тированного титана и 5-6 ктс/мм у сплавов с 7-9% AI. Своеобразна концентрационная зависимость предельной прочностной характеристики При малых содержаниях алюминия (2-4%}S уменьшается, затем увеличивается, но не превышает уровень 5 у нелегированного титана (-100 ктс/мм). Таким образом, на сплавах системы Ti-А1 возможно достижение Оо а = 75-80 кгc/мм Оз = 80-85 кгс/мм и S = 95-100 кгс/мм

Упрочняющее действие олова и циркония значительно меньше, чем алюминия. Средний прирост Оо.г при введении 1% (по массе) Sn составляет примерно 2 кгc/мм а 1% Zr - 1,5 кгс/мм Следовательно, значительное повышение и Оц.г за счет легирования только оловом или только цирконием практически нереально и промышленные бинарные сплавы Ti-Sn и Ti-Zr отсутствуют. Наряду с существенным повышением прочности легирование алюминием приводит к резкому снижению пластичности и вязкости титана. Наибольшее снижение относительного удлинения (б) и особенно относительного сужения (if) наблюдается при введении первых 2% алюминия. При последующем увеличении содержания алюминия б и г5 уменьшаются в меньшей степени, а относительное удлинение даже несколько увеличивается при содержании алюминия ~8%.

Легирование оловом также приводит к существенному снижению пластичности и вязкости титана, но не в столь сильной степени, как легирование алюминием. Легирование цирконием сопровождается плавным снижением пластичности. Это приводит к тому, что у низкопрочных сплавов, не содержащих алюминия, пластичность существенно выше, чем у сплавов системы Ti-AI. Так, из табл. 14 следует, что при пределе текучести 32-33 кгс/мм пластичность сплава Ti - 1,6А1 значительно ниже, чем у сплавов систем Ti-Sn, Ti-Zr, Ti-V. В соответствии с пониженным значением величины относительного сужения - особенно его сосредоточенной части - у сплава Ti - 1,6А1 отмечается и пониженное значе-

Таблица 14. Механические свойства однофазных а-сплавов титана, имеющих одинаковый предел текучести

ние величины S. В работе [60] было показано, что столь существенное повышение прочностных и снижение пластических свойств титана под влиянием алюминия происходит главным образом вследствие образования в а-твердом растворе обогащенных алюминием микросегрегатов, как бы предшествующих образованию а-фазы Появление таких сегрегатов происходит при концентрации алюминия намного меньшей, чем это требуется для появления а-фазы, отмечаемого по равновесной диаграмме состояния (7 0-7,5% по массе при 600° С, по данным [37]). Наличие сегрегатов, обусловливая неоднородность структуры, приводит к возрастанию степени неравномерности протекания пластической деформации. Прямым следствием этого является резкое снижение в сплаве Ti - 1,6А1 величины сосредоточенной части относительного сужения (табл. 14). При среднем содержании алюминия 4-6% по массе, по-впдимому, начинается частичное обособление аа-фазы от матрицы, вследствие чего, начиная - с 5% алюминия, отмечается уменьшение прироста прочности. При содержании алюминия 7-8% происходит окончание процесса обособления а-фазы, приводящее к уменьшению общего содержания алюминия в а-твердом растворе, что вызывает еще большее уменьшение прироста прочности и повышение относительного удлинения. Дальнейшее увеличение количества а-фазы при содержании алюминия более 8% приводит к резкому снижению пластичности вплоть до полного охрупчивания сплава. По данным работы [29], направленное перераспределение компонентов, предшествующее появлению новой фазы, является общей закономерностью, присущей всем системам, в которых имеется химическое соединение или упорядоченная фаза Поэтому можно полагать, что в системе Ti-Sn, где при массовой доле олова ~13% образуется интерметаллическое соединение TigSn, следует ожидать образования обогащенных оловом сегрегатов задолго до появления соединения в соответствии с равновесной диаграммой. Этим и можно объяснить влияние олова на свойства титана, в общем аналогичное влиянию алюминия.

Как уже упоминалось, легирование титана как оловом, так и цирконием не приводит к значительному повышению прочности. Создание достаточно прочных -сплавов за счет легирования титана Р-стабилизаторами невозможно, так как их растворимость в а-фазе мала, а прирост прочности при таких концентрациях невелик. В связи с этим повышение прочности большинства конструкционных -сплавов титана достигается, как правило, за счет дополнительного легирования бинарных сплавов системы Ti-Al оловом, цирконием и р-стабилизирующими элементами.

Характер влияния олова и циркония на свойства сплава с основой Ti - 6А1 (рис. 20) в общем аналогичен характеру их влияния на свойства технического титана. На рис. 21 показано влияние на свойства сплава с основой Ti - 6AI р-стабилизирующих элементов, изоморфных р-модификации титана (V, Мо) и эвтектоидообразующих (Сг, Мп, Fe). Как следует из рисунка, наибольшее

упрочняющее действие оказывает хрйм, затем - по мере убывания - железо, марганец, молибден, ванадий. Максимальное упрочнение отмечается при введении указанных элементов в количестве, практически соответствующем пределу их растворимости в а-фазе, затем степень упроч-

нения сплава несколько уменьшается. Переход сплава в двухфазное состояние сопровождается повышением предель-

<5о 2,хгс/мм

65 р%

а нгс-м/см

t 6 8 10 Массовая доля %nuZr,%

Рис. 20. Влияние олова (#-#) и циркония ( ---Щ) на механические

свойства сплава с основой Ti -- 6А1 (мелкое зерно)

Он.ш м/см

Массовая доля Сг, Fe.hfn, Мо, %

Рис. 21. Влияние Р-стабилизаторов на механические свойства сплава с основой Ti - 6А1 (отожженное состояние, мелкое зерно):

О--О - Мо; д-

X-X - Мп; #-

-Д - Сг. V; - - Fe

НОЙ пластичности за исключением сплавов, легированных хромом и железом. Введение этих элементов вызывает также существенное снижение величины ударной вязкости, тогда как легирование молибденом и марганцем незначительно меняет ее величину, а добавление ванадия приводит даже к некоторому повышению. Таким образом, для дополнительного повышения прочности а-сплавов с основой Ti-А1, Ti-Al-Sn или Ti-Al-Zr

оптимальным является легирование либо небольшими добавками изоморфных р-стабилизаторов, либо марганца. За счет многокомпонентного легирования на а-сплавах можно достичь значительно более высокой прочности (90-100 кгс/мм), чем при монолегировании. По изложенному принципу созданы такие промышленные сплавы, как ВТ5-1 (Ti -5AI-2,5Sn), мдлопрочные высокопластичные сплавы ОТ4-0 (0,8А1- 0,8Мп),ОТ4-1(1,5А1-l.OMn), АТ2 (2А1-1,0Мо), более прочные сплавы 0Т4 (3,5А1- 1,5Мп), ВТ4 (5,0А1-1,5Мп) и наиболее прочные ТС5 (5,0А}-2Zr-3Sn-2V), ВТ20 (6А1-2Zr-IMo-IV) и др. Рассмотренные закономерности изменения механических свойств а-сплавов соответствуют материалу с мелкозернистой структурой. Однако на поковках и штамповках больших габаритов, а также в зоне термовлияния при сварке с малой погонной энергией структура состоит из крупных зерен превращенной Р-фазы с грубопластин-чатым внутризеренным строением (см. гл. I). Механические свойства сплавов с такой структурой (табл. 15) вследствие существенного увеличения степени неоднородности протекания пластической деформации могут значительно ухудшаться по сравнению со свойствами металла с мелкозернистой структурой (явление р-хрупкости ).

Обращает на себя внимание тот факт, что для а-спла-

сч Tj* со со со

н н н н н

BOB, не содержащих Р-стабилизаторов, степень снижения механических свойств в результате медленного охлаждения из р-области не столь велика, как для бетированных а-сплавов. Это связано с возрастанием степени гетерофазности пластинчатой структуры по мере увеличения содержания р-стабилизаторов в сплаве.

В соответствии с этим становится понятной неадэкватность влияния на свойства сплавов одних и тех же элементов при добавлении их к материалу с различной структурой. Легирование а-сплавов небольшим количеством р-стабилизаторов (особенно, изоморфных), вызывая прирост прочности, может привести и к определенному возрастанию пластических свойств у малогабаритных, хорошо продеформированных изделий, что связано, главным образом, с измельчением структуры в результате появления наряду с а-фазой глобулярных участков Р-фазы. Однако этот эффект частично или полностью снимается при переходе к крупнозернистой Р-превращенной структуре.

В результате закалки а-сплавов из р-области, как было показано выше, образуется структура мартенситного типа, но не являющаяся пересыщенным твердым раствором. Поэтому механические свойства сплавов, не содержащих р-стабилизаторов или содержащих их в пределах растворимости в а-фазе, изменяются незначительно (табл. 15). Указанное обстоятельство обусловливает отличную свариваемость а-сплавов, так как значение механических свойств околошовной зоны и зоны термического влияния при сварке а-сплавов остается практически на уровне значения их для основного металла. По этой же причине все а-сплавы, как правило, взаимосвариваемы. При увеличении содержания р-стабилизаторов в сплаве степень пересыщения образующейся после закалки из р-области мартенситной а-фазы существенно возрастает. В соответствии с этим в бетированных а-сплавах, содержащих, например, 1,5% железа или марганца, отмечается заметное повышение прочности и снижение пластичности после закалки из р-об-

О 0.5 1,0 1,5 Массобая доля Сг, Fe, Ш, Мп, %

Рис. 22. Влияние р-стабилизаторов на механические свойства сплава с основой Ti - 6А1 после закалки из р-области:

▲-А - V; О--О - Мо; А-

А- Сг; - - Мп; Х-X-Fe

ласти (рис. 22), что может свидетельствовать о некотором ухудшении сварочных свойств сплавов при таком содержании легирующих элементов.

О сварочных свойствах сплава можно судить также по результатам сравнительных испытаний на изгиб широких гибовых проб (толщина 12 мм, ширина 60 мм) из основного металла и с проплав-

Состав сплава

6AL - IV

6AL-ZV

6AL -

6AL - 0,5Мо

6AL - 1/0

6AL- 1,6 Мо

6AL- 0,5Сг

6AL- 1Сг

6AL-1,5Cr

б/а-0,5 Мп

6AL-1Mn

SAL - 1,5 Мп

SAL-0,5 re

6AL- IFe

Гладкие гибобые пробы

6AL-1.5Fe

Гибобые проЬы с проплаШным Шиком

Диаметр опрабы

Рис. 23. Результаты испытаний гибовых проб из основного металла и с проплавленным валиком сплавов системы Ti - 6А1 - Р-стабилизатор:

□ - образцы ие разрушились;

- образцы разрушились

ленным валиком. При этом виде испытания определяется критический диаметр оправки, т. е. минимальный диаметр оправки, на котором проба загибается без образования трещин, выраженный величиной, кратной толщине пробы {f). Как следует из рис. 23, добавки р-стабилизирующих элементов в количествах, не превышающих их предела растворимости в а-фазе (ванадий - 1 % по массе, молибден, хром, марганец, железо - менее 0,5% по массе),