Титановые сплавы

Свойства титановых сплавов определяются химическим составом и структурным состоянием. По структуре, формирующейся после нормализации, титановые сплавы разделяют на три группы:

• α-(ВТ1-0, ВТ5, ВТ5-1),
• α+β-(ВТ6С, ВТ6, ВТ14, ВТЗ-1, ВТ22)
• β-(ВТ15) сплавы.

Иногда выделяют псевдо-α-сплавы (ОТ4, ОТ4-1, ОТ4-2, ВТ4, ВТ20) с небольшим количеством β-фазы (обычно не более 5 %).

Получение сплавов с различной структурой основано на неодинаковом влиянии легирующих элементов на полиморфное превращение титана.

Как известно, титан имеет две аллотропические формы: α-титан, низкотемпературная модификация с гексагональной плотноупакованной решеткой, и β-титан, высокотемпературная модификация с решеткой объемно-центрированного куба. Температура полиморфного превращения чистого титана 882 °С. В зависимости от характера влияния на полиморфное превращение легирующие элементы титановых сплавов разделяют на α-стабилизаторы (алюминий, а также примеси — кислород и азот), повышающие температуру превращения (рис. 11.1,а), и β-стабилизаторы — элементы, понижающие температуру превращения (рис. 11.1, б, в).

Рис. 11.1. Влияние легирующих элементов на температуру полиморфного превращения титана с α- (а), β-эвтектоидными (б) и р-изоморфными (в) легирующими элементами (Ле); α'-, α"-, βм-, βс-, ω-фазы, формирующиеся при закалке из β-области

По влиянию на структурное превращение в низкотемпературной области (ниже 882 °С) β-стабилизирующие элементы подразделяются на β-эвтектоидные стабилизаторы (хром, марганец, железо, медь, никель, свинец, бериллий, кобальт, а также водород) и β-изоморфные стабилизаторы (ванадий, молибден, ниобий, тантал, вольфрам). В сплавах с β-эвтектоидными стабилизаторами (рис. 11.1, б) в низкотемпературной области протекает превращение β ↔α + γ, Скорость развития эвтектоидной реакции зависит от свойств β-стабилизаторов. В сплавах титана с переходными элементами (хром, марганец, железо) скорость развития эвтектоидного превращения настолько мала, что при обычных скоростях охлаждения эта реакция не реализуется. В подобных сплавах β-фаза при определенной концентрации легирующего элемента фиксируется при нормальной температуре.

Наоборот, в сплавах титана с медью, серебром эвтектоидное превращение протекает настолько быстро, что зафиксировать β-фазу в указанных сплавах при нормальной температуре не удается. Развитие эвтектоидного распада приводит к резкому снижению пластических свойств, поэтому подобные сплавы не используют.

В сплавах титана в отличие от чистого титана превращение α↔β протекает в интервале температур. При малых скоростях охлаждения превращение β↔α протекает по обычной схеме — путем зарождения кристаллов новой фазы и их роста. При быстром охлаждении перестройка решетки β-фазы осуществляется по мартенситному механизму. В зависимости от состава, температуры нагрева, л также условий нагрева и охлаждения в титановых сплавах могут формироваться следующие метастабильные фазы: α', α", ω и β_м (метастабнльная). Для сплава одного и того же состава вид и соотношение фаз могут изменяться в широких пределах при изменении температуры нагрева и условий охлаждения. Это используют при разработке режимов термообработки.

Структура титанового сплава зависит от природы β-стабилизатора. В сплавах  с β-эвтектоидными стабилизаторами в зависимости от их содержания (рис. 11.1., б) после закалки из β-области славов может иметь α'-, α'+β_м+ω-, β_м+ω- и  β_м-структуры.

В сплавах с β-изоморфными стабилизаторами в зависимости от состава (рис. 11.1, в) титановый сплав после закалки из β-области может иметь α'-, α"+ β_м +ω-, β_м + ω- и β_м и β_с (стабильную) структуры. В связи с изменением объема металла при фазовом превращении на его развитие оказывают влияние напряжения (деформация). Однако в сплавах с β-изоморфными стабилизаторами при их концентрации свыше С_мех образующаяся β-фаза становится нечувствительной к действующим напряжениям — механически стабильной. При этом до концентрации и β_м-фаза остается термодинамически нестабильной.

Образование α'- и α"-фаз происходит по мартенситному механизму. Указанные фазы несколько различаются по параметрам кристаллических решеток. Мартенситное превращение протекает в интервале температур М_н—М_к. С повышением содержания β-стабилизаторов наблюдается понижение М_н и М_к и при концентрации С'_кр (первая критическая концентрация) и C"_кр (вторая критическая концентрация) они достигают нормальной температуры. Поэтому в пределах С'_кр—C"_кр мартенситное превращение не доходит до конца.

В сплавах, в которых концентрация р-стабилизаторов соответствует области С'_кр, в β-фазе формируется особое структурное состояние, обозначенное ω-фазой. Указанная фаза не выявляется металлографически. Она выявляется рентгенографически и косвенно по характеру изменения свойств. При наличии в структуре сплава ω-фазы резко снижаются пластические свойства.

На формирование ω-фазы большое влияние оказывают температура нагрева в β-области и скорость охлаждения при закалке. Это затрудняет определение границ фазовых областей структур с ω-фазой. Образование ω-фазы не наблюдается в сплавах, состав которых превышает третью (С"_кр) критическую концентрацию. Если α'- и α"-фазы формируются только в процессе закалки, то ω-фаза может формироваться бездиффузионным (мартенситным) путем при закалке и путем развития диффузионных процессов при отпуске.

Характер изменения свойств в зависимости от состава сплавов с β-эвтектоидными и β-изоморфными стабилизаторами неодинаковый (рис. 11.2). Например, в сплавах титана с хромом (β-эвтектоидный стабилизатор) с повышением содержания хрома до 4—6 % наблюдается возрастание прочности. При этом в пределах сплавов с α'-структурой наблюдается постепенное понижение пластичности, а с повышением в структуре сплавов ω-фазы сплавы разрушаются хрупко (δ и ψ равны нулю).

Рис. 11.2. Свойства сплавов титана после закалки из β-области (в пределах 4—6% Сr —структура α + βм+ω; 6—8% Сr — β м+ω) Пластические свойства восстанавливаются в сплавах с β-структурой, имеющих свыше 8 % Сr. В сплавах титана с молибденом (β-изоморфный стабилизатор) по мере повышения концентрации молибдена наблюдается периодическое изменение прочностных и пластических свойств. Это изменение соответствует  структурному   состоянию сплавов. Максимальная прочность и минимум пластичности достигаются в сплавах с α'-структурой предельной концентрации β-стабилизатора (3—4 % Мо), а также в сплавах с максимальным содержанием ω-фазы (10—11 % Мо).

В двухфазных сплавах изменение температуры закалки (см. рис. 11.1) сказывается на структурном состоянии сплавов и может привести в сплавах с α'- и α'-структурой при закалке из α+ β-области к формированию β_м- и ω-фаз.

Однако при закалке из α+ β-области в структуре сплава появляется также пластичная α-фаза. Это и позволяет в широких пределах регулировать механические свойства сплавов (рис. 11.3). Так, например, сплав Ti + 3,6 % Сr имеет достаточно высокие пластические свойства при закалке с температур 700—750 °С Это обусловлено наличием в структуре сплава α-фазы, количество которой понижается с увеличением температуры закалки. Обращает на себя внимание резкое снижение предела текучести в сплаве Ti + 4,7 % Мо (подобный эффект наблюдается в сплавах ВТ14, ВТ16) при закалке с температур 775—825 °С. Природа этого явления изучена еще недостаточно.

Рис. 11.3. Изменение свойств сплавов Ti + 3,6 % Сr (а) и Ti + 4,7 % Мо (б) в зависимости от температуры нагрева под закалку Температуру нагрева титановых сплавов под закалку, как правило, выбирают несколько ниже границы фазового превращения α+ β↔β . Это обусловлено тем, что в β-области наблюдается интенсивный рост зерна, в результате чего снижаются пластические свойства. Помимо отмеченного, закалка из двухфазной области позволяет получать более оптимальные механические свойства после полной термообработки (закалки и старения).

Формирующиеся в процессе закалки метастабильные фазы при обычных условиях, как правило, стабильные. Однако при нагреве до температур выше 300—400 °С происходит распад метастабильных фаз. Распад сопровождается, с одной стороны, выделением избыточных фаз в мелкодисперсной форме, с другой — уменьшением степени искажения решетки матрицы. Первый процесс приводит к упрочнению сплава, второй — к разупрочнению. Свойства сплава будут определяться результирующим эффектом.

Распад метастабильных фаз в основном протекает путем образования промежуточных фаз, тип и свойства которых определяются температурой проведения процесса. Так, например, распад β-метастабильной фазы, завершающийся в конечном счете формированием α + β-фаз (для β-изоморфных систем) или α + β -фаз (для β-эвтектоидных систем), в случае проведения процесса при температуре ниже 400—500 °С протекает с образованием промежуточной со-фазы, а при более высокой температуре — без образования ω-фазы. Если в структуре сплава после закалки фиксируется ω-фаза, то в процессе старения со-фаза постепенно переходит в стабильные α + β- или α + γ-фазы. Образование в процессе распада ω-фазы вызывает значительное повышение прочности и хрупкости. В зависимости от формы выделения возможно охрупчивание сплава из-за образования γ-фазы. Например, в сплавах титана с хромом наблюдается охрупчивание на начальной стадии выделения фазы на основе соединения TiCr₂.

В зависимости от условий проведения старения свойства титанового сплава, как правило, могут изменяться в широких пределах. Например, в сплаве ВТЗ-1 в зависимости от режима старения значительно   изменяются   и   прочностные, и пластические свойства (рис. 11.4). Полагают, что охрупчивание сплава при старении в диапазоне температур 300—400 °С связано с выделением ω-фазы При оценке структурных превращений, протекающих в процессе старения используют диаграммы изотермических превращений.

Рис. 11.4. Механические свойства сплава ВТЗ-1 после закалки в воде и зависимости от температуры старения; 3. с — свойства в закаленном состоянии Характер развития структурных превращений, а следовательно, и изменение механических свойств зависят от состава титанового сплава. Так, например, эффект термического упрочнения достигает максимума для сплавов, близких по составу ко второй критической концентрации (см. рис. 11.1). Это обусловлено тем, что в закаленном сплаве с приближением ко второй критической концентрации возрастает число фаз, способных к распаду. К подобным сплавам, близким по составу ко второй критической концентрации, относится сплав ВТ22.

В β_м-сплавах эффект упрочнения несколько снижается с повышением содержания β-стабилизаторов, что связано с уменьшением количества упрочняющей α-фазы. В зависимости от состава и требований для титановых сплавов применяют следующие виды термообработки: отжиг, закалку, отпуск (старение).

Отжиг для α- и α + β-титановых сплавов используют с целью снятия внутренних напряжений. При этом для предотвращения роста зерна температура нагрева при отжиге обычно ниже α + β↔β-превращения. Отжиг также исполь-вуют для стабилизации структуры. Стабильность структуры возрастает при понижении температуры отжига.

Закалку и старение используют для α + β-сплавов, а также для р-сплавов с термодинамически нестабильной β-фазой. Эффект упрочнения сплавов в результате старения зависит от количества α"- и β_м-фаз после закалки. Это обусловлено тем, что в результате распада α"- и β_м-фаз наблюдается значительное упрочнение матрицы.

Таким образом, титановые сплавы в зависимости от состава характеризуются разнообразием структурных превращений и свойств, которые зависят от режима закалки и старения. Это необходимо учитывать при выборе титановых сплавов для сварных, конструкций и разработке технологии сварки.

На свойства титана и его сплавов большое влияние оказывают примеси, образующие с титаном растворы внедрения: кислород, азот, водород и в меньшей степени углерод. Кислород и азот (α-стабилизаторы) повышают прочностные характеристики α-фазы, но при этом значительно снижают пластические свойства. Хрупкое разрушение наблюдается при содержании в титане кислорода свыше 0,7 %, а азота свыше 0,2 %. Для,предотвращения охрупчивания металла шва содержание кислорода в титановых сплавах должно быть не более 0,15 %, а азота 0,04—0,05 %. Поскольку титан энергично взаимодействует с кислородом и азотом, то при нагреве для предотвращения образования в поверхностном слое хрупких фаз титан обычно защищают от атмосферы воздуха (при нагреве выше 400 °С).

Особенно значительное влияние на свойства титана и его сплавов оказывает водород (β-эвтектоидный стабилизатор). Это обусловлено, с одной стороны, большой подвижностью водорода в титане и его сплавах, с другой — способностью титана образовывать гидриды при низких температурах. В чистом титане эвтектоидное превращение протекает при температуре 319 °С при наличии водорода свыше 0,18 % (рис. 11.5). Поскольку растворимость водорода в а-титане с понижением температуры резко падает, то возможно образование вторичных гидридов при более низкой концентрации водорода.

Рис.11.5. Диаграмма состояния системы титан - водород В связи с тем, что гидридная фаза по сравнению с основным металлом обладает большим удельным объемом, то в зоне, контактирующей с гидридпыми выделениями, возникают растягивающие напряжения. Это облегчает зарождение трещины, и разрушение сплавов становится хрупким. Водородная хрупкость особенно проявляется при испытании на ударную вязкость (рис. 11.6).

Рис. 11.6. Влияние водорода на ударную вязкость титана и его сплавов Поскольку растворимость водорода в β-титане выше, чем в α-титане, то сплавы с α + β- и β-структурой менее предрасположены к водородной хрупкости. В указанных сплавах водородная хрупкость проявляется при большем содержании водорода. Водородная хрупкость может быть обусловлена не только гидридами, образовавшимися в результате распада пересыщенного твердого раствора, но и растворенным водородом, который, блокируя дислокации, затрудняет пластическую деформацию, способствует охрупчиванию сплава.

Водородная хрупкость, связанная с распадом пересыщенного   твердого   раствора и образованием гидридов,  характерна для α-сплавов титана, обладающих малой  растворимостью водорода. Алюминий повышает растворимость водорода в α-фазе, поэтому повышение его содержания способствует снижению склонности α-сплавов к водородной хрупкости. Охрупчивание сплавов из-за блокирования дислокаций водородом характерно для α + β- и β-сплавов.

Водородная хрупкость в результате выделения гидридной фазы может проявиться и при концентрации водорода ниже предела растворимости. Образование гидридной фазы возможно в результате перераспределения водорода с образованием локальных объемов с повышенной концентрацией водорода. Перераспределение водорода может быть обусловлено транспортировкой водорода дислокациями при пластической деформации, развитием диффузии водорода в неоднородном температурном поле или поле напряжений.

В температурном поле водород диффундирует в зону пониженных температур, а в поле напряжений — в зону, где действующие напряжения способствуют увеличению параметров решетки. В частности, перераспределение водорода в поле напряжений может явиться одной из причин замедленного разрушения.

Для предотвращения водородной хрупкости содержание водорода в сплавах ограничивают. В большинстве сплавов допускается не более 0,015 % водорода. Однако в некоторых сплавах допустимая предельная концентрация водорода ниже, например, в сплаве ОТ4-1 до 0,005 %, ОТ4 до 0,01 % . В некоторых случаях возможно повышение концентрации водорода в сплаве в процессе обработки (травления, сварки, горячей обработки и др.). В подобных случаях для понижения концентрации водорода в сплаве используют вакуумный отжиг.

Рассмотренные особенности в поведении титана и его сплавов (высокая активность, большая чувствительность к режимам термообработки, а также наличию примесей внедрения) необходимо учитывать при разработке технологии сварки.