«Ответы на вопросы материаловедению»

 

КОНТРОЛЬНАЯ РАБОТА №1

 

1. Испытание металлов на растяжение

Испытания на растяжение позволяют получить достаточно полную информацию о механических свойствах материала. Для этого применяют специальные образцы, имеющие в поперечном сечении форму круга (цилиндрические образцы) или прямоугольника (плоские образцы).

На рис. 2.6 представлена схема цилиндрического образца на различных стадиях растяжения. Согласно ГОСТ 1497–84, геометрические параметры образцов на растяжение должны отвечать следующим соотношениям: (где l_о – начальная расчетная длина образца, f₀ – начальная площадь поперечного сечения расчетной части образца). Для цилиндрических образцов отношение расчетной начальной длины l₀ к начальному диаметру d₀, т. е. l₀/d₀, называют кратностью образца, от которой зависит его конечное относительное удлинение. На практике применяют образцы с кратностью 2,5, 5 и 10. Самым распространенным является образец с кратностью 5.

Перед испытанием образец закрепляют в вертикальном положении в захватах испытательной машины.

На рис. 2.7 представлена принципиальная схема типичной испытательной машины, основными элементами которой являются: приводной нагружащий механизм, обеспечивающий плавное нагружение образца вплоть до его разрыва; силоизмерительное устройство для измерения силы сопротивления образца растяжению; механизм для автоматической записи диаграммы растяжения.

В процессе испытания диаграммный механизм непрерывно регистрирует так называемую первичную (машинную) диаграмму растяжения в координатах нагрузка (Р) – абсолютное удлинение образца (∆l) (рис. 2.8).

На диаграмме растяжения пластичных металлических материалов можно выделить три характерных участка: участок ОА – прямолинейный, соответствующий упругой деформации; участок АВ – криволинейный, соответствующий упругопластической деформации при возрастании нагрузки; участок ВС – также криволинейный, соответствующий упругопластической деформации при снижении нагрузки. В точке С происходит окончательное разрушение образца с разделением его на две части.

В области упругой деформации (участок ОА) зависимость между нагрузкой Р и абсолютным упругим удлинением образца ∆l пропорциональна и известна под названием закона Гука:

P=k∆l, где  k=EF₀/l₀  – коэффициент, зависящий от геометрии образца (площади поперечного сечения F₀ и длины l₀) и свойств материала (параметр Е).

Параметр Е (МПа) называют модулем нормальной упругости, характеризующим жесткость материала, которая связана с силами межатомного взаимодействия. Чем выше E, тем материал жестче и тем меньшую упругую деформацию вызывает одна и та же нагрузка. Закон Гука чаще представляют в следующем виде:

 где σ=P/F₀ – нормальное напряжение; δ=∆l/l₀ – относительная упругая деформация.

Наряду с модулем нормальной упругости Е существует модуль сдвига (модуль касательной упругости) G, который связывает пропорциональной зависимостью касательное напряжение τ с углом сдвига (относительным сдвигом) γ:

τ = Gγ.

Еще одним важным параметром упругих свойств материалов является коэффициент Пуассона μ, равный отношению относительной поперечной деформации (∆d/d₀) к относительной продольной деформации (∆l/l₀). Этот коэффициент характеризует стремление материала сохранять а процессе упругой деформации свой первоначальный объем.

От коэффициента Пуассона μ зависит соотношение между Е и G:

E/G = 2(l +μ).                                                                                            (2.1)

Как следует из уравнения (2.1), Е больше G, так как для смещения атомов отрывом требуется большее усилие, чем сдвигом.

Значения модуля нормальной упругости Е, модуля сдвига G к коэффициента Пуассона μ для некоторых материалов приведены в табл. 1.

Таблица  1

Значения модуля нормальной упругости Ж, модуля сдвига G и коэффициента Пуассона μ для некоторых материалов

 

Материал	E, МПа	G, МПа	μ
Сталь 20	210 000	82031	0,28
Медь листовая	113000	42164	0,34
Латунь	97000	34155	0,42
Цинк	82000	32283	0,27
Алюминий	68000	25564	0,33
Свинец	17000	5862	0,45

 

При переходе от упругой деформации к упругопластической для некоторых металлических материалов на машинной диаграмме растяжения может проявляться небольшой горизонтальный участок, который называют площадкой текучести АA' (см. рис. 2.8, а).

На этой стадии деформации в действие включаются новые источники дислокаций, происходит их спонтанное размножение и лавинообразное распространение по плоскостям скольжения. Макроскопическим проявлением этих процессов является образование на рабочей поверхности образца узких полос скольжения, получивших название линий Чернова–Людерса. Эти линии располагаются под утлом 45° к продольной оси образца по направлению действия максимальных касательных напряжений и отчетливо видны на его полированной поверхности. Однако многие металлы и сплавы деформируются при растяжении без площадки текучести.

С увеличением упругопластической деформации усилие, с которым сопротивляется образец, растет и достигает в точке В своего максимального значения. Для пластичных материалов в этот момент в наиболее слабом сечении образца образуется локальное сужение (шейка), где при дальнейшем деформировании происходит разрыв образца. На участке ОАВ деформация распределена равномерно по всей длине образца, а на участке ВС деформация практически вся сосредоточена в зоне шейки.

При растяжении определяют следующие показатели прочности и пластичности материалов.

Показатели прочности материалов характеризуются удельной величиной – напряжением, равным отношению нагрузки в характерных точках диаграммы растяжения к площади поперечного сечения образца. Дадим определение наиболее часто используемым показателям прочности материалов.

Предел   текучести   (физический)   (σ_τ, МПа) – это наименьшее напряжение, при котором материал деформируется (течет) без заметного изменения нагрузки:

σ_τ=P_τ/F₀ где P_τ – нагрузка, соответствующая площадке текучести на диаграмме растяжения (см. рис. 2.8, а).

Если на машинной диаграмме растяжения нет площадки текучести (см. рис. 2.8, б), то задаются допуском на остаточную деформацию образца и определяют условный предел текучести.

Условный  предел  текучести (σ₀₂, МПа) – это напряжение, при котором остаточное удлинение достигает 0,2% от начальной расчетной длины образца: σ_0,2=P_0,2/F₀, где P_0,2 – нагрузка, соответствующая остаточному удлинению ∆l_0,2=0,002l₀.

Временное сопротивление (предел прочности) (σ_в, МПа) – это напряжение, соответствующее наибольшей нагрузке P_max, предшествующей разрыву образца: σ_в=P_max/F₀.

Истинное сопротивление разрыву (S_k, МПа) – это напряжение, определяемое отношением нагрузки P_k в момент разрыва к площади поперечного сечения образца в месте разрыва F_k: S_k=P_k/F_k , где F F_k=πd_k²/4.

Показатели пластичности. Пластичность – одно из важных механических свойств металла, которое в сочетании с высокой прочностью делает его основным конструкционным материалом. Дадим определение наиболее часто используемым показателям пластичности материалов.

Предельное равномерное удлинение (δ_p, %) – это наибольшее удлинение, до которого образец деформируется равномерно по всей его расчетной длине, или, другими словами, это отношение абсолютного приращения расчетной длины образца ∆l_р до нагрузки Р_max к ее первоначальной длине (см. рис. 2.8, а): δ_p=(∆l_р/l₀)100=[(l_р-l₀)/l₀]100.

Аналогично предельному равномерному удлинению существует предельное равномерное  сужение (ψ_р, %): ψ_p=∆F_р/F₀)100=[(F₀-F_p)/F₀]100, где F_p=πd_p²/4 – площадь поперечного сечения образца, соответствующая P_max. Из условия постоянства объема образца при растяжении можно получить ψ_p=δ_p/(1+δ_p).

При разрушении образца на две части определяют конечные показатели пластичности: относительное удлинение и относительное сужение образца после разрыва.

Относительное удлинение после разрыва (δ, %) – это отношение приращения расчетной длины образца после разрыва ∆l_k, к ее первоначальной длине: δ=(∆l_k/ l₀)100=[(l_k-l₀)/l₀]100.

Относительное удлинение после разрыва зависит от соотношения l₀ и f₀, т. е. от кратности образцов. Чем меньше отношение l₀/√ F₀ и кратность образца, тем больше δ. Это объясняется влиянием шейки образца, где имеет место сосредоточенное удлинение. Поэтому индекс у δ указывает на кратность образца, например δ_2,5, δ₅,δ₁₀.

Относительное   сужение   после   разрыва (ψ, %) – это отношение уменьшения площади поперечного сечения образца в месте разрыва ∆ F_k к начальной площади поперечного сечения: ψ=(∆F_k/F₀)100=[(F₀-F_k)/F₀]100.

В отличие от конечного относительного удлинения конечное относительное сужение не зависит от соотношения l₀ и f₀ (кратности образца), так как в последнем случае деформацию оценивают в одном, наиболее узком, сечении образца.

Диаграммы условных и истинных напряжений и деформаций. Протяженность первичных диаграмм растяжения вдоль осей координат Р и ∆l зависит от абсолютных размеров образцов. При постоянной кратности образца чем больше его длина и площадь поперечного сечения, тем выше и протяженнее первичная диаграмма растяжения. Однако если эту диаграмму представить в относительных координатах, то диаграммы для образцов одной кратности, но разных размеров будут одинаковы. Так, если по оси ординат откладывать условные напряжения σ, равные отношению нагрузки Р к начальной площади поперечного сечения F₀, а по оси абсцисс – условные удлинения δ, равные отношению абсолютного приращения длины образца ∆l к его начальной длине l₀, то диаграмму называют диаграммой условных напряжений и деформаций (или просто условной диаграммой). На рис. 2.9, а схематически представлена условная диаграмма σ–δ. На этой диаграмме отмечены условный предел текучести σ_0,2, временное сопротивление σ_в, конечное условное напряжение σ_k, условное предельное равномерное удлинение δ_р и условное относительное удлинение после разрыва δ_k.

Однако более объективную информацию можно получить, если диаграмму растяжения представить в других координатах: S–ε. Истинное напряжение S определяется как отношение текущей нагрузки Р к текущей площади поперечного сечения F (которое непрерывно уменьшается в процессе растяжения: S=P/F.

Истинное удлинение учитывает непрерывно изменяющуюся длину образца в процессе его растяжения, и поэтому е можно определить как сумму бесконечно малых относительных деформаций dl/l при переменном l:

Диаграмму в координатах S–ε называют диаграммой истинных напряжений и деформаций (или просто истинной диаграммой). На истинной диаграмме, как и на условной, можно найти характерные точки, соответствующие истинному пределу текучести S*_0,2, истинному временному сопротивлению S_в, истинному сопротивлению разрыву S_k , а также истинному предельному равномерному удлинению е и истинному конечному удлинению ε_p, (рис. 2.9, б).

 

2. Компоненты, фазы и структурные составляющие белых чугунов, их характеристика, условия образования и свойства

Такое название белый чугун полу­чил по виду излома, который имеет матово-белый цвет. Весь углерод в этом чугуне находится в связанном со­стоянии в виде цементита (рис. 4.8). Фазовые превра­щения в этих чугунах проте­кают согласно диаграмме состояния (Fe–Fe₃C). Белые чугуны в зави­симости от содержания угле­рода могут быть доэвтектическими (перлит + ледебурит), эвтектическими (ледебурит) и заэвтектическими (первичный цементит + ледебурит). Эти чугуны имеют большую твердость (НВ 450–550) из-за присутствия в них большого количества цементита; как следствие этого, они очень хрупкие и для изготовления деталей машин не используются. Отливки из белого чугуна служат для получения деталей из ковкого чугуна с помо­щью графитизирующего отжига.

Рис. 4.8. Микроструктуры белого чугуна, х200: а – белый заэвтектический чугун (С = 5,5%); б – бе­лый доэвтектический чугун (С = 2,5%). Перлит темный и ледебурит пестрый

Отбеленные чугуны-отливки имеют поверхностные слои (12–30 мм) со структурой белого чугуна, а сердцевина – серого чугуна. Высокая твердость поверхности такой отливки позволяет ей хорошо работать против истирания. Эти свойства отбеленного чугуна применяются для изготовления валков лис­товых прокатных станов, колес, шаров для мельниц, тормозных колодок и многих других деталей, работающих в условиях износа.

КОНТРОЛЬНАЯ РАБОТА №2

 

1. Отпуск стали. Виды и назначение отпуска

Отпуск заключается в нагреве закаленной стали до температур ниже Ас₁, выдержке при заданной температуре и последующем охлаждении с определенной скоростью. Отпуск является окончательной операцией термической обработки, в результате которой сталь получает требуемые механические свойства. Кроме того, отпуск полностью или частично устраняет внутрен­ние напряжения, возникающие при закалке. Эти напряжения снимаются тем полнее, чем выше температура отпуска. Так, например, осевые напря­жения в цилиндрическом образце из стали, содержащей 0,3% С, в результа­те отпуска при 550°С уменьшаются с 60 до 8 кгс/мм². Так же сильно уменьшаются тангенциальные и радиальные напряжения.

Наиболее интенсивно напряжения снижаются в результате выдержки при 550°С в течение 15–30 мин. После выдержки в течение 1,5 ч напряже­ния снижаются до минимальной величины, которая может быть достигнута отпуском при данной температуре.

Скорость охлаждения после отпуска также оказывает большое влияние на величину остаточных напряжений. Чем медленнее охлаждение, тем меньше остаточные напряжения. Быстрое охлаждение от 600°С создает новые тепловые напряжения. По этой причине изделия сложной формы во избежание их коробления после отпуска при высоких температурах следует охлаждать медленно, а изделия из легированных сталей, склонных к обра­тимой отпускной хрупкости, после отпуска при 500–650°С во всех случаях следует охлаждать быстро.

Основное влияние на свойства стали оказывает температура отпуска. Различают три вида отпуска.

Низкотемпературный (низкий) отпуск проводят с нагревом до 150–200°С, реже до 240–250°С. При этом снижаются внутренние напря­жения, мартенсит закалки переводится в отпущенный мартенсит, повы­шается прочность и немного улучшается вязкость без заметного снижения твердости. Закаленная сталь (0,5–1,3% С) после низкого отпуска сохраняет твердость в пределах HRC 58–63, а следовательно, высокую износостой­кость. Однако такое изделие (если оно не имеет вязкой сердцевины) не вы­держивает значительных динамических нагрузок.

Низкотемпературному отпуску подвергают поэтому режущий и изме­рительный инструмент из углеродистых и низколегированных сталей; а также детали, претерпевшие поверхностную закалку, цементацию, циани­рование или нитроцементацию. Продолжительность отпуска обычно 1–2,5 ч, а для изделий больших сечений и измерительных инструментов. назначают более длительный отпуск.

Среднетемпературный (средний) отпуск выполняют при 350–500°С и применяют главным образом для пружин и рессор, а также для штам­пов. Такой отпуск обеспечивает высокие предел упругости, предел вынос­ливости и релаксационную стойкость. Структура стали (0,45–0,8% С) по­сле среднего отпуска – троостит отпуска или троостомартенсит с твер­достью HRC 40–50. Температуру отпуска надо выбирать таким образом, чтобы не вызвать необратимой отпускной хрупкости.

Охлаждение после отпуска при 400–450°С следует проводить в воде, что способствует образованию на поверхности сжимающих остаточных, напряжений, которые увеличивают предел выносливости пружин.

Высокотемпературный (высокий) отпуск проводят при 500 – 680С. Структура стали после высокого отпуска – сорбит отпуска. Высокий от­пуск создает наилучшее соотношение прочности и вязкости стали.

Закалка с высоким отпуском по сравнению с нормализованным или. отожженным состоянием одновременно повышает пределы прочности и текучести, относительное сужение, и особенно ударную вязкость (табл. 1). Термическую обработку, состоящую из закалки и высокого отпуска, назы­вают улучшением. 

Улучшению подвергают среднеуглеродистые (0,3–0,5% С) конструкционные стали, к которым предъявляются высокие требования к пределу текучести, пределу выносливости и ударной вязкости. Однако износостойкость улучшенной стали вследствие ее пониженной твердости не является высокой. Улучшение значительно повышает конструктивную прочность стали, уменьшая чувствительность к концентраторам напряжений, увеличи­вая работу пластической деформации при движении трещины (работу развития трещины) и снижая температуру верхнего и нижнего порога хладноломкости.

 

Таблица 1

Влияние   термической   обработки   на   механические   свойства   углеродистой   стали с 0,42% С*

 

Термическая обработка	σв	στ	δ	ψ	ан, кгс·м/см2
	Кгс/мм2		%
Отжиг при 880°С Закалка с 880°С (охлаждение в воде) и отпуск:       при 300°С       при 600°С	55        130 62	35        110  43	20       12 22	52       35 55	9       3 14

 

* Заготовка диаметром 12 мм.

Отпуск при 550 – 600^сС в течение 1–2 ч почти полностью снимает остаточные напряжения, возникшие при закалке. Чаще длительность высо­кого отпуска составляет 1,0 – 6 ч – в зависимости от габаритных размеров изделия.

 

 

 

 

2. Титан и сплавы

Титан и сплавы на его основе обладают высокой коррозионной стойкостью (сопротивлением межкристаллитной, щелевой и другим видам коррозии), удельной прочностью. Недостатками титана являются его активное взаимодействие с атмосферными газами, склонность к водородной хрупкости. Азот, углерод, кислород и водород, упрочняя титан, снижают его пластичность, сопротивление коррозии, свариваемость. Титан плохо обрабатывается резанием, удовлетворительно – давлением, сваривается в защитной атмосфере; широко распространено вакуумное литье, в частности вакуумно-дуговой переплав с расходуемым электродом. Титан имеет две аллотропические модификации: низкотемпературную (до 882,5°С) – α-титан с ГПУ решеткой, высокотемпературную – (β-титан с ОЦК решеткой. Легирующие элементы подразделяют в зависимости от их влияния на температуру полиморфного превращения титана (882,5°С) на две основные группы: α-стабилизаторы (элементы, расширяющие область существования α-фазы и повышающие температуру превращения – AI, Ga, Ge, La, С, О, N) и β-стабилизаторы (элементы, суживающие α-область и снижающие температуру полиморфного превращения, – V, Nb, Та, Zr, W, Mo, Cr, Mn, Fe, Co, Si, Ag и др.), рис. 8.4.

          В то же время легирующие элементы (как α-, так и β-стабилизаторы) можно разделить на две основные группы: элементы с большой (в пределе – неограниченной) и ограниченной растворимостью в титане. Последние могут образовывать с титаном интерметаллиды, силициды и фазы внедрения. Так, легирование титана алюминием приводит к появлению в структуре наряду с α-твердым раствором интерметаллида Ti₃AI. Аналогично некоторые β-стабилизаторы взаимодействуют с титаном с образованием интерметаллидного соединения (Ti_xZ_y); при этом β-фаза в процессе охлаждения претерпевает эвтектоидное превращение β→α+Ti_xZ_y. Эти элементы (Сг, Мn, Fe и др.) называются эвтектоидообразующими. Поскольку эвтектоидное превращение протекает медленно, то после обычных скоростей охлаждения сплав, как правило, состоит из α- и β-фаз.

Легирующие элементы влияют на эксплуатационные свойства титана. Так, Fe, Al, Mn, Cr, Sn, V, Si повышают его прочность (σ_в), но снижают при этом пластичность (δ, ψ) и вязкость (KCU); Al, Zr, Mo увеличивают жаропрочность, a Mo, Zr, Nb, Та, Pd – коррозионную стойкость.

Классификация титановых сплавов. Структура промышленных сплавов титана – это твердые растворы легирующих элементов в α- и β-модификациях титана. Поскольку легирующие элементы влияют на стабилизацию той или иной аллотропической модификации титана, то сплавы титана в зависимости от их стабильной структуры (после отжига) при нормальной температуре подразделяют на три основные группы: α-сплавы, (α+β)-сплавы (двухфазные) и β-сплавы.

Титановые сплавы классифицируют также по технологии производства (деформируемые, литейные, порошковые), по физико-химическим, в том числе механическим, свойствам (высокопрочные, обычной прочности, высокопластичные, жаропрочные, коррозионностойкие).

Термическая обработка титановых сплавов. Ниже приводятся следующие основные виды термической обработки титановых сплавов.

Рекристаллизационный (простой) отжиг холоднодеформированных сплавов (650–850°С).

Изотермический отжиг (нагрев до 780–980°С с последующим охлаждением в печи до 530–680°С, выдержка при этой температуре и охлаждение на воздухе), обеспечивающий высокую пластичность и термическую стабильность (α+β)-сплавов.

Двойной ступенчатый отжиг (отличается от изотермического тем, что переход от первой ступени ко второй осуществляется охлаждением сплава на воздухе с последующим повторным нагревом до температуры второй ступени), приводящий к упрочнению сплава и некоторому снижению пластичности за счет частичного протекания процессов закалки и старения.

Неполный отжиг при 500–680°С с целью снятия возникающих при механической обработке остаточных напряжений.

Упрочняющая термическая обработка (закалка с последующим искусственным старением или отпуском), применяемая для (α+β)- и псевдо-β-сплавов. Если концентрация β-стабилизаторов в двухфазных сплавах меньше с₁, то при закалке из температурной области существования β-фазы они претерпевают (в интервале температур М_н и М_к) мартенситное превращение с образованием α'- и α"- фаз (пересыщенных твердых растворов замещения легирующих элементов в α-титане соответственно с гексагональной и ромбической решетками). При этом в сплавах концентрационного интервала c₁'c₁ фиксируется α"- фаза, а при меньшем содержании β-стабилизаторов – α'- фаза. Приведенная на рис. 8.5 диаграмма позволяет проанализировать

структурные превращения, протекающие при отжиге и закалке титановых сплавов с возрастанием содержания легирующих элементов – β-стабилизаторов. Точка с_α – предельная концентрация β-стабилизатора в α-твердом растворе, с_β – минимальная концентрация в титане β-стабилизатора, обеспечивающая существование устойчивого во всем интервале температур β-твердого раствора. Температурам начала (М_н) и окончания (М_к) мартенситного превращения соответствуют критические концентрации с_k, и c₁ на оси абсцисс. В этом концентрационном интервале (c₁–c_k) при закалке сплавов из β-области наряду с образованием α"- фазы сохраняется остаточная β-фаза, внутри которой формируется ω-фаза мартенситного типа, когерентно связанная с матричной β-фазой. В сплавах с содержанием β-стабилизаторов, большим с_k, мартенситное превращение не протекает и при закалке фиксируется метастабильная, неустойчивая β-фаза (β_неуст). Для этой концентрации условно можно определить критическую температуру t_k. В сплавах с содержанием легирующего элемента в пределах концентраций (с_k–с₂) при закалке из β-области фиксируется двухфазная структура (β_неуст+ω). Метастабильная ω-фаза имеет гексагональную решетку и образуется в процессе частичного распада β-твердого раствора. В интервале концентраций (с₂–с_β) при закалке фиксируется структура метастабильного β-твердого раствора (β_неуст). При концентрациях, превышающих с_β, сохраняется структура стабильного, устойчивого β-твердого раствора (β_уст). При закалке α-сплавов из β-области (β→α)-превращение протекает сдвиговым путем с образованием зерен пластинного, мартенситного типа. При этом образующийся мартенсит – α' – не пересыщен легирующими элементами.

Закалку (α+β)-сплавов, как правило, проводят из (α+β)-области (720–930°С) во избежание сильного роста зерна при нагреве. Тогда в процессе охлаждения α-фаза не изменяется, а β-фаза испытывает превращения, которые характерны для сплава аналогичного ей состава, закаленного из β-области. Предполагаемый состав продуктов распада β-фазы можно определить по структурной схеме (рис. 8.5) с учетом того, что концентрация легирующего элемента в α- и β-фазах при нагреве сплава до разных температур в (α+β)-области определяется соответственно точками а и б, лежащими на пересечении изотерм с кривыми (t_nn–с_α) и А₃. Анализ показывает, что при нагреве (α+β)-сплава до температур, лежащих в интервале (t₂–t_k), и последующей закалке наряду с α-фазой фиксируется неустойчивая β-фаза (β_неуст) с выделениями ω-фазы, а при нагреве сплава выше температуры t_k и его закалке β-фаза претерпевает (полностью или частично) мартенситное превращение, так как концентрация в ней β-стабилизаторов будет меньше с_k. Таким образом, структура сплава в зависимости от его химического состава после закалки из (α+β)-области с температур, превышающих t_k может быть представлена следующими вариантами: 1) α+α'; 2) α+α''; 3) α+α''+β+ω.

Старение при 450–550°С и выше вызывает распад α'-, α"-, β_неуст- и ω-фаз. Упрочнение обусловлено прежде всего выделением мелкодисперсной α-фазы, возникающей в результате распада α'-, α"- и β_неуст-фаз: α'(α")→α+β_ycт; β_неуст →α+β_уст. Выделение дисперсного интерметаллида (Ti_х,Zj_у,) при старении легированных эвтектоидобразующими элементами титановых сплавов вызывает их охрупчивание (см. рис. 8.4). Наибольшее упрочнение достигается в (α+β)-сплавах с высоким содержанием β-стабилизаторов.

Титановые сплавы подвергают химико-термической обработке, например азотированию, для повышения износостойкости.

Деформируемые титановые сплавы. Большинство титановых сплавов легировано алюминием, повышающим жесткость, прочность, жаропрочность и жаростойкость материала, а также снижающим его плотность (табл. 8.8 ).

α-Титановые сплавы (с чисто α-структурой)  термической обработкой не упрочняются; их упрочнение достигается посредством легирования твердого раствора и пластической деформацией. Широкое применение нашел сплав ВТ5-1, обладающий хорошей свариваемостью, жаропрочностью, кислотостойкостью, пластичностью при криогенных температурах; он обрабатывается давлением в горячем состоянии, термически стабилен до 450 °С. Добавки олова в сплав улучшают его технологические и механические свойства. Из сплава ВТ5-1 изготавливают листы, поковки, трубы, проволоку, профили. Псевдо-α-сплав ОТ4 (наряду с α-фазой в структуре присутствует β-фаза в количестве 1–5%) хорошо сваривается, обрабатывается давлением (как в горячем, так и в холодном состояниях), однако склонен к водородной хрупкости.

(α+β)-Титановые сплавы характеризуются смешанной структурой (α- и β-твердые растворы) и упрочняются термической обработкой, состоящей из закалки и старения. Они хуже свариваются, чем α-сплавы.

Типичный представитель (α+β)-сплавов – это сплав ВТ6, характеризующийся оптимальным сочетанием технологических и механических свойств. Он упрочняется термической обработкой. Уменьшение содержания алюминия и ванадия в сплаве (модификация ВТ6С) позволяет его использовать в сварных конструкциях. Сплав ВТ14 системы Ti–AJ–Mo–V обладает высокой технологичностью в закаленном состоянии (хорошо деформируется) и высокой прочностью – в состаренном; он удовлетворительно сваривается всеми видами сварки. Сплав ВТ14 способен длительно работать при 400°С и кратковременно при 500°С.

Сплав ВТ8 относится к жаропрочным (α+β)-сплавам: он предназначен для длительной работы при 450–500°С под нагрузкой. Сплав хорошо деформируется в горячем состоянии, но плохо сваривается. Из него изготавливают поковки, штамповки, прутки.

Псевдо-β-титановые сплавы характеризуются высоким содержанием β-стабилизаторов и вызванным этим отсутствием мартенситного превращения. В процессе закалки в сплавах подавляется диффузионный распад β-фазы, но он частично реализуется при последующем старении, вызывая упрочнение сплава. Сплавы характеризуются высокой пластичностью в закаленном состоянии и высокой прочностью – в состаренном; они удовлетворительно свариваются аргонодуговой сваркой. Широкое распространение получил псевдо-β-сплав ВТ15 (содержит в равновесном состоянии небольшое количество α-фазы), обладающий большой пластичностью (δ=20%) и невысокой прочностью (σ_в=900 МПа) в закаленном состоянии. Однако после старения при 450°С его прочность достигает 1500 МПа (при пластичности δ=6%). Сплав ВТ15 предназначен для работы при температурах до 350°С. Из него изготавливают прутки, поковки, полосы, листы. β-Сплавы (имеют стабильную β-фазу) большого применения не нашли.

Литейные титановые сплавы. По сравнению с деформируемыми литейные сплавы имеют меньшую прочность, пластичность и выносливость, но более дешевы. Сложность литья титановых сплавов обусловлена активным взаимодействием титана с газами и формовочными материалами. Литейные сплавы ВТ5Л, ВТ14Л и ВТЗ-1Л по составу в основном совпадают с аналогичными деформируемыми сплавами (в то же время сплав ВТ14Л дополнительно содержит железо и хром).

Высокими технологическими свойствами обладает сплав ВТ5Л: он пластичен, не склонен к образованию трещин при литье, хорошо сваривается. Фасонные отливки из сплава ВТ5Л работают при температурах до 400°С. Недостатком сплава является его невысокая прочность (800 МПа). Двухфазный литейный сплав ВТ14Л подвергают отжигу при 850°С вместо упрочняющей термической обработки, резко снижающей пластичность отливок. ВТ14Л по литейным свойствам уступает ВТ5Л, но превосходит его по прочности (σ_в=950 МПа).

Порошковые сплавы титана. Применение методов порошковой металлургии для производства титановых сплавов позволяет при тех же эксплуатационных свойствах, что и у литого или деформируемого материала, добиться снижения до 50% стоимости и времени изготовления изделий. Титановый порошковый сплав ВТб, полученный горячим изостатическим прессованием (ТИП), обладает теми же механическими свойствами, что и деформируемый сплав после отжига (σ_в=970 МПа, δ=16%). Закаленному и состаренному деформируемому сплаву ВТ6 порошковый сплав уступает в прочности, но превосходит в пластичности.

Применение сплавов титана. Из сплавов титана изготавливают: обшивку самолетов, морских судов, подводных лодок; корпуса ракет и двигателей; диски и лопатки стационарных турбин и компрессоров авиационных двигателей; гребные винты; баллоны для сжиженных газов; емкости для агрессивных химических сред и др.