Определение равномерной доли деформации на образцах, испытанных при различных температурах, показывает (рис. 35), что равномерное удлинение нелегированного титана при -196° С имеет максимальные значения, уменьшается при повышении температуры и достигает минимальных значений при 500° С. Более наглядно характер формоизменения растягиваемых образцов титана представлен на рис. 36, где показано увеличение относительного сужения площади поперечного сечения по всей длине рабочей части по мере увеличения степени растяжения. Из рисунка следует, что при 500° С деформация с самого начала растяжения имеет локальный характер. Явно выраженная шейка возникает уже при растяжении на 6-8%, а последующее удлинение образца происходит за счет ее развития. В области низкие температур, в частности при -100° С, изменение формы образца даже прирастяже-нии на 20-26% имеет достаточно равномерный характер. Известно, что способность металлов к равномерному распределению деформации по длине образца прямо связана со способностью к физическому упрочнению при деформировании.

Очевидно, что переход от практически равномерной деформации при низких температурах к локализованной при средних температурах вызван уменьшением способности титана к физическому упрочнению. Вследствие этого уменьшается равномерная деформация и полное удлинение. Подобная зависимость равномерной и полной деформации от температуры испытания наблюдается и на других металлах. В частности (рис. 37), у А1, Ni, Pb повышение температуры сопровождается уменьшением б и ifpasH с одновременным ростом If. У железа это явление выражено менее явно из-за хладноломкости. Из этих данных следует, что о действительном охрупчивании свидетельствует одновременное уменьшение б и if. Уменьшение б при росте или неизменности if указывает лишь на уменьшение способности к упрочнению.

У титана признаки перехода в хрупкое состояние наблюдаются при температурах значительно ниже -196° С. По данным [64], понижение температуры испытания от -196 до -258,8° С сопровождается уменьшением б и if, причем б уменьшается от 73 до 48%. Однако полное охрупчивание (хладноломкость) титана в области практически достижимых температур не наблюдается.

На температурной зависимости б (%) в рассматриваемом интервале температур (низких и средних) заслуживает внимания некоторый рост брави и 8 олн при персходе из области низких в область средних температур. Приросту брадд и болн соответствует горб

на зависимости ~ 100% от температуры (см. рис. 33). Указанное явление наблюдается как на йодидном титане, так и на различных сортах технического титана и, по мнению ряда исследователей, связано с протеканием особого внутриструктурного процесса - деформационного старения, подобного упрочнению в металлах с ОЦК-решеткой. Таким образом, при повышении

Рис. 36. Распределение относительного сужения (яз) по длине образца (/) в зависимости от степени растяжения (б) при -100 и +500° С

-т О 200 т 600 800 motc о 2оо mt°c

Рис. 37. Температурная зависимость характеристик пластичности (б, яз, ipp) железа (а), никеля \б), свинца (в), алюминия (г)

температуры от криогенных до 5UU L деформационное упрочнение непрерывно уменьшается, но при 200-400° С (особенно при 300° С) имеет место иной вид упрочнения - деформационное старение. Общее снижение б при повышении температуры до 500° С не связано с потерей пластичности, а отражает уменьшение устойчивости пластической деформации.

Переход в область высоких температур выше 500° С, приводит к качественно новым изменениям в процессе формоизменения растягиваемого образца. Повышение диффузионной подвижности атомов сопровождается снижением сопротивления деформации, активным протеканием отдыха и рекристаллизации. Равномерная деформация в этих условиях также отсутствует, по шейка становится менее локализованной, распространяясь на значительную часть образца. Деформация металла становится подобной деформации аморф1!ых тел ( тягучесть , по выражению С. И. Губкина). Важно отметить, что величина удлинения в данной области температур существенно зависит от длины образца - на коротких образцах шейка развита по всей длине и удлинение имеет высокие значения, а на длинных образцах шейка той же протяженности охватывает уже не всю рабочую часть, что приводит к меньшим значениям относительного удлинения. Так, при 800° С относительное удлинение образцов йодидного титана с 5-кратной длиной рабочей части составило 123%, а на 10-кратных образцах - 62%. Таким образом, в высокотемпературной области величина относительного удлинения является не только характеристикой металла, но и характеристикой, относящейся к конкретному типу образца.

При испытании в р-области относительное удлинение несколько уменьшается. Отсутствие каких-либо признаков хруткого разрушения по данным металлографического анализа испытанных образцов, высокое относительное сужение и ряд других фактов позволяют считать, что это явление не связано с каким-либо видом хрупкости, а обусловлено переходом к новому типу кристаллической структуры - от ГПУ-решетки а-титана к ОЦК-решетке р-титана.

Если сопоставить вид температурной зависимости 6 и ф в высокотемпературной области у титана и других металлов, то можно отметить дополнительные данные, подтверждающие, что снижение б при переходе в р-область не связано с каким-либо охрупчиванием. Действительно, переход в хрупкое состояние - красноломкость железа, горячеломкость из-за межзеренного разрушения у никеля- сопровождается одновременным уменьшением б и ip. С другой стороны, у свинца и алюйиния, не имеющих подобных видов хрупкости, б может изменяться в широких пределах при постоянных значениях гз.

Подводя итог изложенному, следует заключить, что нелегированный титан в практически доступном интервале температур не склонен к каким-либо видам хрупкости, свойственным многим конструкционным материалам.

Вид температурной зависимости характеристик прочности и, особенно, пластичности может существенно изменяться при загрязнении примесными элементами и наклепе. При этом основные изменения происходят в низкотемпературной и среднетемператур-ной областях.

Присутствие примесей, в частности и Nj, приводит к значительному росту 00,2 и Ов- Вместе с этим сокращается разрыв между ними, что указывает на исчерпание способности к деформационному упрочнению. В результате этого уменьшается б

равн И поли)

70 50

30 W

S,°/o

-ZOO о 200 400 600 t,D

200 400 BOO tjG

Рис. 38. Влияние примесей (a) и наклепа (б)на вид температурной зависимости характеристик пластичности титана:

- - йодидный титан; О-О - ВТ1-2;----0%; д-д - 10%; О---О -30%;

□ ----0-50%

а температурная зависимость этих характеристик у загрязненного и высокочистого сортов титана становится различной. Как следует из рис. 38, а, переход от йодидного титана к титану марки ВТ1-2, весьма загрязненному примесями, приводит к резкому уменьшению б при -196° С. При более высоких температурах степень снижения б из-за примесей уменьшается. В связи с этим зависимость б - °С приобретает вид кривой, повышающейся с ростом температуры. Аналогичное влияние, по данным Ямана Тешимура, оказывает и наклеп (рис. 38, б).

Таким образом, в зависимости от содержания примесей и наклепа б может увеличиваться при понижении температуры или уменьшаться. Следует отметить, что у титана, производимого в последние годы (ВТ1-00, ВТ1-0), охлаждение сопровождается ростом б (см. рис. 35). Это обстоятельство можно с успехом использовать для осуществления гибки, навивки и других операций с обес-

7 Б. Б, Чечулин и др.

печением равномерного распределения деформаций по загнутым участкам (например, гибка труб, заполненных льдом, на малые радиусы).

2. Влияние легирования на прочностные свойства титановых сплавов при различных температурах

На рис. 39 показано влияние алюминия, как наиболее распространенного легирующего элемента, на предел текучести титана при низких, средних и высоких температурах.

В области низких температур, в частности при -196° и ~100°С, уже первых два процента введенного алюминия повышают предел текучести примерно на 6-8 кгс/мм*. Дальнейшее увеличение содержания алюминия в сплаве приводит к более интенсивному упрочнению. При введении 5-6% алюминия предел текучести сплава примерно в два раза больше, чем у нелегированного титана. При повышении содержания алюминия от 6 до 8% эффект упрочнения уменьшается, а сплавы, содержащие алюминий более 8%, переходят в хрупкое состояние - образцы разрушаются на упругой стадии растяжения, не достигая предела текучести. Таким образом, за счет легирования алюминием возможно существенное повышение о при низких температурах, однако до определенного предела - не более 120 кгс/мм* при -196° С, 95 кгс/мм* при -100° С и т. д.

В области средних температур охрупчивание не наблюдается даже у сплава с 10% алюминия, а предел текучести увеличивается в 6-7 раз. Значительный рост прочности при легировании алюминием наблюдается и в высокотемпературной области (прн температурах выше +500° С). При этом, однако, рост прочностных характеристик происходит лишь при введении алюминия до 6-7%. Дальнейшее увеличение содержания алюминия в сплавах не упрочняет их.

Влияние ванадия (наиболее употребляемого после алюминия легирующего элемента) на прочностные свойства титана при разных температурах показано на рис. 40.

В низкотемпературной области предел текучести сплавов титана с 1-2% ванадия на 6-12 кгс/мм* выше, чем у нелегированного титана. Однако дальнейшее увеличение содержания вайадия, от 2 до 6%, практически не упрочняет сплавы в отожженном состоянии. Заметим, что сплавы с содержанием ванадия 1-2% имбли структуру а-твердого раствора, а в более легированных сплавах присутствовала р-фаза. Частицы р-фазы располагались в основном у границ зерен, а общее количество ее (5-7%) практически не изменялось при увеличении содержания ванадия от 2 до 6%. Очевидно, что вводимый сверх 2% ванадий в основном насыщал Р-фазу, не меняя ее количества. Вместе с этим и прирост предела текучести был незначительным. При более высоком содержании ванадия количество Р-фазы увеличивается (17 и 27% соответственно

при 8 и 10% ванадия) с соответствующим ростом прочностных свойств.

В области средних температур заметное упрочнение достигается при введении 2-3% ванадия. Затем прирост Оо.г прекращается и вновь увеличивается при введении 8-10% V.

В высокотемпературной области упрочняющее действие ванадия ограничивается относительно малыми его количествами, причем, тем меньшими, чем выше температура испытания. Это обстоя-

MaccoSan воля М,%

Рис. 39. Зависимость предела текучести титановых сплавов от содержания алюминия и температуры испытания

6 8 10 Массовая доля V, %

Рис. 40. Зависимость предела текучести титановых сплавов от содержания ванадия и температуры испытания

тельство связано со снижением критической температуры р -> а + + р-превращения, при увеличении содержания р-стабилизирующих элементов в сплавах титана.

Упрочняющее влияние циркония во всех температурных областях значительно меньше, чем ванадия и тем более алюминия (рис. 41, а). Заметное упрочнение имеет место при введении 8-10% циркония, особенно в области средних температур. Примерно аналогичным образом влияет на предел текучести титана и олово (рис. 41, б). В отличие от ванадия оба указанных элемента повышают предел текучести титана неолько при низких и средних температурах, но и в области высоких температур.

Представляет интерес рассмотреть упрочняющее действие легирующих элементов вмногокомпонентных сплавах, в частности в сплавах* типа Ti-AI - легирующий элемент. Такая система легирования является наиболее распространенной в промышленных сплавах.

На рис. 42 показана зависимость предела текучести сплава Ti-6А1 от содержания таких легирующих элементов, как вана-