дий, цирконий и олово. На рисунке представлены данные для низкотемпературной области (-100 и +20° С), области средних (+300° С) и высоких (+600н-+800° С) температур.

Из приведенных данных следует, что у сплава Ti - 6А1 предел текучести при введении ванадия в количестве 2-3% увеличивается

бп? кгс/мм

Ц- 6 В 10

Массовая доля Zr, °/о

б02, KZCJMM

2 4 6 8

Массобая доля Sn %

Рис. 41. Зависимость предела текучести титановых сплавов от содержания циркония (а), олова (б) и температуры испытания

чрезвычайно мало и только при содержании ванадия 4-6% упрочнение становится значительным (на 10-20 кгс/мм). Однако дальнейшее увеличение содержания ванадия не приводит к росту предела текучести. В общем аналогична зависимость предела текучести сплава Ti - 6А1 от содержания ванадия и при -]-20° С.

Рентгеноструктурный анализ показал, что в сплавах Ti-6А1- (1~3)V Р-фаза почти отсутствует, в сплаве с 4% ванадия ее

бог, квфм

количество составляет 7%, а в сплавах с 6-10% ванадия присутствует 14-18% р-фазы.

Из сопоставления фазового состава с изменением предела текучести можно заключить, что существенное упрочнение сплава Ti-6А1 при легировании ванадием соответствует образованию в нем достаточно больших количеств р-фазы.

В области средних температур (в частности, при 300° С) также заметное упрочнение наступает при переходе от а- к а + р-сплавам. Легирование ванадием в количествах, не превышающих предела растворимости в р-фазе, практически не упрочняет сплав титана с алюминием.

В начале высокотемпературной области (600° С) переход от а- к а + Р-сплавам по мере увеличения содержания ванадия также сопровождается упрочнением. Однако дальнейшее увеличение содержания ванадия приводит к разупрочнению. С повышением температуры легирование ванадием только раз-упрочняет сплав.

Влияние циркония на предел текучести титана и сплава Ti - 6А1 различается тем, что в присутствии алюминия увеличивается эффект упрочнения. частности, в области низких температур (20-100° С) введение 6% циркония приводит к росту предела текучести у титана на 5-6 кгс/мм, а у сплава с алюминием -на 10-18 кгс/мм. В области средних температур упрочнение при легировании цирконием как титана, так и сплава титана с алюминием примерно одинакоро (около 10 кгс/мм при введении 6% циркония).

Влияние олова на предел текучести сплава титана с алюминием в области низких температур не отличается от его влияния на предел текучести титана: в обоих случаях эффект упрочнения становится заметным при введении олова более 4-6%, причем увеличение содержания олова от 4 до 8% приводит к приросту предела текучести на 14-15 кгс/мм. Существенное изменение в упрочняющий эффект вносит присутствие алюминия в сплавах при испытании в области средних и высоких температур. Так, при 300° С увеличение содержания олова от 4 до 8% увеличивает предел текучести титана примерно на 10 кгс/мм, а сплава с алюминием - на 34 кгс/мм. При высоких температурах, в частности при 800° С,

г 6 8 to Массовая доля легирг/ющихзлемен-тоб, °/о

Рис. 42. Влияние олова (Л-Л), ванадия (в-в) и циркония (О -О) на предел текучести сплава Ti - 6А1 при разных температурах

аналогичное увеличение содержания олова приводит к приросту предела текучести титана на 3 кгс/мм*,а сплава Ti-6А1 на 6 кгс/мм*.

Таким образом, при средних и высоких температурах в присутствии алюминия эффект упрочнения от введения олова существенно увеличивается.

Подводя итог изложенным данным, можно заключить, что при многокомпонентном легировании общий характер влияния добавляемых в сплав элементов

на его прочностные характеристики при всех температурах сохраняется таким же, как и при введении этих элементов в нелегированный титан. Однако эффективность упрочняющего влияния того или иного элемента в присутствии третьего элемента может резко измениться, причем в разной степени в различных температурных областях. Существенным является то, что многокомпонентное легирование позволяет достичь более высоких значений Оо.г. чем у бинарных сплавов. В частности, при--100°С у сплавов Ti-А1 00,2 = 90 -f--ь95 кгс/мм*, а более легированные сплавы разрушаются хрупко. Добавки V, Zr или Sn позволяют повысить Оц.г до 105-ПО кгс/мм* без полного охрупчивания.

Влияние легирующих элементов на другие прочностные характеристики, о и S, в основном подобно их влиянию на Оо.г. Однако соотношение между ого,а и 0в или Оо.г и при легировании изменяется неодинаково в разных температурах областях.

В качестве примера на рис. 43 показаны температурные зависимости Ов-СГо,2 и г

Рис. 43. Температурная зависимость Ств -

- -сГо.. .... ........

0,2

- 100% титана сплавов:

Ti-2A1 (X-X)

6А1 -4V (т-

Ti - 4Zr (О-О); Ti~

-т); Ti-6A1 (□-□)

100% у титана и сплавов.

Из рисунка видно, что в области низких температур как абсолютная, так и относительная величина разницы между Ооа и Og уменьшается по мере увеличения содержания легирующих элементов в сплавах. В области средних температур относительная

разность ~ при легировании также уменьшается по сравне-

нию с ее значениями у HefletHpoBaHHOt-o титана. Однако aбcoлюt-ная величина разности между Ов и Оо.а У сплавов либо равна, либо выше чем у титана. Мало влияют на величину Ов - Оо,2 элементы - слабые упрочнители, такие как Zr, Sn, Р-стабилизаторы в пределах растворимости в а-фазе. Сильные упрочнители, А1, Р-стабилизаторы в количествах, способствующих образованию значительных количеств р-фазы, приводят к увеличению разности между й Оо.а-

Подобное явление наблюдается и у соотношения между

0,2

и S. Из приведенных на

200 180

80 80 40 20

-200 О 200 т 600 ,0

Рис. 44. Температурная зависимость Sk, (Тв и ао,2 а-сплавов:

Ti-l,8V(*-- ). Ti-6AI-6Sn (О--О)

И (а -f Р) -сплавов:

Ti 6Al-4V (О-О) HTi-6Al-10V(*-*)

рис. 44 данных следует, что при-196° С у а-сплава титана (Ti - 1,8V) разница между и Оо,а исключительно высока - более 120 кгс/мм*. С повышением температуры 5 непрерывно уменьшается. В отличие от предела текучести и временного сопротивления S уменьшается с повышением температуры без образования площадки в области средних температур.

У нелегированного титана зависимость от температуры аналогична, в частности, при - 196°С равно 196 кгс/мм*, при 20° С - 94 кгс/мм*, при 300° С - 66 кгс/мм*.

Существенное изменение вида температурной зависимости

происходит при переходе от а- к а + Р-сплавам. При низких температурах величина у сплава Ti-6А1-4V несколько меньше, чем у нелегарованного титана и а-сплава. Разрыв между Oq и значительно сократился - 42 кгс/мм* при -100° С (120 кгс/мм* у а-сплава). С повышением температуры S уменьшается так же, как и предел текучести. Однако при переходе в область средних температур резко увеличивается. Разница между 00,2 и 5кпри этом достигает 90 кгс/мм* (при 300° С). Дальнейшее повышение температуры сопровождается снижением S .

Повышение степени гетерофазности сплава за счет увеличения количества ванадия до 10% (т. е. увеличение количества р-фазы, в данном случае) приводит к дальнейшему снижению в области низких температур и сокращению разрыва- между сГо,2 и (до 34 кгс/мм* при -100° С). В области средних температур продолжает увеличиваться.

У сплавов, не содержащих Р-фазу, в частности у сплава Ti- 6А1-6Sn (рис. 44), в области средних температур также имеет

место горб на температурной зависимости 5однако величина максимума меньше, чем у двухфазных сплавов.

Таким образом, в области низких температур повышение за счет легирования с образованием а- и а -- р-сплавов сопровождается уменьшением разницы между о и а, а также 5, что, очевидно, является следствием исчерпания способности к деформационному упрочнению и запаса пластичности. В области средних температур повышение ао,2 за счет легирования сопровождается ростом разности между Оо.а, сГв и S, что обусловлено, по-видимому, процессами типа деформационного старения, а также увеличением запаса пластичности по сравнению с областью низких температур,

3. Влияние легирования на пластичнооть титановых сплавов при различных температурах

Ранее при анализе температурной зависимости характеристик пластичности нелегированного титана (см. рис. 38) отмечалось, что в присутствии значительного количества примесей или в результате наклепа вид температурной зависимости относительного

-200 0 200 m SCO 809 VC -200 0 200 Ш 600 800 VC

Рис. 45. Температурная зависимость б и г) различных сплавов титана: . . . . - йодидный титан; ф--О - технический титан; в-в Т1 - 1,87А1; О -О-

Т1 -5,32А1; х-Х - Ti-l,02V; (дГд;

- Ti-6AI-4V

удлинения и относительного сужения существенно изменяется. Аналогичные изменения происходят и при легировании. В качестве примера на рис. 45, а, б показана зависимость относительного удлинения ряда сплавов титана от температуры испытания. Как следует из приведенных данных, у малолегированных сплавов, в, частности, у сплава Ti - 1,02V, форма температурной зависимости удлинения такая же, как у высокочистых сортов нелегированного титана-нисходящая кривая при повышении температуры от -196 до +500° С. Аналогичное явление наблюдается

у сплавов титана с цирконием, малыми количествами Р-стабилизаторов или олова, т. е. во всех случаях, когда упрочнение в результате легирования относительно невелико. При этом повышение относительного удлинения при понижении температуры испытания происходит и при многокомпонентном легировании, как это наблюдалось в работе [10] при изучении сплавов Ti-2,5Zr с добавками молибдена, ванадия, ниобия в небольших количествах.

При легировании сильными упрочнителями (алюминий, кислород, азот, р-стабилизаторы в больших количествах и т. п.) удлинение резко снижается в области низких температур и в меньшей мере в области средних температур, особенно на границе между средними и высокими температурами (450-500° С). В результате этого температурная зависимость удлинения приобретает вид восходящей кривой (максимумом при средних температурах --300° С).

На том же рисунке показана зависимость относительного сужения от температуры тех же сплавов, удлинение которых рассматривалось выше. При испытании сплавов, мало упрочненных легированием (сплавов с цирконием, малым количеством Р-ста-билизаторов и т. п.), относительное сужение при низких и средних температурах сохраняет высокие значения. При введении сильных упрочнителей относительное сужение существенно снижается в области низких температур и кривая - f С приобретает привычный для многих металлов вид: повышение пластичности с увеличением температуры испытания.

Таким образом, уровень характеристик пластичности и форма их температурной зависимости определяется степенью упрочнения сплавов при легировании. Иллюстрацией этому является рис. 46, на котором показаны зависимости б и г[з при -100° С от а 3, построенные по испытаниям различных а- и а + р-сплавов в отожженном состоянии.

Как следует из рисунка, в области низких температур, в данном случае при -100° С, рост предела текучести сопровождается снижением относительного удлинения. Наиболее значительное снижение происходит при повышении предела текучести до 70- 80 кгс/мм. Дальнейший рост прочностных характеристик приводит к меньшему снижению относительного удлинения. Система легирования (вид и соотношение легирующих элементов) не оказывает существенного влияния на уровень пластичности. Можно лишь отметить, что в области малых значений предела текучести (в пределах 40-60 кгс/мм) пластичность алюминийсодержащих сплавов ниже, чем у сплавов, содержащих малые количества р-стабилизаторов, циркония или их сочетание. Несколько отлично изменение я]) с ростом прочности. У сплавов с пределом текучести в-диапазоне 40-60 кгс/мм, содержащих ванадий и цирконий, относительное сужение не снижается, оставаясь на уровне относительного сужения нелегированного титана. Заметное уменьшение относительного сужения наблюдается у сплавов с оловом и