не изменяют сварочные свойства сплава Ti-6А1, так как результаты испытаний гладких проб и проб с проплавленным валиком практически идентичны. Повышение содержания ванадия до 2% приводит к увеличению критического диаметра оправки для проб с проплавленным валиком до 9t. Пробы с валиком из сплава Ti-6А1-3V загибаются без дефектов уже на оправке с диаметром, кратным десяти толщинам пробы; такие же результаты показывают пробы из сплавов Ti-6А1-1Мо (Сг или Мп). Образцы с валиком из сплавов Ti-6AI-1 Fe или 1,5Мп, либо Сг при испытании на оправке, равной 10, уже разрушаются. Гибовые пробы из сплава Ti-6AI-l,5Fe как с валиком, так и без валика не выдерживают испытания даже на оправке, равной lOt. Однако, несмотряна определенное ухудшение свариваемости, при увеличении содержания сильных р-стабилизаторов (Мо, Мп, Сг, Fe) значительного охрупчивания зоны термического влияния при сварке таких сплавов, как это отмечается, например, в высоколегированных а + Р-сплавах, не происходит. Поэтому промышленные бети-рованные а-сплавы также обладают хорошей свариваемостью. Малая чувствительность к структурным изменениям, являясь преимуществом для а-сплавов с точки зрения свариваемости, становится недостатком при необходимости получения высокой прочности, так как прочностные свойства а-сплавов можно повысить, главным образом, только за счет легирования; существенного повышения прочности за счет термической обработки достичь не удается.

В условиях эксплуатации, связанных с длительными выдержками в интервале 300-700° С, в а-сплавах в зависимости от вида и количества легирующих элементов могут протекать следующие процессы: распад остаточной р-фазы; процесс упорядочения в а-фазе.

Распад остаточной р-фазы происходит подобно распаду изолированных Р-твердых растворов. Существенное отличие заключается в том, что р-стабилизирующие элементы могут диффундировать из претерпевающих распад прослоек Р-фазы в а-матрицу. В верхней части а-области (700-800° С) распад прослоек Р-фазы протекает весьма интенсивно, сопровождаясь быстрым выравниванием химического состава в микрообъемах и слиянием одинаково ориентированных пластинок а-фазы. В интервале 300-400° процесс растворения р-фазы может не завершаться даже при весьма длительных выдержках. Распад остаточной Р-фазы в сплавах, содержащих изоморфные р-стабилизаторы, не сопровождается существенным изменением механических свойств, тогда как для сплавов с эвтек-тоидообразующими р-стабилизаторами отмечается понижение ударной вязкости (табл. 16). Это связано, по-видимому, с выделением в процессе старения интерметаллических соединений. В связи с этим длительное пребывание в интервале температур а-области для а-сплавов, легированных эвтектоидообразующими Р-стабилизаторами, не рекомендуется.

Таблица 16. Изменение ударной вязкости бетированных а-сплавов в процессе старения при 500° С в течение 100 ч

В процессе выдержки в интервале температур а-области у сплавов с высоким (7-9%) содержанием алюминия в а-фазе протекают процессы упорядочения, заканчивающиеся образованием аа-фазы. Размеры частиц аз-фазы в зависимости от времени выдержки при старении могут изменяться от 55 до 300 А. Кинетика образования аз-фазы описывается С-образными кривыми с минимальным инкубационным периодом в интервале 500-650° С. В высокоалюмини-стых сплавах процесс упорядочения начинается чрезвычайно быстро. Для некоторых сплавов (сплав ВТ18, американский сплав 8AI-1Мо-IV) минимальное время образования аа-фазы исчисляется минутами, вследствие чего процесс упорядочения может произойти даже в процессе охлаждений изделия при отжиге.

Работами авторов совместно с Ю. Д. Хесиным и М. Б. Боду-новой было показано, что в некоторых а-сплавах титана, содержащих 5,5-6,5А1 и дополнительно легированных оловом или J цирконием в количестве более 4-5%, старение в интервале температур а-области приводит к образованию не обособленной а-фазы, а микросегрега-тов, обогащенных алюминием, кинетика образования которых определяется скоростью диффузии алюминия и также описывается С-образными кривыми с минимальным инкубационным периодом в интервале 500-600° С.

Появление аз-фазы и образование обогащенных алюминием микросегрегатов приводит к существенному снижению таких важных характеристик, как коррозионно-механическая прочность, ударная вязкость и пластичность. При этом коррозионно-механическая прочность является характеристикой, наиболее чувствительной к подобным структурным изменениям. Для предотвращения протекания указанных процессов может быть рекомендовано ускоренное охлаждение высоколегированных а-сплавов после отжига. Сплавы с содержанием алюминия более 7% не рекомендуется использовать для длительной работы под нагрузкой в коррозионных средах.

Механические свойства отечественных и зарубежных а- и бетированных а-сплавов представлены в табл. 17, 18. Основной комплекс свойств промышленных отечественных и зарубежных а-сплавов, их особенности и области применения достаточно подробно рассмотрены в недавно вышедших монографиях [20, 36].

Таблица 17. Механические свойства отечественных а- и псевдо-а-сплавов титана

Продолжение табл. 17

Предел текучести сплавов ПТ-7М и ПТ-ЗВ составляет соответственно ие менее 38 и 60 кгс/мм

Таблица 18. 1Иеханические свойства зарубежных а- и псевдо-а-сплавов