрытого дефек¬
та (б)• 439
ТАБЛИЦА 71СОДЕРЖАНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВВ УЧАСТКАХ РАЗЛИЧНОЙ ТРАВИМОСТИ ДЕТАЛИ ИЗ СПЛАВА ВТЗ-1Содержание элементов, %Исследуемый участокAIСгМоFeSiТемная полоса . . . .
Основной материал . .6.46.52,072,152,552,620,440,410,270,33по линиям интенсивного течения металла в полосах
возможно зарождение трещин.Для устранения ковочного креста необходимо де¬
формацию проводить в два перехода с промежуточным
нагревом или при более высокой температуре (вблизи
температуры полиморфного превращения), а также
термическую обработку осуществлять при температуре,6440
Рис. 285. Микроструктура основного материала (а) и ковочного креста (б),
Х500Рис. 286. Дефекты в виде «про- '
стрела»:а — микроструктура, Х270; б—мак¬
роструктура441
близкой к температуре полиморфного превращения, при
этом наблюдается выравнивание структуры.Дефекты в виде «прострела» показаны на рис. 286.
Причиной образования такого дефекта может быть за-
холаживание металла в штампе, очень сильные удары
молота (или большие степени деформации за один на¬
грев на прессе) при деформации, малые радиусы пере¬
ходов и т. д.Прижоги. Вследствие низкой теплопроводности и
высокой химической активности титановых сплавов
при нагреве, а также способности образовывать при
этом с кислородом твердые растворы на основе a-стру¬
ктуры возможно образование прижогов в процессе ме¬
ханической обработки и особенно в процессе шлифова¬
ния и полирования.Прижоги, образованные в процессе механической
обработки, выявляются при визуальном осмотре после
слабого травления в виде светлых пятен. Характер при¬
жогов зависит от температуры нагрева поверхности
(при соприкосновении с обрабатывающим инструмен¬
том) и скорости охлаждения. Прижоги классифициро¬
ваны на два типа, низкотемпературный и высокотемпе¬
ратурный. Прижоги характеризуются изменением тон¬
кой структуры, фазового состава, формой дефектных
участков и глубиной их распространения.При кратковременном нагреве до температур, соот¬
ветствующих двухфазной a-f р-области (для a-fP-
сплавов), и быстром охлаждении микроструктура при-
жога представляет структуру закаленного материала
с более низким значением твердости, чем основной ма¬
териал (рис. 287,6), и содержанием p-фазы порядка
30—35% вместо 17—19% в основном материале. На¬
грев при полировании до температуры р-области
приводит к появлению мартенситной структуры,
повышению микротвердости (Я 100 =4300 вместо
3800 МПа) и исчезновению p-фазы. При более длитель¬
ном нагреве происходит насыщение поверхности кисло¬
родом, увеличение количества a-фазы и повышение ми¬
кротвердости до 5000 и более единиц.Прижоги, вызванные подкалкой материала, исчеза¬
ют после проведения низкотемпературного отжига
(старения), при котором происходит распад метаста¬
бильной p-фазы и выравнивание твердости (рис. 287,б).Прижоги, связанные с местным обогащением по-442
верхноста кислородом, не исчезают при низкотемпера¬
турном отжиге. В этих местах возможно образование
сетки микротрещин.В местах маркировки образцов и деталей электро¬
графом образуются локальные прижоги с повышенной
микротвердостью (//ц 6800 МПа вместо 4000 у основно¬
го материала), содержание кислорода в участках с по¬
вышенной твердостью в 5 раз выше, чем в основном ма¬
териале (рис. 287,а).Прижоги могут также появляться в процессе экс¬
плуатации при касании торца лопаток по уплотнитель-Рис. 287. Микроструктура участков с наличием прижога:а — от нанесения маркировки электрографом, Х500; б — прижог типа под¬
калки; в — то же, после нагрева при 650 С. 2 ч, X10000' 443
ному материалу. При этом образуются микротрещины,
которые выявляются после легкой заполировки или
травления.3.	ТРЕЩИНЫ И РАЗРУШЕНИЯ
В ПРОЦЕССЕ ЭКСПЛУАТАЦИИТрещины могут возникать в процессе механической
обработки или в эксплуатации.Трещины в пазах под лопатки на ободной части
дисков, возникающие в процессе эксплуатации, могут
достигать большой глубины, а иногда быть сквозными.
Вскрытые изломы в очаге разрушения обычно бывают
слабо окисленными до серовато-желтого цвета с нали¬
чием линий отдыха, характерных для малоциклового
(рис. 288, а) или многоциклового усталостного разви¬
тия, которое идет вначале медленно, а затем быстрее
(рис. 288, б).В первом случае представлен излом после наработ¬
ки до 10%, а во втором 180%. Очаги начала усталост¬
ного развития трещин располагаются как в радиусе па¬
за с торца, так и на некотором расстоянии от торца
диска (~ 1,5-^-2 мм). Иногда очаги разрушения совпада¬
ют с дефектами обработки поверхности, которые явля¬
ются дополнительными концентраторами напряжений.Проведенный анализ материала дисков различных
партий по химическому составу (табл. 72) и механи¬
ческим свойствам (табл. 73), макро-и микроструктуре
показал, что образование подобных трещин во всех
случаях не связано с качеством материала.Об этом свидетельствует тот факт, что материал
дисков легирован как по нижнему, так и верхнему пре-ТАБЛИЦА 72ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ дисковМаркаматериалаНомер изде¬
лия (условн.)Содержание элементов, %А1МоСгZrFeSIВТЗ-1А5,42,01,77	-0,160,2ВТЗ-1Б6,22,72,1—0,70,3ВТ9в6,583,251,980,150,28ВТЗ-1г6,42,41,4—0,350,23ВТЗ-1д6,72,421,46—0,540,33ВТ8Е6,83,38———0,34444
Делам и разные диски имели предел прочности от 930
до 1160 МПа, а ударную вязкость от 0,3 до 0,8 Дж/м2.
Макроструктура указанных дисков также была различ¬
на (от 1 до 6 баллов), а микроструктура от 1 до 8 ти¬
пов. Как видно на рис. 288, в, г, развитие трещин про¬
ходит как по границе первичного p-зерна, так и по телу
зерна, что характерно для усталостного разрушения.
На рис. 288, г видны несколько микротрещин, направ¬
ленных от поверхности излома в тело зерна, пересекаяРис. 288. Трещины в дисках, образованные в процессе эксплуатации:а, 6 — характер излома с началом разрушения: после наработки до 10% (а)
и до 182% (б); в, г — микроструктура в яоне трещин: развитие трещины по
границе зерна (в) и по телу зерна (г), Х340445
ТАБЛИЦА 73МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ДИСКОВ4)	х6*	вт	оя	чл	w*	«о	«X	*л	чCQсв 5
8 жш*0,
<0 mj£ и
^ «ог446со■юсч ю— оо"- -со)СО1 1 осоЮо оо"СО 05 СО t"- © Ь-
00 сою СО Ю -ч*о о о о о о-^(NCOiOO'ft4^ со Tf со со ~
* ~ ~ - -о
о о о о оTf< СЧ t->- ЮCS Tf< CS со соою^«ю
CS со сч CS «мсо со <£> со2 I 7 ІІЇЇО <£> СЧ 00О О оI Tf О СПо>~~ 2О I о
. <£> I со
>00 — 0—*
СО 05 — О —<05 о о о8:
05 *4.юСОсоосо<мо о
8 ^оо ^
СО о О t4*
О соьонОciocqu.со со 05 СО со 00
hhhhhh
pqpqcqpqpqcq+оSUJXТІ<£СиО6-UJBtX2хXшаг>»осней<ей<4
СосоXейОЖи5С*жоffiосS<нэ<тноSоейОUJ
**
* 5
її 5X <5 4
5 И*£
Ш *“•s *- (ОоомЮ О I—'ЙСоИ -І
> ,Т' м
і orJ Ии 5toСsXet£яXно\оСОaюоогО.гя£<иCUNdXx-M^dXDod-hhw ііихЭо *7 ‘ииїї-ewdocfca’tf90Э0ИЭ0095502702504604803260-35602140-2570счюo'. ^С*® о**ОГ"-юооTt«соОоОсо00соОCSCSСОо1сч1000-11001050-1150ч, охлажде-
печью до
2 ч, воздухч, охлажде-
печью до
ч, воздух“ о 1и оО о—« csj
~ о -
U UО о960ние650920ние650*—«
*—«>III-ї>1НИР1050с9*о—|—СО
^05
Рис. 289. Вид излома, характерного для классического усталостного разру¬
шения:а— в диске'; б, в —в лопатке, начало разрушения со спинки (б), с кромкиРис. 290. Трещины в балансировочных отверстиях:
а — общий вид; б — контактное повреждение поверхности
колонии пластинчатой структуры или проходя вдоль
пластин.Внешний вид изломов, характерных для усталост¬
ного разрушения материала, показан на рис. 289.Усталостное разрушение дисков может иметь место
вследствие образования трещин в перемычках баланси¬
ровочных отверстий (рис. 290,а). Изломы по перемыч¬
кам отверстий характеризуются ярко выраженной при-
тертостью, складчатым строением и свидетельствуют
об усталостном характере развития трещин. В некото¬
рых случаях в очагах трещин обнаруживаются контакт¬
ные повреждения (рис. 290,6). В отверстиях с наличи¬
ем трещин контактные повреждения бывают выражены
значительно сильнее, чем в отверстиях без трещин. Из¬
ломы в очаге разрушения обычно окислены до темно¬
серого цвета.Статистическая обработка материала по разруше¬
ниям различных деталей показывает, что причиной
возникновения и развития трещин могут быть также
включения окисленного металла, обладающего повы¬
шенной твердостью (Н =8000-^-10000 МПа) и хруп¬
костью. Таким очагом бывали и включения карбида
вольфрама от режущего инструмента, а также туго¬
плавких легирующих элементов от лигатур.Дефекты деформации (прострелы, ковочные трещи¬
ны, зоны интенсивного течения металла, пористость)
в некоторых случаях были выявлены лишь после раз¬
рушения деталей в процессе эксплуатации. На рис.
291,6 показана макроструктура сечения детали с нали¬
чием пористости. В микроструктуре таких участков
наблюдаются трещины, имеющие различные направле¬
ния, а также отдельные поры (рис. 291,а).Высокая степень деформации в а+р-области и за¬
ниженная температура деформации вызывают высокие,
а главное, неравномерные объемные остаточные напря¬
жения, которые, суммируясь с эксплуатационными, так¬
же могут привести к возникновению и развитию
трещин.Величина этих напряжений столь велика, что они не
устраняются обычным отжигом, а впоследствии могут
привести к преждевременному разрушению в процессе
термической или механической обработки.Коробление и трещинообразование под действием
остаточных объемных напряжений. Наблюдаемое в от¬448
дельных случаях коробление полотна дисков после
предварительной механической обработки или при
окончательной механической обработке под влиянием
остаточных напряжений выражается в образовании ко¬
нусности полотна и повышенном его биении, которое
может в 20 раз превышать норму. Определение поверх¬
ностных напряжений на полотне дисков после механи¬
ческой обработки (по методу Давиденкова Н. И. с
использованием прибора «Пион-2») показало, что ме¬
ханическая обработка наводит напряжения сжатия ве¬
личиной до 300 МПа на глубине до 5—10 мкм независи¬
мо от наличия коробления или без него. Низкотемпера¬
турный отжиг заметно снижает уровень поверхностных
напряжений.Исследование остаточных напряжений в дисках и
заготовках путем разрезки их на ряд кольцевых эле¬
ментов с дальнейшей оценкой деформации по величине
зазора по месту реза (метод колец) указывает на то,29-264449
что наблюдаемое коробление может являться следстви¬
ем отклонения от оптимальной технологии изготовле¬
ния заготовок дисков (при штамповке, термической
обработке или рихтовке).В процессе механической обработки иногда наблю¬
даются трещины в зоне перехода от полотна к ступице
диска. Трещины располагаются обычно по окружности
на расстоянии 50—58 мм от оси диска, иногда от коль¬
цевых трещин развиваются радиальные трещины. Воз¬
никновение и развитие таких трещин происходит под
действием переменных нагрузок, о чем свидетельствует
характер развития трещин и строение изломов.Нередко наблюдается несколько очагов разрушения
(рис. 292), причем некоторые очаги совпадают с дефек¬
тами от механической обработки — рисками. Наличие
многих очагов разрушения по окружності! свидетельст¬
вует о ступенчатом прерывистом характере распростра¬
нения кольцевых трещин, в то время как в зоне более
быстрого распространения трещин (радиальных) ветв¬
ления трещины не наблюдалось.В изломах кольцевых трещин наблюдались ступен¬
чатые параллельные вырывы по сравнению с более
гладким рельефом излома радиальных трещин и зон
долом а.Детальное электронофрактографическое исследо¬
вание изломов в зоне очагов разрушения и дальнейшего
распространения трещин показало, что в очаге разру¬
шения имеются плоские фасетки малопластичного ма¬
териала наряду с пластичным ямочным рельефом. По
мере роста трещины количество участков в изломе
с ямочным строением увеличивается, что свидетельст¬
вует о пластичном характере развития трещин.Разрушение дисков происходило на заключительных
операциях механической обработки. Трещины выявля¬
лись либо при визуальном осмотре дисков после трав¬
ления, либо при рентгеновском методе контроля или
методом ЛЮМ-А. Поскольку качество материала
в описываемых случаях не вызывало сомнений, причи¬
ной разрушения следует считать остаточные напряже¬
ния в сочетании с неблагоприятной формой перехо¬
да от полотна к ступице для данной конструкции
диска.Наличие остаточных объемных напряжений в дис¬
ках было выявлено также в случаях образования тре¬450
щин в процессе наработки и дальнейшем ее раскрытии
при вырезке образцов вблизи очага развития трещины.За последнее время особое значение приобретает
высокая вязкость разрушения материала и малая ско¬
рость роста трещин. Этим критериям надежности луч¬
ше всего отвечает микроструктура «корзиночного пле¬
тения» или структура, содержащая глобулярную а-фа-
зу в видманштеттовой a-j-p-матрице (рис. 248,6, в),
а не равноосная мелкозернистая. Величина макрозерна
должна быть порядка 0,5—3 мм.Установлено, что крупнозернистая структура лучше
тормозит развитие трещины, приводит к ее разветвле¬
нию и затуханию.На практике имели место случаи, когда при выра¬
ботке полного ресурса, в дисках с крупнозернистой
структурой (микроструктура типов 7—8, макрострукту¬
ра— балл 9) были выявлены трещины различной про¬
тяженности, а диск, имевший мелкозернистую структу¬
ру (микроструктура равноосная типа 1—2 и макро¬
структура «матовая» балла 1—2), разрушился хрупко
с вырывом обода, не выработав и 30% ресурса. В пер¬
вом случае * значение аТу было 0,25—0,4 а во втором
0,05—0,10 МДж/м2.Для дальнейшего повышения надежности и ресурса
оптимальная макроструктура материала дисков, по
мнению автора, должна соответствовать баллам 4—7,
а микроструктура — «корзиночного плетения» (рис.
248, в, д) или глобулярная a-фаза в видманштеттовой
а+р-матрице (рис. 248,6).Механические свойства штамповок дисков из сплава
ВТЗ-1, полученных деформацией в а+р- и р-областях
и имеющих микроструктуру типов 1—3 и 5—7 соответ¬
ственно, приведены в табл. 74.Рис. 292. Внешний вид тре¬
щины, образованной в про¬
цессе механической обработ¬
ки29*451
БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОКК введению1.	Применение титана в народном хозяйстве. Киев, «Техника»,1975.	200 с. с ил. Авт.: С. Г. Глазунов, С. Ф. Важеїшн, Г. Д. Зюков-
Батырев, Я. Л. Ратнер.2.	Колачев Б. А., Ливанов R. А., Буханова А. Л. Механические
свойства титана и его сплавов. М., «Металлургия», 1974. 544 с. с ил.3.	Носова Г. И. Фазовые превращения в сплавах титана. М., «Ме¬
таллургия», 1968. 181 с. с ил.4.	Корнилов И. И., Будберг П. Б. Диаграммы состояния двойных
и тройных систем тнтана. М., ВИНИТИ, 1961. 173 с. с ил.5.	Молчанова Е. К. Атлас диаграмм состояния титановых спла¬
вов. М., «Машиностроение», 1964. 392 с. с ил.6.	Глазунов С. Г., Моисеев В. Н. Конструкционные титановые
сплавы. М., «Металлургия», 1974. 368 с. с ил.7.	Корнилов И. И. Титан. М., «Наука», 1975. 310 с. с ил.8.	Хорее А. И. — «Сварочное производство», 1970, № 8, с. 26.9.	Моисеев В. И. —Ми ГОМ, 1977, № 10, с. 63—68,10.	Бочвар А. А. Металловедение. М., Металлургиздат, 1956.
496 с. с ил.11.	Джаффи Р. И. — В кн.: Успехи физики металлов. Т. IV. Пер.
с аигл. М., Металлургиздат, 1961, с. 77—191 с ил.12.	Колачев Б. А. Физическое металловедение титана. М., «Ме¬
таллургия», 1979. 184 с. с ил.13.	Rogers D. II.— «Titanium Sci. Techno!.», 1973, v. 3, p. 1719—
1730.14.	Перцовский II. 3., Шаханова Г. В., Брун М. Я—ФММ, 1973,
т. 36, № 1, с. 154—161.К главе I1.-	Лаборатория металлографии. Изд. 2-е. Под ред. Б. Г. Ливши¬
ца. М., «Металлургия», 1965. 439 с. с ил. Авт.: Е. В. Панченко.
Ю. А. Скаков, Б. И. Кример и др.2.	Солонина О. П., Глазунов С. Г. Жаропрочные титановые спла¬
вы. М., «Металлургия», 1976. 447 с. с ил.3.	Салтыков С. А. Стереометрическая металлография. М., «Ме¬
таллургия», 1970. 375 с. с ил.4.	Брун М. Я., Перцовский Н. 3., Шаханова Г. В., Родио¬
нов В. Л. — В кн.: Труды 111 Международной конференции по ти¬
тану. Т. 3. М., ВИЛ С, 1979, с. 17—25.5.	Макквиллэн М. К. Фазовые превращения в титане н его спла¬
вах. М.. «Металлургия». 1967. 75 с. с ил.6.	Носова Г. И. Фазовые превращения в сплавах титана. М.,
«Металлургия», Г968. 180 с. с ил.7.	Колачев Б. А. Физическое металловедение титана. М., «Ме¬
таллургия», 1976. 160 с. с ил.8.	Wiliams I. S. —«Titanium Sci. Technol.», 1973, v. 3, p. 1433.9.	Кшчкин С. Т., Поляк Э. В., Ермолова М. И. — В кн.: Элек¬
тронномикроскопические исследования структуры жаропрочных спла¬
вов и сталей. М., «Металлургия», 1969, с. 49—-61.452
10.	Белова О. С., Леонова Н. И. — В кн.: Электрбнномикроско-
пнческне исследования структуры жаропрочных сплавов и сталей.
М., «Металлургия», 1969, с. 72.11.	Полькин И. С., Каспарова О. В.— «Технология легких спла¬
вов», 1972, Дії 2, с. 80—83.12.	Брук М. Я-, Елагин JI. А., Перцовский Н. 3. и др. — «Тех¬
нология легких сплавов», 1973, Лі 5, с. 34- 39.13.	Перцовский Н. 3., Брун М. Я., Шаханова Г. В. — ФММ,1970,	т. 30, № 5, с. 1047—1054.14.	Перцовский Н. 3., Шаханова Г. В. — МиТОМ, 1971, jY® 9,
с. 73—75.15.	Narayanan G G., Archbold Т. F. — «Trans. А1МЕ», 1970, v. 1,
№ 8, p. 2281—2295.16.	Blackburn М. I., Williams Т. C. — «Trans. TMS—АІМЕ», 1968,
v. 242, № 12, p. 1461—1469.17.	Sass S. L.— «J. Less. Common Metals», 1970, v. 28, Nt 1,
p. 157—173.18.	Семенова H. М., Елагина Л. А., Ноткин А. Б. и др. — «Тех¬
нология легких сплавов», 1973, № 5, с. 39—44.19.	Rhodes С. G., Williams Т. С. — «Metal Trans.*, 1975, v. 6а,
p. 2103—2114.20.	Утевский JI. М., Ноткин А. Б., Семенова Н. М. и др. — В кн.:
Труды III Международной конференции по титану. Т. 2. М., ВИЛС,1977,	с. 547—555.21.	Ноткин А. Б., Гельман А. А., Перцовский Н. 3. и др. —ФММ,1976,	т. 42, вып. 6, с. 1257—1265.22.	Треногина Т. Л.. Мурэаева Г. В., Леринман Р. М. н др. —
ФММ, 1973, ті 36, с. 1242.23.	Треногина Т. Л., Елкина О. Л., Леринман Р. М. и др.—
ФММ. 1975, т. 40, с. 1227.24.	Полькин И. С.. Семенова Н. М., Ноткин А. Б.— В кн.: Труды
III Международной конференции по титану. Т. 2. М., ВИЛС, 1977,
с. 37—44.25.	Семенова Н. М., Ноткин А. Б.. Утевский Л. М. н др. —ФММ,1978,	т. 46, вып. 5, с. 996.26.	Rhodes G. G., Williams Т. С. — «Metal Trans.», 1975, v. 6а,
p. 1670—1671.27.	Hammond G., Kelly P. M. — «Acta Metal», 1969, v. 17, p. 769.28.	Томас Г. Электронная микроскопия металлов. Пер. с англ.
М., ИЛ, 1963. 351 с. с нл.29.	Шиммель Г. Методика электронной микроскопии. Пер. с
англ. М., «Мир», 1972. 300 с. с нл.30.	Лаборатория металлографии. М., «Металлургия», 1965. 439 с^
с ил. Авт.: Е. В. Панченко, Ю. А. Скаков, Б. Г. Кример и др.31.	Бернер Р., Кронмюллер Г. Пластическая деформация моно¬
кристаллов. Пер. с нем. М., «Мир», 1969. 272 с. с ил.32.	Хирш П., Хови А.. Николсон Р. Электронная микроскопия
тонких кристаллов. Пер. с англ. М., «Мир», 1968. 574 с. с ил. '33.	Амелинкс С. Методы прямого наблюдения дислокаций. Пер.
с англ. М., «Мир», 1968. 438 с. с ил.34.	Утевский Л. М. Дифракционная электронная микроскопия в
металловедении. М., «Металлургия», 1973. 582 с. с ил.35.	Blackburn М. /., Williams Т. С. — «Trans. Metallurg. Soc.
АІМЕ», 1967, v. 136, № 6, p. 923.453
36.	Ноткин А. Б., Утевский Л. Af., Терентьева П. В. н др.—«За¬
водская лаборатория», 1973, № 8, с. 970—977.37.	Ноткин А. Б., Утевский J1. М.— «Заводская лаборатория»,1975,	№ 2, с. 193—197.38.	Файнброн А. С., Ноткин А. Б., Утевский Л. Af. —«Заводская
лаборатория», 1977, 6, с. 694—700.39.	Иванова В. С., Ботвина Л. Р., Маслов Л. И. Методы экспе¬
риментального определения и прогнозирования вязкости разрушения
на основе критериев подобия и фрактографии изломов». М., ИМЕТ
пм. А. А. Байкова АН СССР, 1975, с. 28.40.	Чен К. К., Койн Дж. Э.— В кн.: Труды III Международной
конференции. Т. I. М., ВИЛС, 1977, с. 229—238.41.	Тиффани К. Ф-, Мастерс Дж. А.—В кн.: Прикладные вопро¬
сы механик» разрушения. Пер. с англ. М., «Мир», 1968, с. 349—383.42.	Leiris Н. — «Rev. sondure», 1970, v. 26, № 4, p. 183—199.43.	Диффузионная сварка титана. М., «Металлургия», 1977,
с. 269. Авт.: Э. С. Каракозов, Л. М. Орлов, В. В. Пашков, В. И. Гри¬
горьевский.44.	Методы испытания, контроля и исследования машинострои¬
тельных материалов. Т. I. Физические методы исследования мате¬
риалов. М., «Машиностроение», 1971, с. 202—231.45.	Справочник по электронной фрактографии. Т. 3. М., ВИАМ,1967.	236 с.46.	Кальнер В. Д., Зильберман А. Г., Шор Ф. И. — «Заводская
лаборатория», 1974, № 9, с. 1102—1107.47.	Фридман Я. Б., Гордеева Т. А., Зайцев А. М. Строение и
анализ изломов. М., Машгиз, 1960. 128 с.48.	Блэнк Дж. Р., Гледман Т.— В кн.: Количественная метал¬
лография. Приборы и методы физического металловедения. Вып. 1.
М., «Мир», 1973, с. 277—331.49.	Бичем К. Д.— В кн.: Разрушение. Т. I. М., «Мир», 1973,
с. 265—375.50.	Красовский А. Я., Степаненко В. А., Бега И. Д. — «Пробле¬
мы прочности», 1977, № 6, с. 35—39.51.	Штремель М. А., А. А. Абдель Керим — ФММ, 1973, т. 35,
№ 5, с. 1034—1039.52.	Зеленова В. Д., Шермазан И. В.— «Заводская лаборатория»,
1972, JA 12, с. 1477—1479.53.	Аппаратура для рентгеновского анализа. Л., изд. НПО «Бу¬
ревестник», 1975.54.	Лаиіко Н. Ф. Физико-химический фазовый анализ сталей и
сплавов. 2-е изд. М., «Металлургия», 1978. 232 с.55.	Рентгенография в физическом металловедении. Под ред.
Ю. А. Багаряцкого. М., Мсталлургиздат, 1961. 368 с. с ил.56.	Уманский Я. С. Рентгенография металлов. М., Металлургиз-
дат, 1960. 448 с. с ил.57.	Горелик С. С., Расторгуев Л. Н., Скоков Ю. А. Рентгено¬
графический и электрониооптическнй анализ. Изд. 2-е, испр. и доп.
М., «Металлургия», 1970, с. 63.58.	Миркин Л. И. Справочник по рентгсноструктуриому анали¬
зу поликристаллов. М., Физматгиз, 1961. 368 с. с ил.59.	Ермолова М. И. — «Заводская лаборатория», 1965, № 5,
с. 577—578.60.	Ермолова М. И. — «Технология легких сплавов», 1966, № 2,
с. 80.454
61.	Банная И. А., Коробов О. С. — «Технология легких сплавов»,1978,	№ 10, а 61.62.	Измерение физического уширения рентгеновских интерферен¬
ционных линий. М., ВИЛС, 1973.63.	Лозинский М. Г. Высокотемпературная металлография. М.,
Машгиз, 1956. 312 с. с ил.64.	Лозинский М. Г. Строение и свойства металлоп и сплавов
при высоких температурах. М., «Металлургия», 1963. 536 с. с ил.65.	Лозинский М. Г. Тепловая микроскопия материалов. М., «Ме¬
таллургия», 1976. 304 с. с ил.66.	Лозинский М. Г., Перцовский Н. 3. — В кн.: Методы испы¬
тания, контроля и исследования машиностроительных материалов.
Т. I. М., «Машиностроение», 1971, с. 187—201.67.	Антипова Е. И., Гутерман М. Б., Лозинский М. Г. — «Изв.
АН СССР. ОТН», 1957. № 9, с. 45—49.К главе II1.	Глазунов С. Г., Молчанова Е. К. Диаграммы состояния спла¬
вов титана. М. Оборонгиз, 1954. 74 с ил.2.	Корнилов И. И., Будберг П. Б. Диаграммы состояния двой¬
ных н тройных систем титана. М., ВИНИТИ, 1961. 176 с. с ил.3.	Молчанова Е. К. Диаграммы состояния титановых сплавов.
М., «Машиностроение», 1964. 392 с. с ил.4.	Еременко В. Н. Титан и его сплавы. Киев, Изд-no АН УССР,
1960. 500 с. с ил.5.	Еременко В. Н. Мпогокомпонентные сплавы титана. Киев,
Изд-во АН УССР, 1962. 206 с. с ил.6.	Хансен^М., Андерко К. Структуры двойных сплавов. Пер. с
англ. Металлургиздат, 1962. Т. I. 608 с. с ил. Т. 2. 508—1488 с. с ил.7.	Корнилов И. И. Титан. М., «Наука», 1975. 305 с. с ил.8.	Глазунов С. Г., Моисеев В. Н. Конструкционные титановые
сплавы. М., «Металлургия», 1974. 368 с. с ил.9.	Солонина О. /7., Глазунов С. Г. Жаропрочные тнтапопые
сплавы. М., «Металлургия», 1976. 448 с. с ил.10.	Алтунин Ю. Ф., Глазунов С. Г. — В кн.: Титан в промышлен¬
ности. М., Оборонгиз, 1961, с. 245—253.11.	Колачев Б. А., Ливанов В. А., Буханова А. А. Механические
свойства титана н его сплавов. М., «Металлургия», 1974. 544 с. с ил.12.	Титановые сплавы в машиностроении. Л., «Машинострое¬
ние», 1977. 248 с. с ил. Авт.: Б. Б. Чечулин, С. С. Ушков, И. Н. Ра-
зуваепа, В. Н. Гольдфаын.13.	Zwicker U. Titan und Titanlegierungen, Springer Verlag, Ber¬
lin, H. N. I., 1974.	*14.	Fast J. D. — «Rec. Trav. Chim.», 1939, v. 58, Ni 9/10, p. 973.15.	Глазунов С. Г. Жаропрочные сплавы иа основе титана. М.,
Оборонгиз, 1958. 77 с. с ил.16.	Кошелев П. Ф., Михеев В. С., Никитин П. Н. — МиТОМ,1971,	№ 10, с. 30—33.17.	Тылкина М. А., Пекарев А. И., Савицкий Е. М. ЖНХ, 1959,
т. 4, № 10, с. 2320.18.	Adenstedt Н. К., Pequlgnot J. /?., Raymer J. М. — «Trans.
Amer. Soc. Metals», 1952, v. 44, p. 990.19.	Hansen M„ Kamen E. L„ Kessler H. D., McPherson D. J. —
«J. Metals», 1951, v. 3, № 10 p. 881.455
20.	Maykuth D. J., Ogden H. R., Jaffee R. I. — «J. Met.», 1951,
v. 5, № 22, p. 231.21.	Duwez P., Taylor J. L. — «Trans. АІМЕ», 1953, v. 197,
p. 253—256.22.	Rudy E„ Windisch St.— «Rev. Trans. АІМЕ», 1968, v. 242,
p 954	ggg23.	Me Quillan A. D. — «Trans. АІМЕ», 1950, v. 204, p. 309 323.24.	Ливанов В. А., Буханова А. А., Колачев Б. А. Водород в ти¬
тане. М., Металлургиздат, 1962. 245 с. с ил.25.	Мороз JI. С., Чечулин Б. Б. Водородная хрупкость металлов.
М., «Металлургия», 1967. 255 с. с ил.26.	Joukainen A., Grant N. 1., Floe С. F. — «J. Metals», 1952, v. 4,
№ 7, p. 766.27.	Elliot R. P. Constitution of binary alloys. First Supplement,
Me Graw Hill Book Co., New-York, 1965.28.	Pietrokowsky P., Frink E. P., Duwez P. — «J. Metals», 1966,
v. 7, № 8/2. p. 930.29.	Макквиллэн А. Д., Макквиллэн М. К. Титан. Пер. с англ. М.,
Металлургиздат, 1958. 458 с. с ил.30.	Hansen М., Kessler Н. D., Me Pherson D. J. — «Trans. Ашег.
Soc. Metals», 1952, v. 44, p. 518.31.	Hansen M„ Anderko K. Constitution of Binary Alloys, Me
Graw Hill, New York, 1958.32.	Orrell F. L., Fontana M. 0. — «Trans. Amer. Soc. Metals»,
1955, v. 47, p. 554. ■33.	Margolin H„ Ence E„ Nielsen J. P. — «J. Metals», 1953, v. 5,
№ 2/2, p. 243.34.	Корнилов И. И., Белоусов О. К., Качур Е. В. Ннкелид титана
н другие сплавы с эффектом «памяти». М., «Наука», 1977. 178 с. с
ил.35.	Raub £., Roschel Е. — «Z. Metallkunde», 1968, Bd 59, S. 112—114.36.	Krautwasser P.. Bhan S., Schubert K. — «Z. Metallkunde»,
1968, Bd 59, S. 724-729.37.	Goldhoff R. М., Shaw H. L. and oths. — «Trans. Amcr. Soc. Me-
tals», 1953, v. 45, p. 941.38.	Anderko K. Z. — «Z. Metallkunde», 1958, Bd 49, S. 165.39.	Palty A. E., Margolin H.. Nielsen J. P. — Trans. Amer. Soc.
Metals», 1954, v. 46, p. 312.40.	Bumps E. S., Kessler H. D., Hansen M. — «Trans. Amer. Soc.
Metals», 1953, v. 45, p. 1008.41.	MayKuth D. J., Ogden H. R„ Jaffee R. I. — D. М. I. C. Report
136A, 1960. 15 с. с ил.42.	Корнилов И. И., Волкова М. А. — В кн.: Титановые сплавы
для повой техники. М., «Наука», 1968, с. 78—89 с ил.43.	Hamajima Т., Luetjering G., Weismann S. — «Metall. Trans.»,1972,	v. 3, № 11, p. 2805—2810.44.	Domogala R„ Rostoker N. — «Trans. Amer. Soc. Metals», 1955,
v. 47, p. 565.45.	Crossley F. A. — «Trans. Metall Soc, АІМЕ», 1969, v. 245, No 9,
p. 1963—1968.46.	Пылаева E. H„ Волкова М. А. Металловедение титана. М.,
«Наука», 1964, с. 38—42 с ил.47.	Нартова Т. Т., Широкова И. И. — «Изв. АН СССР. Металлы»,1970,	№ 3, с. 194—198 с ил.456
48.	Агебв Н. В., Петрова Л. А. — В кн.: Титан и сто сплавы. Ме¬
таллургия-Металловедение. М., Изд-во АН СССР, 1958, с. 3.49.	Колачев Б. А., Ливанов В. А. — В кн.: Металловедение тита¬
на. М., «Наука», 1964, с. 54—57.50.	Колачев Б. А., Ливанов В. А., Елагин В. А. Металловедение
и термическая обработка цветных металлов и сплавов». М., «Метал¬
лургия», 1972. 480 с. с ил.51.	Колачев Б. А. —«Иэв. вуз. Цветная металлургия», 1977, №5,
с. 102—111.52.	Колачев Б. А., Лясоцкая В. С. — «Изв. вуз. Цветная метал¬
лургия», 1966, № 2, с. 123—128.53.	Ливанов В. А., Колачев Б. А., Лясоцкая В. С. — В кн. Титано¬
вые сплавы для новой техники. М., «Наука», 1968, с. 39.54.	Колачев Б. А., Мамонова Ф. С., Лясоцкая В. С. — «Изв. вуз.
Цветная металлургия», 1975, № 6, с. 130.55.	Гусева Л. Н., Эгиз И. В. — МиТОМ, 1974, № 4, с 71.56.	Колачев Б. А., Лясоцкая В. С., Константинов К. М. — В кн.:
Стали и сплавы цветных металлов. Куйбышев, Верхне-Волжское изд-
во, 1974, с. 60—63.57.	Колачев Б. А., Белов С. П. — «Иэв. вуз. Цветная металлур¬
гия», 1979, № 3, с. 107—110.58.	Гусева Л. Н., Долинская Л. К., Борискина Н. Г. — «Изв. АН
СССР. Металлы», 1976, № б, с. 209—212.59.	Гусева Л. Н., Борискина Н. Г., Долинская Л. К• — Изв. АН
СССР. Металлы», 1973, № 3, с. 215.60.	Колачев Б. А., Белов С. П. — «Изв. вуз. Цветная металлур¬
гия», 1980, № 1, с. 85—90.61.	Колачев Б. А. Физическое металловедепие титана. М., «Метал¬
лургия», 1979,184 с. с ил.К главе Ш1.	Аносов В. Я., Погодин С. А. Основные начала физико-химиче¬
ского анализа. М.—Л., Изд-во АН СССР, 1947. 600 с. с ил.2.	Петров Д. А. Вопросы теории сплавов алюминия. М., Метал-
лургнздат, 1951. 256 с. с ил.3.	Kueffer /?., Binder F., Bach H. — «Werstoffe und Korrosion»,
1968, Bd 19, s. 114—118.4.	Дясаффи P. И. — В кн.: Успехи физики металлов. Т. IV. Пер.
с апгл. М., Металлургиздат, 1961, с. 77—191 с ил.5.	Conrad Н. — «Scrlpta Metallurgica», 1973, № 3, p. 602—512.6.	Колачев Б. А., Ливанов В. А., Буханова А. А. Механические
свойства титана и его сплавов. М., «Металлургия», 1974. 544 с.сил.7.	Колачев Б. А. Физическое металловедепие титана. М., «Метал¬
лургия», 1976. 184 с. с ил.8.	Глазунов С. Г., Моисеев В. Н. Конструкционные титановые
сплавы. М., «Металлургия», 1974. 368 с. с ил.9.	Колачев Б. А., Лясоцкая В. С., Колачева Г. В. Технология лег¬
ких сплавов, 1974. №2, с. 62—66 с ил.10.	Колачев Б. А., Лукьянова Н. В. Проблемы металловедения
цветных металлов. М., «Наука», 1978, с. 113—120.11.	Хорее А. И. — «Металловедение н термическая обработка ме¬
таллов», 1972, Nt 5, с. 13—18 с ил.12.	Корнилов И. И., Волкова М. А. Титановые сплавы для новой
техники. М., «Наука», 1978, с. 78—89 с ил.457
13.	Калинин Г. П., Елютин О. П.—«Изв. АН СССР. Металлы*,
1968, № 4, с. 165—169 с нл.14.	Корнилов И. И., Глазова В. В.—В кн.: Новые исследования
титановых сплавов. М., «Наука», 1965, с. 3—10 с ил.15.	Чучурюкин А. Д., Колачева Г. В., Лукьянова Н. В. и др.—
«Технология легких сплавов*, 1978, № 3, с. 48—50.16.	Носова Г. И. Фазовые превращения в сплавах титана. М.,
«Металлургия», 1968. 181 с. с ил.17.	Колачев Б. А., Мамонова Ф. С., Лясоцкая В. С. — «Изв. ву¬
зов. Цветная металлургия», 1975, №6, с. 130—І 33.18.	Солонина О. П., Глазунов С. Г. Жаропрочные титановые спла¬
вы. М., «Металлургия», 1976. 448 с. с ил.К главе IV1.	Макквиллэн А. Д., Макквиллэн М. К. Титан. Металлургиздат,
1958. 458 с. с ил.2.	Макквиллэн М. К. Фазовые превращения в титане и его спла¬
вах. М., «Металлургия», 1967. 75 с. с ил.3.	Кириллова Р. П., Седлицкий Р. В., Белова О. С. — «Заводская
лаборатория», 1967, № И, с. 1379.4.	Белова О. С., Леонова И. Н. — В кн.: Электронномнкроскопи-
ческие исследования структуры жаропрочных сплавов и сталей. М.,
«Металлургия», 1969. с. 72—77.5.	Мороз Л. С., Хесин Ю. Д., Белова О. С. — МиТОМ, 1963, № 2,
с. 17—23.6.	Книжник Г. С. — ФММ, 1966, 21, с. 887.7.	Мороз Л. С., Разуваева И. Н. — МиТОМ, 1971, № 2, с. 34.8.	Глазунов С. Г., Моисеев В. Н. Конструкционные титановые
сплавы. М., «Металлургия», 1974. 367 с. с ил.9.	Носова Г. И. Фазовые превращения в сплавах титана. М., «Ме¬
таллургия», 1968. 181 с. с ил.10.	Брун М. Я-, Перцовский И. 3., Шаханова Г. В., Родио¬
нов В. Л. — ФММ, 1979, т. 47, № 2, с. 404—410.11.	Утевский Л. М., Ноткин А. Б., Семенова Н. М., Перцов¬
ский Н. 3., Файнброн А. С. — В кн.: Титан, металловедение и техно¬
логия. Труды 3-й международной конференции по титану. М., ВИЛС,1978,	т. 2, с. 547—553.12.	Колачев Б. А. Физическое металловедение титана. М., «Ме¬
таллургия», 1976. 184 с. с ил.13.	Бочвар Г. А., Семенова Н. М., Утевский Л. М. — ФММ, 1969,
т. 28, вып. 6, с. 1041—1054.14.	Плавка и лнтье титановых сплавов. М., «Металлургия», 1978.
384 с. с ил. Авт.: А. Л. Андреев, Н. Ф. Аношкин, К. М. Борзецков-
ская и др.15.	Полуфабрикаты из титановых сплавов. М., «Металлургия»,1979.	512 с. с ил. Авт.: В. К. Александров, Н. Ф. Аношкии, Г. А. Боч¬
вар, Брун М. Я. и др.16.	Бокштейн С. 3., Емельянова Т. А., Кшикин С. Т., Мир-
ский Л. М. — В кн.: Электронномикроскопнческие исследования жаро¬
прочных сплавов и сталей. М., «Металлургия», 1969, с. 62—67.17.	Шаханова Г. В., Бухарина Н. В. — В кн.: Тезисы докладов
XII научно-технического совещания работников заводских лаборато¬
рий. М., ВИЛС. 1979, с. 75.18.	Мартин Дж., Доэрти Р. Стабильность микроструктуры метал¬
лических систем. М., Атомиздат, 1978. 280 с. с ил.458
19.	Шаханова Г. В., Родина И. Б., Бухарина И. Б.—ТЛС, 1980,
№ 3.20.	Брун М. Я., Перцовский Н. 3.. Шаханова Г. В., Родио¬
нов В. Л.—«Технология легких сплавов», 1978, № 12, с. 28—33 с.21.	Колачев Б. А., Гусельников Н. Я-— В кн.: Труды МАТИ. М.,
Оборонгиз, 1962, вып. 55, с. 78—82.22.	Добаткин В. И., Бочвар Г. А., Потапенко Ю. И. —«Изв. вуз.
Цветная металлургия», 1961, Лг* 3, с. 120—124.23.	Вульф Б. К■ Термическая обработка титановых сплавов. М.,
«Металлургия», 1968. 375 с. с ил.24.	Джаффи Р. И. — В кв.: Успехи физики металлов. Пер. с англ.
Т. IV. М., «Металлургия», 1961. 77 с.25.	Багаряцкий Ю. А., Тагунова Т. В.. Носова Г. И. — В кн.:
Проблемы металловедения и физики металлов. Вып. 5. М., Металлург-
излат, 1958. 210 с.26.	Williams I. С., de Fontain D. and Paton L. E. — «Metallurgical
Transactions», 1973, v. 4, № 12, p. 2701—2708.27.	Blackburn M. I.— «Transactions ЛІМЕ», 1967, v. 139, p. 1200.28.	Семенова А. М., Елагина Л. А., Ноткин А. Б., Борзсцов-
скан К. М. — «Технология легких сплавов». М., 1973, № 5, с. 39—44.29.	Чечулин Б. II., Ушков С. С., Разуваева И. Н., ГольЬфайн В. Н.
Титановые сплавы и машиностроении. Л., «Машиностроение», 1977.
248 с. с нл.30.	Ковка и штамповка цветных металлов. Справочник. М., «Ма¬
шиностроение», 1972, 41—42 с.31.	Бодяко М. Н., Елагина Л. А., Гордиенко А. И., И ваш ко В. В.—
«Технология легких сплавов», 1974, Ла 8, с. 46—52.32.	Елагина Л. А., Гордиенко Л. И., Ивашко В. В., Нейман А. Г.—
«Технология легких сплавов», 1976, № 4, 35—40 с.33.	Брун М. Я-, Каганович И. If., Родионов В. Л., Чистяков Н. И.,
Фальков М. И. — «Технология легких сплавов», 1973, № 5. 31—33 с.К главе V1.	Брун М. Я. —МиТОМ, 1979, № 11, с. 18—21.2.	Моисеев II. В., Глазу нов С. Г. Конструкционные титановые
сплавы. М., «Металлургия», 1974. 368 с. с ил.3.	Солонина О. П., Глазунов С. Г. Жаропрочные тнтаповые спла¬
вы. М., «Металлургия», 1976. 447 с. с ил.4.	Полуфабрикаты из титановых сплавов. М., «Металлургия»,1979.	512 с. с ил. Авт.: В. К. Александров, Н. Ф. Аношкин, Боч¬
вар Г. А., М. Я. Брун и др.5.	The science technology and application of titanium. Oxford, Lon¬
don, Pergamon Press, 1970. 1202 p.6.	Titanium Science and technology. New York—London, Plenum
press, 1973.7.	Титан. Металловедение н технология. Труды III Международ¬
ной копференцни по титану. Т. 1—3. М., ВИЛС, 1978.8.	Махмутова Е. А., Лысое В. И. — «Технология легких сплавов»,1976,	№ 4, с. 73—75.9.	Рахманов Н. С., Попова В. И.. Рябова Р. М.. Солонина О. П.,
Проходцева Л. В.—«Технология легких сплавов», 1977, № 6, с. 53.10.	«Metal Progress», 1977, v. Ill, № 3, p. 39—49.11.	Eylon D„ Hall I. A., Pierce С. М.. Ruckle D. L. — «Met. Trans.»,1976,	v. A7, № 12, p. 1817—1826.12.	Yoder C. R.. Coolei/ I.. A., Crooker I. W. — «Trans. АІМЕ»,1977,	v. 99, № 4, p. 313—318.459
13.	Hady Sassi B„ Boussean M„ Lehr P. — «Mem. Sci. Rev. Met.*,1977,	v. 74, Nt 5, p. 317—318.14.	Richadrs N. L„ Baruby /. T. — «Mater. Sci. and Eng.*, 1976,
v. 26, № 2, p. 221—229.15.	Hall /. A., Pierce C. M„ Ruckle, Spragne R. A. — «Mater. Sci.
and Eng.*, 1972, v. 9, № 4, p. 197—210.16.	Frederick S. F., Hanna W. D. — «Met. Trans.*, 1970, v. 1, № 2,
p. 347—352.17.	Herman V. E., Kessler H. — «Sampe Quartcly*, 1977, october,
40—44.18.	Hcitman G. H„ Coyne 1. E., Galipean. — «Metals Eng. Quart.»,1968,	v. 8, № 3.І 9. Yoder 0. R„ Cooley L A., Cavoker T. W. Metallurg. Trans¬
actions, 1977, v. 8A, № 11, p. 1737—1743.20.	Greenfield M. A., Margolin H. — «Met. Trans.*, 1971, v. 2, №3,
p. 841—847.21.	Проходцева Jl. В., Дроэдовский Б. А., Юрушкин Н. В.—
«Цветные металлы», 1972, № 3, с. 72—75.22.	Wanhlll R. I. Н. — «Aeronautical Journal, February, 1977,
p. 68-82.23.	Larson F. R., Zarkades A. — In book: Advances in deformation
processing, Plenum—Press—New-York—London, 1978, p. 321—349.24.	Mdhonei/, Murray W., Tetelman Alan S.-—«Met. Trans.*, v. A7,
№ 10, p. 1549—1558.25.	Колачев Б. А., Ливанов В. А., Буханова А. А. .Механические
свойства титана и его сплавов. М., «Металлургия*, 1974. 544 с. с нл.26.	Pittinato G. F., Hanne W. D. — «Met. Trans.», 1972, v. 3, № 11.
p. 2905—2909.27.	Lucas I. /., Konjezny P. P. — «Metallurgical Transactions*,1971,	v. 2, Ns 3, p. 911—912.28.	Seraphln L. — «Mach. outil», 1971, v. 36, № 281, p. 199, 201.29.	De Gelas B„ Tricot R. — «Met. Sci. Rev. Met. Septcmbrc, 1975,
№ 9, p. 661—675.30.	Пронин А. Т., Воробьев H. А., Марковсц М. П. — «Проблемы
прочности», 1972, № 4, с. 105—107.31.	Пронин А. Т.. Воробьев Н. А. —«Технология легких сплавов»,1971,	№ 1, с. 87—91.32.	Вейцман М. Г., Гуськова Л. Н., Дюжина Т. А., Надольнико-
ва Л. А. — «Проблемы прочности», 1978, № 12, с. 77—80.33.	Чечулин Б. Б., Ушков С. С., Разуваева И. Н., Гольдфайн В. Н.
Титановые сплавы в машиностроении. Л., «Машиностроение», 1977.
248 с. с ил.34.	Forging and properties о! aerospace materials. London. 1978.35.	Брун М. Я-, Перцовский Н. 3., шаханова Г. В. — «Технология
легких сплавов», 1976, № 10, с. 24—30.36.	Елагина Л. А., Гордиенко А. И., И ваш ко В. В., Нейман А. Г.—
«Технология легких сплавов», 1975, J& 12, с. 33—38.37.	Greenfield М. A., Margolin Н. — «Met. Trans.», 1971, v. 2, Ne З,
p. 841—847.38.	Брун М. Я-, Перцовский Н. 3., Шаханова Г. В., Родио¬
нов В. Л. — ФММ, 1979, т. 47, вып. 2, с. 404—408.39.	Брун М. Я-, Перцовский Н. 3., Шаханова Г. В., Родио¬
нов В. Л- — «Технология легких сплавоп», 1978, № 12, с. 28—33.40.	Полькин И. С., Синявская С. Н., Новик Ф.—«Изв. вуз. Цвет¬
ная металлургия», 1979, № 2, с. 99—104.460
К главе VI1.	Глазунов С. Г., Моисеев В. Н. Конструкционные титановые
сплавы. М., «Металлургия», 1974. 338 с. с ил.2.	Сварные соединения титановых сплавов (структура и свойст¬
ва). М., «Металлургия», 1978, 247 с. с ил. Авт.: В. Н. Моисеев,
Ф. Р. Куликов, Ю. Г. Кириллов и др.3.	Глазунов С. Г., Моисеев В. И., Борисова Е. А. — В ки.: Приме¬
нение титана в народном хозяйстве. М., ЦНИИцветмет, 1970, с. 12.4.	Моисеев В. Н., Захаров Ю. И., Знаменская Е. В. — В кн.: Ти¬
тан. Т. 3. Труды III Международной конференции по титану. М.,
ВИЛС, 1978, с. 285—291.5.	Моисеев В. Н. — МиТОМ, № 10, 1977. с. 63—68.6.	Моисеев В. Н., Шохолова Л. В.. Терентьева Л. Н. — «Техноло¬
гия легких сплавов, 1976, № 4, с. 46—51.7.	Колачев Б. А., Ливанов В. А.. Буханова А. А. Механические
свойства титана и его сплавов. М., «Металлургия», 1974, 544 с. с ил.8.	Титан и его сплавы. Т. I. Л., Судпромгиз, 1960. 513 с. с ил.
Авт.: Л. С. Мороз. Б. Б. Чечулин, И. В. Полни и др.9.	Ливанов В. А., Буханова А. А., Колачев Б. А. Водород в тита¬
не. М.. Металлургиздат, 1966. 245 с. с ил.10.	Борисова F. А. — В кн.: Титан и его сплавы. М., Изд-во АН
СССР, 1960, с. 23—28.П. Борисова Е. А., Рыжов В. С.— В кн.: Титан и его сплавы.
М., Оборонгиз, I960, с. 81—87.12.	Алтунин Ю. Ф., Глазунов С. Г.—В кн.: Титан в промышлен¬
ности. М.. Оборонгиз, 1961, с. 245—253.13.	Корнилов И. И., Михеев В. С., Чернова Т. С. и др. — В кн.:
Титан и его сплапы. Вып. VII. М., Изд-во АН СССР, 1962, с. 140.14.	Вульф Б. К.. Юдина (?. А. — В кн.: Тнтап и его сплавы.
Вып. 10, М., Изд-во АН СССР, 1963, с. 207.15.	Моисеев В. ,Н. — В кн.: Производство и обработка титана и
его сплавов. М., ЦНИИцветмет, 1958, с. 13—20.16.	Моисеев В. Н„ Лужников Л. П. Передовой научно-техниче¬
ский н производственный опыт. Вып. 8. М.. ЦИТЭИ. 1960. 19 с.17.	Лужников Л. П., Моисеев В. II.— МиТОМ, 1961, № 7,
с. 29—36.18.	Моисеев В. Н. — МиТОМ, 1967. № 12, с. 8—12.19.	Моисеев В. Н„ Шохолова Л. В. — В кн.: Титановые сплапы.
М., ОНТИ—ВИЛМ, 1972, с. 160—16820.	Проходцева Л. В., Дроздовский Б. А., Моисеев В. II., Шохо¬
лова Л. В. —«Проблемы прочности». 1974, № 5, с. 80—84.21.	Федоров В. Н., Борисова Е. А., Королева Н. В.—«Изв. АН
СССР. Металлы», 1974, Ms 6, с. 45—50.22.	Борисова Е. А., Шашенкова И. И., Кривенко А. //. — МиТОМ,1975.	№ 4, с. 37—41.23.	Глазунов С. Г., Борисова F. А. — В кн.: Титан и его сплавы.
М., Изд-во АН СССР, 1960, с. 94—98.24.	Борисова Е. А., Шашенкова И. И. —В кн.: Титан в промыш¬
ленности. М., Оборонгиз, 1961, с. 170—175.25.	Борисова Е. А., Шашенкова И. И. — «Вестник машинострое¬
ния». 1966, № 7, с. 56—58.26.	Борисова Е. А., Шашенкова И. И.. Глебова Р. Д. — «Метал¬
лы», 1973, № 5, с. 104—110.27.	Борисова Е. А., Шашенкова И. И . Старова Е. II. — В кн.:461
Труды III Международной конференции по титану. Т. 3. М., ВИЛС,1979,	с. 309—314.28.	Моисеев В. Н., Глазунов Г. С.. Хорее А. И. Передовой науч¬
но-технический и производственный опыт. Вып. 3. М., ЦИТЭИН, 1961.29.	Моисеев В. Н., Глазунов С. Г. — В кн.: Титан в промышлен¬
ности. М., Оборонгиз, 1961, с. 232—244.30.	Моисеев В. Н„ Глазунов С. Г. Копструкционные материалы.
М., «Сов. энциклопедия», 1965. 336 с.31.	Моисеев В. Н. Передовой научно-технический и производст¬
венный опыт. М., ГОСТИНТИ, 1968. 29 с. с ил.32.	Моисеев В. Н., Знаменская Е. В. — «Технология легких спла-
ВОВКІ971, 2, с. 58—62.Q3j Моисеев В. Поляк Э. В., Соколова Л. Ю. — МиТОМ, 1975,
№ вТсГ 45-49.34.	Моисеев В. Н., Знаменская Е. В., Поваров И. А., Войтешен-
ко Л. Г. — «Технология легких сплавов», 1975, № 6, с. 61—66.35.	Моисеев В. Я. — МиТОМ, 1972, № 5, с. 18—23.36.	Моисеев В. Н., Знаменская Е. В.. Тарасенко Г. Н. — МпТОМ,1977,	№ 5, с. 38-42.37.	Моисеев В. П.. Гераськояа Л. В.—МпТОМ, 1965, № 5, с. 3.38.	Должанский К). М., Моисеев В. Н.. Сибелева Л. И., Терентье¬
ва Л. Н. — «Изп. вуз. Цветная металлургия», 1973, Ks 4, с. 132—137.39.	Моисеев В. Н.—В кн.: Металловедение тнтана. М., «Наука»,
1964, с. 177—183.40.	Моисеев В. П., Г лазунов С. Г., Михайлов Б. М. — «Цветные
металлы». 1966, М» 2, с. 80—82.41.	Моисеев В. Н., Знаменская Е.-В., Ермолова М. И. — «Техно¬
логия легких сплавов», 1972, Л'® 2, с. 63—70.42.	Родионов В. Л., Моисеев В. Н. — «Технология легких спла¬
вов», 1975, ХІ? 11, с. 24—26.43.	Лазарева И. Э. — «Технология легких сплавов», 1973, № 7.44.	Колачев Б. А., Мамонова Ф. С., Лясоцкая В. С. — МиТОМ,1975,	№ 8, с. 52—56.К главе VII1.	Вильямс Дж. К-, Томпсон А. В., Роудз К. Дж., Чезнат Дж. К.—
В кн.: Титан. Металловедение и технология. Т. 1. М., ВИЛС, 1977.2.	Солонина О. П., Кураева В. П., Сазонова Т. Н. — МиТОМ,1976,	№ 12. с. 8.3.	Кураева В. П., Солонина О. П., Сазонова Т. Н„ Каганович И. Н„
Чистяков Н. И., Тхоревская Ж. Д.— В кн.: Легирование и термичес¬
кая обработка титановых сплавов. М., ВИЛС, 1977, с. 198—205.4.	Блок //. И., Лаиіко Н. Ф. и др. — В кн.: Фазовый состав,
структура и свойства легированных сталей п сплавов. М., «Машино¬
строение», 1965, с. 114.5.	Солонина О. П., Кураева В. П. — МиТОМ, 1963, Л'» 2, с. 50—52.6.	Бочвар А. А. Основы термической обработки сплавов. 5-е изд.
М., Металлургиздат, 1940. 296 с. с ил.7.	Макквиллэн М. К. Фазовые превращения в титане и его спла¬
вах. Пер. с англ. М., «Металлургия», 1967. 69 с. с ил.8.	Солонина О. П., Глазунов С. Г. — В кн.: Жаропрочные тита¬
новые сплавы. М., «Металлургия», 1976. 448 с. с ил.9.	Кураева В. П., Солонина О. П., Тхоревская Ж- Д. — В кн.: Ле¬
гирование и термическая обработка тптпновых енляпов. М.. ОНТИ,1977,	с. 213—222.462
10.	Локшин Ф. Л., Кокнаев Р. Г., Коробов О. С., Лебедев Ю. М.
ч др. — «Структурные и фазовые превращения при нагрепе сталей и
сплавов». Пермь, 1970, книжное изд-во, (ППИ. Сб. № 73), с. 24—26.11.	Кураева В. П., Солонина О. П. — В кн.: Применение титано¬
вых сплавов. М., ВИЛС, 1966, с. 72—75.12.	Кураева В. П., Солонина О. П., Тхоревская Ж. Д.— В кн.:
Технология легких сплавов. Л® 5. М., ВИЛС, 1973, с. 52—55.13.	Корнилов И. И. и др.— В кн.: Металловедение титана. М.,
^>Нзукэ^ 1964 с 4314.	Crossley F. А.— «Met. Trans.*, 1970, v. 1, № 7, р, 19—21.15.	Frost К. P. — «Metall Progress», 1959, v. 75, № 4, p. 91.16.	Кураева В. П., Тхоревская Ж. Д-, Хацинская И. М. — В кн.:
Титановые сплавы. М., ВИЛС, 1979, с. 62—65.17.	Лашко Н. Ф., Хацинская И. М., Ермолова М. И. — ФММ,
1970, т. 30, № 2, с. 336—347.18.	Лашко Н. Ф., Хацинская И. М., Ермолова М. И. — ФММ,1972,	т. 33, 2, с. 275—283.19.	Ермолова М. И., Солонина О. П.. Хацинская И. М. — ФММ,
1970, т. 30, № 2, с. 158—167.20.	Солонина О. П. — В кн.: Новые исследования титановых спла¬
вов. М., «Наука», 1965, с. 206—211.21.	Гуськова Е. И., Лашко Н. Ф., Мирский Л. М. — В кн.: Тита¬
новые сплавы для новой техники. М., «Наука», 1968, с. 154—159.22.	Ермолова М. И., Поляк Э. В., Солонина О. П.—В кн.: Тита¬
новые сплавы для новой техники. М., «Паука», 1968, с. 145-154.23.	Ермолова М. И., Солонина О. П. — ФММ, 1967, т. 23, № 1.24.	Колачев Б. А., Ливанов В. А., Елагин В. И. Металловедение
п термическая обработка цветных металлов и сплавов. М., «Метал¬
лургия», 1972. 480 с. с нл.25.	Локшин Ф. И., Кокнаев Р. Г., Гордиенко А. И. и др. — В кн.:
Новый конструкционный материал — тнтан. М., «Наука», 1972.26.	Поляк Э. В., Солонина О. П., Константинова М. Б., Аржа-
ков В. М. — В кн.: Структура, диффузия и свойства металлов. Под
ред. С. 3. Бокштейна. М., ВИЛС, 1966, с. 151 — 157.27.	Гуськова Е. И., Ермолова М. И., Лашко Н. Ф. — В кн.: Но¬
вый конструкционный материал — титан. М., «Наука», 1972, с. 56—62.28.	Ермолова М. И. — «Заводская лаборатория», 1965, №5, с. 577.29.	Гуськова Е. И., Ермолова М. И. — «Заводская лаборатория»,1972,	№ 1, с. 48.30.	Гуськова Е. И., Ермолова М. И., Лашко Н. Ф., Солони¬
на О. П., Никишов О. А. — МиТОМ, 1979, № 3, с. 54—56.31.	Кишкин С. Т., Поляк Э. В., Солонина О. Я. и др. — В кн.:
Новые исследования титановых сплавов. М., «Наука», 1965, с. 82—88.32.	Кишкин С. Т., Поляк Э. В., Ермолова М. И., Солонина О. П.—
В кн.: Электронмомнкроскоппчсские исследования структуры жаро¬
прочных сплавов и сталей. М., «Металлургия», 1969, с. 49—61.33.	Арковенко Г. И. — МиТОМ, 1978, Лв 7, с. 34—36.34.	Богачев И. Н., Одинокова Л. П. — «Цветные металлы», 1965,
№ 2, с. 71—76.35.	Неугодова В. Н., Неугодова 3. Н. —В кн.: Тнтан в промыш¬
ленности. М., Оборонгнз, 1961, с. 185—202.36.	Чернин Я. И., Солонина О. П., Никишов О. А. и др. — В кн.:
Легирование и термическая обработка титановых сплавов. М., ВИЛС,1977,	с. 229—234.463
37.	Солонина О. П., Улякова Н. М., Ермолова М. И. — В кн.:
Структура и свойства титановых сплавов. М., ВИЛМ, 1972, с. 33—37.38.	Катая Г. К., Потапенко Ю. И., Зверева Д. Ф. и др. — «Техно¬
логия легких сплавоп», 1978, № 11, с. 48—52.К главе VIII1.	Пульцын Н. М. — В кн.: Взаимодействие титана с .галами. М.,
«Металлургия», 1969. 217 с. с ил.2.	Корнилов И. И. — В кн.: Титан. М., «Наука», 1975. 308 с. с ил.3.	Файнброн С. М., Рябова Р. М., Кузнецов Б. М. и др. — В кн.:
Тезисы докладов IX научно-технического совещания работников за¬
водских лабораторий. М., ВИЛС, 1973, с. 50—51.4.	Те\ юхин В. В. и др. — В кн.: Плавка и литье титановых спла¬
вов. М., с Металлургия», 1978.384 с. Авт.: А. Л. Андреев, Н. Ф. Анош¬
кин, К- М. Борзсцовская и др.5.	Полуфабрикаты из титановых сплавов. М., «Металлургия»,
1979. 512 с. с ил. Авт.: В. К. Александров, Н. Ф. Аношкин и др.ИБ № 356Елена Андреевна БОРИСОВА, Георгий Андреевич БОЧВАР,Мо >ис Яковлевич БРУН, Сергей Георгиевич ГЛАЗУНОВ.Бо| не Александрович КОЛАЧЕВ, Олег Семенович КОРОБОВ,Александр Васильевич МАЛЬКОВ. Валентин Николаевич МОИСЕЕВ,
Ал<ксандр Борисович НОТКИН, Наум Захарович ПЕРЦОВСКИЙ,Игорь Степанович Полькнн, Наталья Михайловна СЕМЕНОВА.Ольга Петровна СОЛОНИНА, Галнна Васильевна ШАХАНОВАМЕТАЛЛОГРАФИЯ
ТИТАНОВЫХ
С£[ЛАВОВРед
Ху,
Те;
Ко
Грі іСдактор издательства Б. С. Краснопевцев
ожествениый редактор А. И. Гофштейн
нический редактор В. В. Михайлова
(ректоры Н. И. Шефтель, О. В. Щербакова
фики А. А. Томашов, А. И. Александров1НО в набор 17.01.80. Подписано в печать 15.07.80. Т-12069.
Формат бумаги 84X108Va- Бумага типографская № 2. Гарнитура
л ні ературная. Печать высокая. Уел. печ. л. 24.36. Уч.-изд. л. 27.62.
Ти заж 2700 экз. Заказ № 264. Цена 1 р. 60 к. Изд. № 2801Издательство «Металлургия», 1)9034, Москва Г-34,2-А Обыденский пер., д. 14Владимирская типография «Союзполнграфпрома»
при Государственном комитете СССР по делам
издательств, полиграфии и книжной торговли60Q000, г. Владимир, Октябрьский проспект, д. 7