книги / Физическое металловедение титана

ния на несколько групп. Область / соответствует диаг­ раммам состояния, в которых твердые растворы на ос­ нове титана реагируют с жидкостью по перитектической реакции. Область // соответствуетдиаграммам состояния, в которых в богатой титаном области имеет место эвтек­ тическое превращение. Системы, в которых со стороны титана образуется инконгруэнтно плавящееся соедине­ ние, обозначены темными квадратами. Эти системы на­ ходятся между областями, характерными для систем перитектического и эвтектического типа. Как видно из при­ веденных на рис. 17 данных, критерия В. М. Воздви­ женского достаточно строго описывают закономерности взаимодействия титана с легирующими элементами.

О МЕТАСТАБИЛЬНЫХ ФАЗАХ В ТИТАНОВЫХ СПЛАВАХ

Согласно классификации-, предложенной Ю. А. Багаряцким, Г. И. Носовой и Т. В. Тагуновой [12], в титано­ вых сплавах различают следующие метастабильные фа­ зы: а'; а"; ш; рм. Фаза а также может быть метастабильиой по двум причинам: из-за несоответствия ее сос­ тава составу соприкасающейся с ней p-фазы я из-за пе­ ременной, уменьшающейся с понижением температуры, растворимости в ней легирующих элементов [39].

В то время, когда Ю. А. Багаряцкий с сотрудниками предложил классификацию метастабильных фаз в тита­ новых сплавах, возможность практического использова­ ния классического пересыщения растворов на основе- а* титана за счет переменной растворимости легирующих элементов не -принималась' во внимание. В последнее время термическое упрочнение титановых -сплавав путем закалки из a-области от температур выше линии раст­ воримости с последующим старением нашло практичес­ кое применение.

В титановых сплавах с высоким содержанием алюми­ ния a-фаза также метастабильна я при достаточно дли­ тельных выдержках при повышенных температурах из нее выделяется фаза аг, что приводит к хрупкости спла­ вов и потере ими термической стабильности. Учитывая сказанное выше, целесообразно дополнить классифика­

42

Одно время обсуждался вопрос о том, следует ли от­ носить а"-фазу к самостоятельным мартенситным фа­ зам. Против выделения фазы а" в самостоятельную пер­ вым выступил С. Г. Федотов [40], основываясь на том, что в области концентраций, соответствующих переходу

.Рис. 18. Диаграмма состоя­ ния сплавов титана с (S-нзо- •морфным стабилизатором и (разовый состав этих спла­ вов после закалки с темпе­

ратур выше Лс3 [2].

0

Рис. 19. Влияние содер­ жания молибдена на па­ раметры решетки мар­ тенситных фаз а ' и а ;/ ■сплавов системы Ti—Мо, закаленных с температу­

ры выше A cz [45]

от а'- к а"-фазе, свойства изменяются непрерывно, хотя

свойства сплавов со структурами, представленными а'-н а"-фазахми соответственно, различны, а'-фаза имеет гек­ сагональную решетку, а а"-фаза — ромбическую; образо­ вание а'-фазы приводит к упрочнению сплавов, а а"-фа- зы — к разупрочнению; при распаде фазы а' прочностные свойства сплавов обычно снижаются, «"-фаза является

43

стареющей фазой, ее распад приводит к упрочнению спла­ вов. Дилатометричесжая кривая для закаленного спла­ ва со структурой, представленной а'-фазой, 'описывает­ ся прямой линией без каких-либо объемных эффектов или со слабым эффектом сжатия, а распад а"-фазы при­ водит к заметному отрицательному объемному эффекту.

Постепенный переход от а'- фазы к а"-фазе не явля­ ется закономерностью, характерной только для титано-’ ных сплавов. Такой переход характерен для целого клас­ са фазовых превращений — превращений второго рода. Правда, до сих пор рассматривали фазовые превраще­ ния второго рода, происходящие при изменении темпера­ туры, но некоторые из них, например процессы упоря­ дочения в системах Mg — Cd, Au — Cd, можно рассмат­ ривать и в концентрационном аспекте.

Нам представляется целесообразным рассматривать переход ют а'- к а"-фазе как фазовый переход второго , рода. Поэтому даже в пределах одной системы следует отличать фазу а' от а" точно так же, как различают сей­ час гелий I и гелий II, парамагнитное и ферромагнитное состояния вещества [39].

■Возможен еще один подход к анализу причин, вызьи вающих смену фазы а' фазой а". В работе [44] было высказано предположение, что смена одной плотноупакованной структуры другой может быть связана с измене­ нием вероятности образования деформационных дефек­ тов упаковки при легировании. К сожалению, для тита­ на имеется слишком.мало данных о влиянии легирования* на вероятность образования деформационных д. у., чтобы можно было проверить справедливость такого подхода к анализу кристаллографического .строения ти­ танового мартенсита.

Метастабильные фазы в титановых сплавах фиксиру­ ются закалкой в определенном интервале концентраций. Рассмотрим в качестве примера диаграмму состояния титана с p-стабилизатором, представленным переходным элементом (рис. 18). Для обсуждаемого вопроса в пер­ вом приближении несущественно, имеется или нет эвтектоидное превращение в рассматриваемой системе, пос­ кольку в системах титана с переходными элементами эвтектоидные превращения протекают чрезвычайно мед­ ленно и не оказывают заметного влияния на получаемые при закалке структуры.

44

В сплавах такой системы при концентрациях легиру­ ющих элементов в [3-фазе, меньших второй критической

(СкР), при закалке происходит мартенситное превра­ щение, которое начинается при температуре Мп и закан­ чивается при Мк. Температуры начала и конца мартен­ ситного превращения понижаются с увеличением содер­ жания p-стабилизатора и при некоторых концентрациях

таких сплавов представлена мартенситной фазой, а' при

содержании (3-стабилизаторов от нуля до С\ и фазой а"

t

в интервале концентраций от С\ до С 1ф. При концент­

рации легирующих элементов от СКрДо Скр мартенсит­ ное превращение до конца не доходит п структура спла­ вов после закалки с температур выше /1с3 представлена

P-фазе фиксируется co-фаза. Строго говоря, о)-фазу нельзя выделять в самостоятельную фазу, поскольку она коге­ рентна по отношению к матрице ((3-фазе); ее следует счи­ тать особым состоянием p-твердого раствора.

Не все из указанных выше концентраций определя­ ются с достаточной точностью экспериментальным пу­ тем. Концентрацию Сь при которой мартенситная фаза ^сменяется фазой а", можно оценить довольно точно по началу расщепления рентгеновских линий. Концентра­ ция, при которой начинается расщепление липни а"-фа- зы, легко находится экстраполяцией параметров решет­

для сплавов титана с ванадием, ниобием, танталом, мо­ либденом, вольфрамом и рением соответственно.

При экспериментальном определении первой крити-

15

ба-вшиеся при высоких температурах мартенситного превращения, а наибольшее пересыщение достигается в тех кристаллах, которые претерпели мартенситное прев­ ращение в последнюю очередь. Эти представления полу­ чили в дальнейшем подтверждение в работе [46], в ко­ торой освещен распад мартенсита в титановых сплавах при отпуске.

Если первую критическую концентрацию оценить до­ вольно сложно, то вторая критическая концентрация находится легко как по экстраполяции линий Мн до ком­ натной температуры, так и по исчезновению мартенсита, в структуре сплавов, закаленных с температур выше Лс3, при увеличении в них содержания (3-стабилизаторов.

10. А. Багаряцкий с сотрудниками [12] рассматрива­ ют ©-фазу как метастабильную низкотемпературную мо­ дификацию p-твердого раствора, представляющую по сзоей природе соединение электронного типа. Основани­ ем для подобного толкования послужил тот факт, что ©-фаза образуется при закалке сплавов определенного состава, названного критическим, отвечающего опреде­ ленной электронной концентрации, равной, по их оценке, 4,10—4,19 эл/атом и постоянной разности между числом вакансий в i -оболочке и числом s i -электронов.

При обсуждении природы ©-фазы возникает вопрос о том, что же принять за критическую концентрацию, соответствующую фиксации ©-фазы при закалке. За кри­ тический состав можно было бы принять ту концентра­ цию, при которой образуется максимальное количество ©-фазы. Эту концентрацию, к сожалению, специально не определяли экспериментально, но она, по-видимому, близка ко второй критической концентрации, хотя, воз­ можно, и не равна ей. Так, в частности, наши исследо­ вания .показали, что в изученных нами сплавах системы Ti— Мо вторая критическая концентрация молибдена составляет примерно 9,5% (по массе), что соответствует 5,0% (ат.).

На рис. 20 показано влияние молибдена иа механи­ ческие свойства сплавов Ti — Мо после закалки с темпе­ ратур, соответствующих p-области. Поперечное сужение и удлинение обнаруживают минимумы при содержании 4,0 и 9,7% Мо. Первый минимум связан с преобладанием в структуре предельно насыщенной а'-фазы, а второй обусловлен наличием в структуре максимального коли-

*17

фере гелия. Хотя образцы закаливали весьма резко (в воде со льдом), для третьей критической концентрации были получены существенно большие значения по сравне­ нию с ранее опубликованными. Так, в частности, крити­

занных в работе [47]. Критические (концентрации для сплавов систем T i— V и Ti — Nb составляют соответст­ венно 20 и 25% (ат.).

Агеев Н. В. «и 'Петрова Л. А., а также Гриднев В. Н. и Трефилов В. И. [32] сделали попытку объяснить роль электронной концентрации при фиксации метастабильных фаз в титановых сплавах, применив те же идеи, которые были положены Моттом и Джонсом в основу теории равновесия фаз типа а- и р-латуней. В соответст­ вии с-этими идеями, стабильность фаз определяется плотностью электронных состояний. Из нескольких крис­ таллических структур-, различающихся формой У{Е)- кривой, устойчивой будет структура с наибольшей плот­ ностью электронных состояний. На теоретически вычис­ ленной N(E) -кривой для о.ц.к. структуры наблюдаются пики при 'электронных концентрациях 1,48 и 4,21. С первым пиком связаны электронные соединения типа р-латуни. В работе [47] было сделано допущение, что второй пик обусловливает фиксацию (3-фазы в закален­ ных титановых сплавах при концентрациях более 4,18— 4,20 эл/атом.

Построенные в последнее время N (Е) -кривые для о.ц.к. и г.п.у.решеток Ti (см. с. 14—18) поставили под сомнение возможность объяснения природы метастабильных фаз в титановых сплавах с позиций плотности электронных состояний, так как не было обнаружено ожидаемых пиков на N (Е) -кривых. Как отмечалось вы­ ше (стр. 34) плотность электронных состояний для ти­ тана с о. ц. к. структурой значительно больше, чем для г. и. у. решетки титана. Тем не менее титан при комнат­ ной температуре имеет гексагональную структуру, а не кубическую. С увеличением электронной концентрации от 4 до 6 эл/атом плотность электронных состоянии для о. ц. к. структуры уменьшается (ем. рис. 6), а для г: п. у. структуры возрастает (ем. рйс. 4). Тем не менее с уве­ личением электронной концентрации от 4 до б стабили­ зируются о. ц. к. структуры, а не г. п. у. Таким образом, для переходных металлов и сплавов на их основе для

49

колеблются в пределах 4,09^-4,48 н 4,10—4,48 эл/атом соответственно. Разброс электронных концентраций су­ щественно уменьшается, если электронные концентрации вычислять по валентностям Полинга. Но и в этом случае

группы к сплавам титана с элементами VIA — VIIA подгрупп, а при легировании титана кобальтом и нике­ лем возрастают.

Кроме этого, фиксацией метастабильиых фаз при оп­ ределенных .электронных концентрациях трудно объяс­ нить следующие экспериментальные факты:

в ряде случаев смещаются не в сторону больших содержа­ ний (З-'Стабилизаторов, как можно было бы ожидать из валентности алюминия, а в сторону меньших их концен­ траций. Подобная закономерность наблюдается, в част­ ности,, для сплавов системы Ti — V — А1. Заметим, что алюминий в сплавах системы Ti — V — А1 не только об­

торыми объясняют стабилизацию различных структур в чистых металлах. Действительно, при переходе от чет­ вертой к шестой группе таблицы Д. И. Менделеева по­ вышается устойчивость о: ц. к. структур чистых элемен­ тов и вместе с тем увеличивается р-стабилизирующее действие этих элементов в сплавах титана. Эта тенден­ ция сохраняется для сплавов титана с марганцем и же­ лезом, которые в одной из модификаций имеют о. ц. к, структуру, но при легировании титана кобальтом и шь келем, для которых не характерна о. ц. к. решетка, кри­ тические концентрации возрастают по сравнению со

51