особенно с алюминием. Дальнейшее повышение прочностных характеристик, которое может быть достигнуто только за счет увеличения содержания алюминия, появления частиц р-фазы при значительных содержаниях Р-стабилизаторов или комплексного легирования а- и р-стабилизаторами и примесными элементами, приводит к снижению относительного сужения.

Напомним, что аналогичная зависимость пластичности от прочности свойственна сплавам и в верхней части низкотемпературной области, а именно при 20° С.

1ф. % 80 70 60 50

JO 50 70 90 m Ш бт/т

Рис. 46. Зависимость а и ij) при -100° Са-и a-f Р-сплавов от их предела текучести:

О - Ti, в - Ti-Al; О - Ti-V; X - Ti-6A1-V, □ - Tl -6AI -Zr, V - Ti-Sn; Д, A - Ti -Zr

Таким образом, общей закономерностью для низкотемпературной области является снижение пластичности с ростом прочности независимо от того, какая система легирования использована для повышения прочности. Естественность этого явления вытекает из самого принципа упрочнения титановых сплавов, которое сводится к созданию различного рода препятствий движению дислокаций. В результате этого исчерпывается часть физического упрочнения, на которое способен титан при данных температурах (явление, аналогичное наклепу), и запрещается пластическая деформация по части плоскостей скольжения и двойникования. Вследствие этого равномерная доля деформации и полное удлинение уменьшаются примерно пропорционально степени упрочнения. Поэтому любой вид упрочнения - наклеп, присутствие легирующих или примесных элементов, радиационный наклеп и т. п., неизбежно приводит к сокращению удлинения.

Относительное сужение в большей мере, чем удлинение, зависит от сосредоточенной части деформации. Сосредоточенное сужение главным образом определяется степенью однородности микропластической деформации и, следовательно, однородностью структуры и самого твердого раствора. Поэтому заметное снижение относительного сужения наступает тогда, когда при легировании создаются неоднородные твердые растворы (системы с алюминием и оловом) или гетерогенные системы (системы с содержанием Р-стабилизаторов сверх пределов растворимости в Р-фазе). Так как для значительного повышения прочности необходим переход именно к таким сплавам, то рост прочности, естественно, сопровождается снижением относительного сужения.

Таким образом, в общем случае для использования в области низких температур могут быть рекомендованы две группы сплавов: 1) сплавы, содержащие малые количества р-стабилизаторов и цирконий и имеющие предел текучести в 2-2,5 раза выше, чем у нелегированного титана (в частности, прн -100° С л = 50-:--70 кгс/мм*); удлинение у таких сплавов меньше, чем у титана, но относительное сужение близко к сужению титана; характерная особенность их - рост относительного удлинения и разницы между пределом текучести и временным сопротивлением при понижении температуры от средних до криогенных; 2) многокомпонентные а- и а -f р-сплавы с пределом текучести в 3-4 раза выше, чем у титана. У таких сплавов понижены и относительное удлинение и относительное сужение. При понижении температуры от средних до криогенных характеристики пластичности таких сплавов, а также разрыв между пределом текучести и временным сопротивлением уменьшаются.

Следует, однако, подчеркнуть, что даже при значительном содержании легирующих элементов оказывается невозможным достижение равенства сопротивления пластической деформации сопротивлению отрыва, т. е. условия, при котором, согласно схеме Иоффе, материал переходит в хрупкое состояние. Поэтому а- и а -f- Р-сплавы титана не хладноломки. Специфические случаи хладноломкости титановых сплавов будут рассмотрены ниже.

В области средних температур так же, как и при низких температурах, рост прочности а- и а-- р-сплавов за счет легирования сопровождается снижением пластичности. На рис. 47 показана зависимость относительного удлинения и относительного сужения при 300° С от предела текучести сплавов с разными системами легирования.

Из рисунка следует, что относительное удлинение, независимо от того, какой элемент был использован для легирования (ванадий, алюминий, олово, цирконий или их сочетания), плавно снижается, асимптотически приближаясь к некоторому значению - около 10%. Наиболее значительное снижение относительного удлиг нения происходит при повышении предела текучести до 30- -4 раза превосходит предел текучести нелеги-

40 кгс/мм*, что в 3-

рованного титана. Дальнейшее повышение предела текучести до 80-90 кгс/мм сопровождается незначительным снижением удлинения.

Более сложный вид имеет зависимость относительного сужения от предела текучести. При относительно низких значениях предела текучести (до 30-35 кгс/мм) относительное сужение разных сплавов находится в узкой полосе разброса. Однако при дальнейшем повышении прочностных характеристик система легирования приобретает существенное значение. Сплавы, легированные только

80 6ш/нп

Рис. 47. Зависимость б и гз при 300° С а- и а + р-сплавов от их предела текучести:

О - Ti; о - Ti-Al; о - Ti-V; X - Ti-6A1-V; О -Ti -6А1 -Zr; V - Ti -Sn; Д - Ti -Zr; - Ti -6A1 -Mo; - Ti-6A1-Sn

алюминием и оловом или алюминием и цирконием, резко теряют пластичность. У сплавов системы Ti-Al-Р-стабилнзаторы (в частности, ванадий, молибден) относительное сужение имеет высокие значения. Металлографическое исследование показало, что сплавы с ванадием и молибденом имеют весьма мелкозернистую структуру по сравнению со сплавами без р-стабилизаторов. Очевидно, это обстоятельство и является причиной более высокой их пластичности, оцениваемой по величине относительного сужения.

Таким образом, для среднетемпературной области характерно следующее:

относительное удлинение практически не зависит от системы легирования и определяется, главным образом, уровнем прочности сплава; при этом в широком диапазоне почностей (в частности, по пределу текучести - от 40 до 90 кгс/мм) относительное удлинение остается примерно на постоянном уровне не ниже 12-13%;

относительное сужение снижается с повышением прочности, однакй степень снижения существенно зависит от системы легирования. В сплавах с Р-стабилизаторами, которые оказывают модифицирующее влияние на микро- и макроструктуру, возможно достижение более высокой пластичности ~ 60-80%), чем у сплавов, не содержащих р-стабилизаторов, при одинаковой прочности.

Области низких и средних температур обычно рассматриваются как служебные температурные области. Высокотемпературная область представляет интерес, главным образом, как область выполнения технологических операций: прокатка, ковка, штамповка, горячая гибка и т. п.

а) ь)

80 ВО 40 20

Рис. 48. Относительное сужение а-сплавов в зависимости от температуры испытания: а - мелкое зерно:

в ~ т1-6А1; X-Ti-6AI-2V; О - Ti - 8Sn; □-Ti - 6А1 - 2Sn; Д - Ti - 6A1 - 6Zr; - Ti - 6A1 - 8Sn;

6 -крупное зерно:

в - Ti - 5,5A1 - 2,2V -3Zr; О - Ti - 5,5A1 - 2,2V - 2Sn; V - Ti - 5,5A1 - 2Sn; □ - Ti - 5,6A1 - l,3Cr

В 50-x и начале 60-х годов, когда активно разрабатывались различные марки титановых сплавов, технологическая пластичность была объектом широких исследований. Было установлено общее положение о том, что в Р-области пластичность практически любых сплавов весьма высока, но с переходом в высокотемпературную часть а-области резко снижается. Основной причиной этого считается уменьшение пластичности при переходе от р-титана с ОЦК-решеткой к гексагональному а-титану. Однако эта причина является основной, но не единственной, так как нелегированный титан и ряд его малолегированных сплавов имеют высокую, почти неограниченную пластичность и в высокотемпературной части а-области (при 700-800° С), и только при легировании сильными упрочнителями типа алюминия, кислорода и т. п. снижение пластичности становится ощутимым.

Как следует из рис. 48, снижение пластичности сплавов титана даже в мелкозернистом состоянии (кованые и отожженные прутки диаметром 15 мм) может принимать катастрофические размеры:

относительное сужение при 700° С равно 8-10%. Еще большее снижение пластичности наблюдается при испытании сплавов в крупнозернистом состоянии, в частности в литом. Наибольшее снижение пластичности сплавов происходит в интервале между 500° С и температурой перехода в Р-область. Пластичность в указанном интервале температур может быть ниже, чем в области средних температур, и даже ниже пластичности сплавов при комнатной температуре.

Это явление вызвано изменением характера разрушения при переходе из области средних в область высоких температур.

60 20

20 10

0,10 0,05

200 600 1000 VC о 10 20 30 д,%

Рис. 49. Повреждаемость сплава I I 1 I J Ti-6А1 при деформировании 0,5 1,5 2,5поВ растяжением (а, б) и кручением (в): а - зависимость г)н в момент образования первых зернограничных дефектов и f в момент разрыва образца от температуры испытаний; б -зависимость количества дефектов на площади 0,5 мм (Л) и их средней протяженности (/), а также пластичности при нормальной температуре в зависимости от степени растяжения при 800° С; в - зависимость плотности от степени закручивания при 800° С (/ - головка; 2 - рабочая часть)

Металлографическое исследование образцов сплава Ti-6А1 показало, что при 800° С разрушение имеет четко выраженный меж-зеренный характер. Микродефекты в виде пор и трещин на границах зерен наблюдаются во всем деформированном объеме образца.

Количество такого рода дефектов максимально у поверхности разрыва и убывает по мере удаления от места разрыва к головке образца. Опытами по металлографическому изучению образцов, подвергнутых растяжению на разные степени деформации, было установлено, что зернограничные микродефекты в данное сплаве возникают на ранней стадии деформации. В частности, из рис. 49, а следует, что возникновение микродефектов фиксируется при растяжении, которому соответствует относительное сужение около 5- 10%, а окончательное разрушение образцов происходит с относительным сужением 60-70%. Наиболее раннее повреждение по границам зерен имеет место при 700-900° С. При более низких температурах, в частности при 500° С, повреждения возникают при

значительно больших степенях деформации, причем возникновение микродефектов практически предшествует полному разрушению образца. В р-области зерпограничное разрушение не наблюдается.

Кинетика повреждаемости сплава титана с 6% алюминия при 800° С показана на рис. 49, б в виде зависимостей количества и длины пор и трещин от степени деформации, а также зависимости относительного сужения при комнатной температуре от степени деформации при 800° С. В последнем случае образцы сначала подвергались растяжению при 800° С, а затем перетачивались на одинаковый диаметр и испытывались при комнатной температуре.

Поры возникают при растяжении на 5-6%, при последующем растяжении их размеры несколько увеличиваются (до ~50 мк); в интервале степеней растяжения от 10 до 25% происходит в основном увеличение количества дефектов без изменения их размеров. На некоторой стадии растяжения, в данном случае при удлинении 25-30%, цепочки пор сливаются в полости. Количество дефектов при этом уменьшается, а размеры их резко возрастают. Последующее растяжение, сверх 35-40%, приводит к последовательному разрыву перемычек между полостями, образованию магистральной трещины и разрыву образца. Следует отметить, что приведенные зависимости имеют больше качественный, чем количественный характер, так как при механическом приготовлении шлифа мелкие дефекты заполировываются, а при последующем травлении, даже кратковременном, растравливаются не только дефекты, но и рыхлоты в металле. В наших экспериментах шлифы полировались с добавкой в пасту травящего раствора, что существенно уменьшало наволакивание металла на микродефекты, а последующее травление производилось весьма кратковременно. Однако даже принятые меры не дают полной надежности в определении количества и размеров микродефектов на начальной стадии их возникновения.

В этом отношении более надежным является определение относительного сужения при комнатной температуре как характеристики, чувствительной к повреждениям в металле. Из рис. 49, б следует, что после деформации при 800° С на 10%, относительное сужение при 20° С снижается мало. Отсюда можно заключить, что на этой стадии растяжения возникают рыхлоты, растравливающиеся в поры при приготовлении шлифа, и неопасные для служебных свойств сплава. Однако в дальнейшем, когда размеры и количество пор превышают возможности указанных выше методических ошибок, пластичность металла заметно уменьшается, особенно при таких степенях горячей деформации, при которых цепочки пор сливаются в полости.

Зернограничные повреждения возникают не только при растяжении, но и при кручении. На рис. 49, в показана зависимость плотности образца от степени закручивания при 800° С (цилиндрический образец, диаметр рабочей части 10 мм). Разность между