к стабильным р-сплавам, старящимся вяло и с точки зрения упрочнения не эффективно, относится сплав 4200 (Ti-ЗЗМо).

Группа сплавов с интерметаллидным упрочнением включает в себя сплавы первых трех групп, дополнительно легированных элементами, вступающими с титаном в быстротекущую эвтектоид-ную реакцию (р-сплавы обычно не легируют элементами этого типа). Наряду с а- или а + р-фазами в структуре таких сплавов присутствуют интерметаллические соединения. В эту группу входят английские сплавы типа хайлайт Ti-4А1-4Мо-2Sn- 0,5Si; Ti-ЗА1-6Sn-5Zr-2Mo-0,5Si; американский сплав Ti- 6A1-4V-2Co и др.

В последнее время активно проводятся работы по созданию сплавов со специфическими свойствами на основе интерметаллических соединений: высокожаропрочный сплав на оснсве соединения TigAl, сплав с демпфирующими свойствами на основе соединения TiNi. Следует отметить, что существующая классификация титановых сплавов в определенной мере условна. Так, например, отсутствует четкая граница между бетированныыи а-сплавами и двухфазными а + р-сплавами; сплавы, входящие в группу р-сплавов, по равновесной диаграмме практически являются сплавами с двухфазной структурой, и т. д.

2. Особенности структурных превращений титановых сплавов

Микро- и макроструктура полуфабрикатов из титана и его сплавов формируется в результате двух основных процессов: перекристаллизации при р а-превращении и рекристаллизации.

Особенности формирования структуры титана и его сплавов при р - а-превращении. Характер полиморфного превращения титана имеет ряд особенностей по сравнению с а:ц 7-превраще-нием у железа.

Теплота а ц1 р-превращения у титана составляет 850 кал/г-атом, что более чем в 4 раза превосходит теплоту превращения а ;z!; 7 у железа [88]. В связи с этим, энергетически начало а р-пере-хода у титана более затруднено, чем у железа, но после начала реакции скорость гтф протекания значительно выше.

Разность удельных объемов кристаллических решеток а и Р-модификаций титана относительно невелика- около0,17% [96], т. е. в -20 раз меньше, чем у железа (4,3%). Модуль упругости у титана при всех температурах примерно в 2 раза меньше, чем у железа. В результате этого упругая энергия при росте зародыша новой фазы при полиморфном превращении титана существенно ниже, чем при полиморфном превращении железа, что значительно облегчает рост зародышей. Наконец, диффузионная подвижность атомов у титана как а-, так и р-модификаций, более высока, чем

у железа. Коэффициенты самодиффузии атомов титана и железа, по данным работы [25], следующие:

Те.мпература, °С

900 1100 1300

Титан 10-14

10-11 10-10

10-8

Железо

10-18 10-1=5

10-1* 10-11

10-8

Совокупность отмеченных факторов предопределяет высокую скорость роста зародышей новой фазы у титана в процессе полиморфного превращения. Кроме того, рост зародышей новой фазы у титана происходит с соблюдением кристаллогеометрического соответствия с матрицей подобно мартенситному превращению в сталях: в монокристаллических образцах при а р-превраще-нии из одной ориентации а-структуры может быть получено шесть ориентации р-фазы, а при р а-превращении из одной ориентации р-фазы - 12 ориентации а-фазы. В действительности при р а-превращении реализуется лишь одна ориентация а-фазы. Изложенные особенности полиморфного превращения предопределяют и особенности формирования микро- и макроструктуры титана и его сплавов при нагреве выше температуры а - р-перехода и последующем охлаждении.

В литом состоянии структура титана представлена крупными зернами, возникшими при первичной кристаллизации. В пределах таких зерен, как правило, имеется несколько более мелких зерен, отличающихся друг от друга по кристаллографической ориентации и образующихся при охлаждении металла из р-обла сти. Последующий нагрев такого металла в р-область практически не изменяет его структуру, так как рост зародышей р-фазы происходит по исходным кристаллографическим направлениям и плоскостям, а малый фазовый наклеп не препятствует их росту до размеров исходного зерна и не вызывает рекристаллизации при дальнейшем повышении температуры. Размельчение структуры литого титана за счет фазовой перекристаллизации при нагреве, таким образом, практически невозможно. В этом состоит одно из существенных отличий титана от сталей, в которых перекристаллизация при а -И 7-превращении может с успехом использоваться для улучшения структуры.

Размельчение литого зерна у титана при а р-превращении возможно только в том случае, если металл перед нагревом подвергался пластической деформации. Наличие искажений кристаллической структуры, возникающих при пластической обработке, ограничивает рост р-кристаллов. Поэтому, чем больше степень деформации и ниже температура пластической обработки, тем меньше размеры Р-зерен, образующихся в процессе полиморфного превращения. Однако даже самые мелкие р-зерна измеряются десятыми долями миллиметра и более.

Нагрев в р-области мелкозернистого металла, подвергнутого деформации и рекристаллизационному отжигу в а-области, сопровождается ростом зерен.

Таким образом, нагрев титановых полуфабрикатов выше температуры а -> р-превращения может приводить к следующим результатам: если структура сформировалась в р-области (слитки, отливки, сварные швы), то последующий нагрев в р-области не изменяет ее; если структура сформировалась в р-области, но затем подвергалась пластической обработке, то при последующем перегреве образуется более мелкозернистая структура; нагрев мелкозернистых полуфабрикатов в р-области, структура которых сформировалась при обработке в а-области, сопровождается ростом зерен.

При перестройке высокотемпературной модификации в низкотемпературную в процессе охлаждения возможно размельчение структуры полиморфных металлов за счет того, что в пределах крупных зерен возникает большое число зародышей новой (низкотемпературной) фазы. В частности, у железа при у а-превра-щении внутри аустенитного зерна образуется много ферритных зерен, при этом увеличение скорости охлаждения, подавляя диффузионный рост зародышей, способствует получению мелкозернистой структуры. У титана в силу рассмотренных особенностей полиморфного превращения рост зародышей а-фзы происходит с большой скоростью, и даже в случае закалки величина а-зерен во много раз превосходит величину ферритных зерен. При этом из-за достаточно строгого соблюдения кристаллогеометрического соответствия решеток а и р-фаз зерна, различающиеся как самостоятельные при металлографическом анализе, могут иметь близкую или одинаковую кристаллографическую ориентировку. По этому признаку в пределах макроскопического р-зерна обычно могут быть лишь несколько (2-3) различных микрозерен.

Таким образом, нагрев титановых полуфабрикатов выше температуры полиморфного превращения независимо от условий нагрева - охлаждения (скорость, температура и т. п.) всегда приводит к укрупнению структуры. В этом состоит одно из существенных отличий титана от железа и сталей, в которых за счет фазовой перекристаллизации возможно существенное улучшение структуры.

Особенности формирования структуры титана при Pizla-npe-вращении в основном присущи а- и а + р-сплавам. Однако присутствие легирующих элементов привносит и определенные изменения в характер микроструктуры сплавов как при медленном, так и быстром охлаждении из Р-области. При медленном охлаждении рост пластинчатых кристаллов а-фазы в р-матрице сопровождается (в известной мере и контролируется) диффузионным перераспределением легирующих элементов: Р-стабилизаторы из растущих а-кристаллов диффундируют в р-матрицу. В итоге медленного охлаждения в пределах исходного р-зерна возникают

комплексы одинаково ориентированных пластинчатых а-кристал-лов, между которыми находятся области, обогащенные р-стабили-зирующими элементами и примесями. По данным [61], в сплаве Ti-А1-Fe локальное содержание железа между а-пластинками может достигать -5%, при среднем его содержании в сплаве 0,7%, В сплавах с большим содержанием р-стабилизирующих примесей и легирующих элементов на межпластинчатых границах может фиксироваться р-фаза и обогащенная р-стабилизаторами а-фаза. Поэтому даже в сплавах, содержащих р-стабилизатор в пределах растворимости в а-фазе в равновесных условиях, практически всегда содержится некоторое количество р-фазы. Возникновение обогащенных р-стабилизаторами областей или частиц р-фазы ограничивает рост а-кристаллов, а при травлении шлифа позволяет четко выявить их границы. Кроме того, у сплавов титана увеличение скорости охлаждения более существенно влияет на вид структуры, чем у титана: при медленном охлаждении пластины а-фазы достигают значительных размеров, при увеличении скорости охлаждения они уменьшаются, а при резкой закалке в пределах исходного р-зерна возникают мелкие мартенситные кристаллы.

Таким образом, структура титана, а- и а Р-сплавов имеет после медленного охлаждения из р-области два характерных морфологических признака: крупные полиэдрические зерна превращенной р-фазы, величина которых зависит от степени предшествующей деформации, температуры и длительности перегрева в р-области, и пластинчатый характер внутризеренной структуры, причем размеры пластин и фрагментов из параллельных пластин зависят только от скорости охлаждения (рис. 3). В практике изготовления машиностроительных конструкций структуры такого типа могут возникать в зоне термического влияния при сварке и газовой резке, местных прижогах, случайных перегревах и т. п. В связи с этим металлографический анализ позволяет выявлять технологические нарушения, полноту удаления газорезных кромок и т. д. Кроме того, последовательно повышая температуру закалки проб, можно достаточно точно определить температуру а-f р-> р-перехода. Наконец, при входном контроле металлографический анализ позволяет установить соответствие качества полуфабриката требованиям технических условий.

Рекристаллизация титана и его сплавов. Температура и степень пластической обработки, режим охлаждения после нее и последующий рекристаллизационный отжиг являются важнейшими факторами формирования структуры и свойств титановых сплавов.

Характер макро- и микроструктуры при пластической обработке в р-области формируется в результате двух процессов: деформации и последующего полиморфного превращения. Деформация приводит, главным образом, к изменению геометрии исходных зерен в направлении течения металла. При последующем полиморфном р -у а-превращении в пределах деформированных

макрозерен вырастают -кристаллы. При малых степенях деформации и медленном охлаждении вырастают крупные а-кристаллы. В результате этого в толстых листах, катаных прутках возникает характерная слоистая структура. При всесторонней деформации н быстром охлажденин рост а-кристаллов происходит в искажен-

Рис. 3. Характерные типы структур а-сплава и а + Р-сплава после медленного охлаждения (а и б) и после закалки (в и г) нз Р-обласги, ХЗОО

ной матрице, всчедствие чего формируется мелкопластинчатая микроструктура, подобная видманштедтовой структуре (структура корзинчатого плетения ). Характерные типы таких структур показаны на рис. 4. В результате полиморфного превращения механический наклеп полностью снимается, фазовый наклеп, как отмечалось, у титана весьма мал, поэтому последующий отжиг не приводит к рекристаллизации. Длительный отжиг при температурах, близких к температуре а - р-превращения, приводит лишь к некоторому росту а-кристаллов и их слиянию. 14

Создание в полуфабрикатах мелкозернистой структуры с равноосной формой зерен возможно лишь после деформации в а- или а + р-области. Минимальная температура отжига, при которой происходит рекристаллизация деформированного титана, составляет 500° С, что, так же как и у других металлов, соответствует -0,4Тпл- Температура начала рекристаллизации холоднодефор-мированного титана изменяется от 600-680° С при относительно малых степенях деформации и до 480-500° С при значительных (до 90%) обжатиях. Температура конца рекристаллизации на

Рис. 4. Характерные типы полосчатых (а) X 150 и корзинчатых (б) ХбОО структур

бетированных а-сплавов

50-100° С превышает температуру ее начала. Максимальная температура отжига с продолжительностью 5-60 мин, при которой рекристаллизация завершается даже в малодеформированных образцах, находится в пределах 700-750° С. При более высоких температурах происходит собирательная рекристаллизация. При всех температурах отжига в пределах а-области величина зерна с увеличением степени деформации уменьшается, исключение составляет критическая степень деформации (2,5-5%), при которой величина зерен значительно возрастает.

Повышение температуры деформации (но в пределах а-области) принципиально не изменяет характера протекания рекристаллизации при последующем отжиге по сравнению с холоднонаклепан-ным металлом. Различие заключается лишь в том, что в результате горячей деформации и отжига создается более крупнозернистая структура, чем при отжиге после холодного наклепа. Во всех случаях отжиг при 750° в течение 1 ч достаточен для полного протекания процессов рекристаллизации. Характерный вид рекри-сталлизованной структуры а-сплава титана приведен на рис. 5, а.

Процессы рекристаллизации а-сплавов, бетированных а-сплавов и (а -- р)-сплавов так же, как и у технического титана, под-