Фазові перетворення в титанових сплавах

Основні перетворення в титанових сплавах – поліморфне та мартенситне.

Поліморфне перетворення a«b в титанових сплавах проходить в інтервалі температур. Верхня температура поліморфного перетворення, яка відповідає переходу від двофазної області a+b до однофазної b-області, позначається як t_п, t_пп (температура повного поліморфного перетворення) або Ас₃. При невеликих швидкостях охолодження перетворення b®a проходить шляхом зародження кристалів нової фази та наступного їх росту, при цьому між a-фазою та вихідною b-фазою встановлюється орієнтаційне співвідношення (принцип орієнтаційної та розмірної відповідності). На рис.3.10, 3.11 всередині двух елементарних комірок ОЦК гратки b-Ті, виділена комірка, котра перебудовується в ГЩП гратку a-Ті. Ці комірки мають загальні площини (011) та (0001). Для того щоб відбулась перебудова елементарної комірки в ГЩП гратку, необхідно щоб атоми в площинах (011) – (0001) змістилися таким чином, щоб трикутник типу А¢В¢С¢ перебудувався в трикутник АВС з кутами при вершинах 60°. Така перебудова здійснюється стисненням ОЦК гратки на 10% вздовж напрямку _b, та розширенням на 10% вздовж напрямку _b та розширенням на 1% вздовж напрямку [001]_b. Таким чином встановлюється орієнтаційне співвідношення між a- та b-фазами (110)b||(0001)a; || (співвідношення Бюргерса) [3].

Рисунок 3.10 – Прообраз елементарної комірки ГЩП гратки в ОЦК структурі

а б

Рисунок 3.11 – Схема розташування атомів

в площинах (011) ОЦК гратки (а) та (0001) ГЩП гратки (б)

При охолодженні внаслідок поліморфного перетворення b®a початкові зерна b-фази діляться на декілька більш дрібних зерен a-фази. При цьому сусідні зерна a-фази мають спільність в орієнтуванні.

При повільному охолодженні перетворення b®a починається на межі b-фази. Об’єм b-зерна заповнюється декількома колоніями однаково орієнтованих a-пластин (рис.3.12, а). Така структура іноді називається перетвореною b-структурою та характеризується розмірами колишнього b-зерна (D), розміром a-колоній (d) та товщиною a-пластин (l). В сплавах з достатньо високим вмістом b-стабілізаторів a-пластини поділені прожилками b-фази.

а – пластинчата (b-перетворена), б – змішана (дуплексна),

в – рівноважна (глобулярна)

Рисунок 3.12 – Типові мікроструктури титанових сплавів

у відпаленому стані [11]

Якщо титанові сплави нагріти до температури двофазної області a+b, то при наступному охолодженні a-фаза зберігається, а b-фаза зазнає поліморфного перетворення. Таким чином, формується змішана структура, представлена світлими поліедричними зернами початкової a-фази та b-перетвореної матриці (рис.3.12, б). Така структура називається дуплексною [11]. Повністю рівновісну структуру (рис.3.12, в) можна отримати після деформації в a- або (a + b)-області з наступним рекристалізаційним відпалом при температурах нижче b-області.

Механічні властивості (a+b)-сплавів залежать від характеру мікроструктури [11]:

– (a + b)-сплави з зернистою структурою мають високу циклічну міцність, пластичність, технологічність. В (a+b)-сплавах з зернистою структурою зерна a- та b-фаз дуже дрібні, тому сплави здатні до надпластичності при 900…950°С;

– (a + b)-сплави з пластинчатою структурою мають малу швидкість розповсюдження тріщини; високу в’язкість руйнування, ударну в’язкість, жароміцність при знижених характеристиках пластичності та циклічної витривалості. Механічні властивості сплавів з пластинчатою структурою залежать від її параметрів: D, d, l.

При швидкому охолодженні із швидкістю v_охол > v_кр в інтервалі температур Мп-Мк (відповідно початок та кінець мартенситного перетворення) поліморфне перетворення b®a проходить за бездифузійним механізмом (мартенситне перетворення).

Підвищення вмісту легувальних елементів супроводжується зниженням температури Мп та Мк і в сплавах з концентрацією b-стабілізатора від С¢_кр до С²_кр ці температури досягають кімнатної (рис.3.13). Нижче температури t _w відбувається мартенситне перетворення b®w, яке не доходить до кінця (це перетворення обмежується С¢²_кр). Алюміній та нейтральні елементи (Sn і Zr) подавляють утворення w-фази при гартуванні [3].

Температура Мп не залежить від швидкості охолодження та визначається природою легувального елементу. За ефективністю зниження температури Мп елементи розташовуються в ряд Al, Sn, Ag, Zr, Nb, W, Bi, Cu, V, Mo. Ni, Cr, Co, Mn, Fe.

Фазовий склад титанових сплавів, загартованих з b-області змінюється послідовно: a¢(a¢¢), a¢(a¢¢) + b + w, b + w, b_{метстабільна} (b_мет).

Якщо кількість b-стабілізаторів невелика (вміст легувального елемента менший за С_кр¢), то при швидкому охолодженні утворюється мартенситна a¢-фаза (b®a¢), рис.3.13, а. Фаза a¢ – це пересичений твердий розчин заміщення легувальних елементів в ГЩП-гратці a-Ті, яка має голчасту морфологію. При цьому мартенситне перетворення b®a¢ проходить повністю. Якщо вміст легувальних елементів знаходиться в межах С¢_кр–С²_кр мартенситне перетворення проходить не до кінця. В структурі зберігається залишкова b-фаза, яка при температурах нижче Т_w перетворюється в w-фазу, когерентно пов’язану з b-фазою. Тоді структура при кімнатній температурі складається з фаз a¢ + b + w. При концентрації b-стабілізатора в межах С¢¢_кр-С²¢_кр мартенситне перетворення не відбувається, але b-фаза здатна перетворюватися на w-фазу. Структура в цьому випадку b + w. Фаза w при спостереженні за допомогою світлового мікроскопа не виявляється. Присутність в структурі w-фази призводить до окрихчення титанових сплавів.

 

а б

Рисунок 3.13 - Фазовий склад титанових сплавів з евтектоїдоутворюючими (а)

та ізоморфними (б) b-стабілізаторами після гартування з b-області

В титанових сплавах легованих ізоморфними (V, Nb, Ta, Mo, W) та квазіізоморфними (Re, Ru, Os, Rh) b-стабілізаторами при концентрації до С₁ (рис.3.13, б) після гартування утворюється a¢-фаза. При більших концентраціях b-фаза перетворюється на мартенсит a¢¢ (b®a¢¢). Фаза a¢¢ – це пересичений твердий розчин заміщення легувальних елементів в ромбічній гратці. Перехід від a¢- до a¢¢-мартенситу відбувається шляхом одночасного поступового зміщення атомів за всім об’ємом.

Фази a¢ та a¢¢ – мартенситні фази, які мають пластинчату будову (рис.3.14, 3.15). Дисперсність цих фаз різна, залежить від багатьох факторів, внутрішня будова обох фаз характеризується значною кількістю двійників, високою густиною дислокацій та дефектів пакування [11].

г

в

б

а

а – ´200; б – ´1000; в – ´8000; г – ´12000

Рисунок 3.14 – Структура a¢-фази в сплаві ВТ3-1 [11]

Метастабільна w-фаза – це мартенситна фаза особливого типу, незакінчене мартенситне перетворення b®a¢(a¢¢), утворюється бездифузійним шляхом за зсувним механізмом, уявляє собою пересичений твердий розчин, який має гексагональну гратку (а = 0,460 нм, с = 0,28 нм, с/а = 0,613). Фіксується всередині b-фази у вигляді доволі дрібних когерентних по відношенню до b-матриці частинок. Гратка w-фази закономірно орієнтована по відношенню до ОЦК гратки початкової b-фази: || та || . Форма та розміри частинок w-фази в різних сплавах та при різних способах отримання різна. w-фаза в світловому мікроскопі не виявляється. Наявність w-фази знижує пластичність і в’язкість, для уникнення окрихчення сплавів необхідно виключити появу w-фази.

в

б

а

а – сплав ВТ16, гартування з 1150°С, ´1000;

б, в – сплав ВТ3-1, гартування з 920°С; б – ´1000; в – ´10000

Рисунок 3.15 – Структура a²-фази [11]

В сплавах з концентрацією понад Скр¢¢¢ фіксується метастабільнаb-фаза (b_мет). Стабільність b-фази залежить від вмісту
b-стабілізаторів. Якщо вміст легувального елементу не перевищує концентрацію С₂ (рис.3.13), то зафіксована гартуванням b-фаза розпадається під дією напружень або деформації (називається механічно нестабільною). У випадку більшої концентрації фіксується механічно стабільна b-фаза. Але як механічно нестабільна так і механічно стабільна b-фаза термодинамічно нестійка. При нагріванні відбувається розпад b-фази з виділенням з неї дисперсних частинок зміцнювальних фаз, тобто сплави із структурою метастабільної b-фази можна зміцнювати термічною обробкою. В сплавах з b-ізоморфними стабілізаторами при концентраціях більших за точку b (рис.3.13, б) утворюється термодинамічно стабільна b-фаза, яка при нагріванні не зазнає розпаду. За структурою метастабільна b-фази, яка фіксується після гартування, не відрізняється від структури b-фази відпалених сплавів, але має менший вміст b-стабілізаторів порівняно із стабільною b-фазою. В табл.3.9 наведена мінімальна концентрація легувальних елементів для фіксації b-фази.

Таблиця 3.9 – Умови фіксації метастабільних фаз в титанових сплавах при гартуванні з температури, яка відповідає b-області [3, 10]

Елемент	С²кр	С²¢кр
% (мас.)	% (ат.)	% (мас.)	% (ат.)
V
Nb
Ta
Cr	6,5			9,3
Mo			16,5
W		6,5		8,5
Mn	6,5	5,7		9,5
Re	15,5	4,5
Fe	5,5	4,7	9,2
Co	9,5			8,5
Ni	8,5		9,5

При гартуванні титанових сплавів можливе утворення метастабільної a-фази (a_мет): внаслідок зменшення розчинності легувальних елементів в a-Ті із зниженням температури (рис.3.13, а, сплав І) в сплавах з b-евтектоїдними стабілізаторами; внаслідок невідповідності хімічного складу a-фази по температурам (наприклад, в сплаві ІІ, рис.3.13, б, при гартуванні з температури t₁ хімічний склад a-фази визначається т. а₁, в той же час хімічний склад a-фази в рівноважному стані визначається т. а) в сплавах з ізоморфними та квазіізоморфними b-стабілізаторами; внаслідок пересиченості a-фази, наприклад, Al (сплави системи Ті-Al).

Таким чином, швидке охолодження титанових сплавів може фіксувати в структурі наступні метастабільні фази: a_мет, a¢, a¢¢, w та b_мет.

На рис.3.16 показано вплив фазового складу на механічні властивості титанових сплавів після гартування.

Рисунок 3.16 – Механічні властивості титану з хромом (а) та молібденом (б)

після гартування з температури, яка відповідає b-області [3]

В сплавах з b-евтектоїдними стабілізаторами з підвищенням концентрації легувального елементу в a¢-мартенситі зростають характеристики міцності (s_в, s_0,2), а характеристики пластичності (d, y) та модуль пружності (Е) сплавів різко знижуються (рис.3.16, а). Тимчасовий опір розриву (s_в) досягає максимуму в сплавах зі структурою a¢ + b(w). Висока міцність та повна відсутність пластичності обумовлена великою кількістю w-фази. При підвищенні вмісту хрому (більше 6%) кількість w-фази зменшується, що призводить до зниження міцності та підвищення пластичності. Модуль пружності загартованих сплавів з евтектоїдоутворюючими легувальними елементами найменший у сплавів з максимальним пересиченням a¢-мартенситом і найбільший при максимальному вмісті w-фази.

В сплавах з ізоморфними та квазіізоморфними b-стабілізаторами (рис.3.16, б) характеристики міцності з підвищенням вмісту легувального елементу спочатку зростають внаслідок підвищення ступеня легованості a¢-мартенситу, а при змінні a¢- на a²-мартенсит знижуються і досягають мінімуму при максимальному легуванні a²-мартенситу. При концентрації b-стабілізатора більше С¢_кр міцність сплавів зростає внаслідок підвищення кількості b-фази, зміцненої w-фазою, досягає найбільших значень при С²_кр. При С¢²_кр кількість w-фази дорівнює нулю і міцність має мінімальне значення. При подальшому збільшенні концентрації b-стабілізатора міцність зростає з підвищенням ступеня легованості b-фази. Характеристики пластичності мають обернену залежність. Характер зміни модуля пружності аналогічний характеру зміни в сплавах з евтектоїдоутворюючими b-стабілізаторами.

При старінні загартованих сплавів метастабільні фази розпадаються з утворенням стабільної структури a + b або інтерметалідів. Структура a + b має пластинчату будову. Дисперсність пластин визначається температурою та часом витримки при старінні.

Розпад мартенситних фаз a¢ та a¢¢ [10]. При низьких температурах мартенсит в титанових сплавах доволі стійкий та зберігається тривалий час. Його розпад починається при нагріванні до температур вище 300…400°С.

Розпад a¢¢-фази може реалізуватися за наступними схемами:

1) розпад a¢¢-мартенсита починається з виділення b-фази, в результаті чого він збіднюється b-стабілізаторами і переходить з початку в a¢, а потім в a-фазу:

a¢¢®a¢¢_збід + b®a¢ + b®a + b

2) розпад a¢¢-мартенситу починається з виділення a-фази, він поступово збагачується b-стабілізаторами, становиться термодинамічно нестійким та перетворюється в b-фазу:

a¢¢®a¢¢_збаг + a®b_{нерівн.} + a®a + b

3) за механізмом спінодального розпаду утворюються збагачені та збіднені об’єми мартенситу, котрі потім перетворюються в b- та a-фази спочатку нерівноважного, а потім і рівноважного складу:

a¢¢®a¢¢_збаг + a¢¢_збід ® b_{нерівн.} + a¢®a + b

4) при швидкому нагріванні загартованого сплаву зі структурою, представленою a¢¢-мартенситом, до температури старіння відбувається зворотне мартенситне перетворення a¢¢_збід ® b; b-фаза розшаровується на збагачені та збіднені об’єми, котрі далі перетворюються відповідно до свого складу:

Розпад a¢-мартенситу зазвичай відбувається за двома першими схемами, які описані для a¢¢-мартенситу. Причому в сплавах з b-евтектоїдними елементами розпад завершується евтектоїдним перетворенням b-фази (b®a + інтерметалід).

Механізм перетворення мартенситу залежить від легованості, наявності певних фаз, схеми термічної обробки (гартування + старіння або ізотермічна обробка), температури розпаду, структурного стану сплаву.

Розпад метастабільної a-фази (a_мет) [10]. Метастабільна a-фаза зафіксована гартуванням в сплавах Ті з евтектоїдними b-стабілізаторами розпадається з утворенням інтерметалідної фази. Наприклад: в сплавах систем Ti-Cu та Ti-Cu-Al a_мет розпадається за механізмом a_мет®зони ГП®Ti₂Cu.

В титанових сплавах збагачених Al (більше 5%) при старінні або ізотермічній обробці в пересиченому a-твердому розчині відбуваються процеси впорядкування, що призводить до утворення інтерметаліду Ti₃Al (a₂) із упорядкованою граткою.

Розпад метастабільної b-фази (b_мет)[10]. При температурах вище 500°С b-фаза розпадається з виділенням a-фази. Розпад починається з розшарування b-твердого розчину на мікрооб’єми збагачені та збіднені b-стабілізаторами. Коли збіднені об’єми досягають певних розмірів та в них встановлюється певна концентрація b-стабілізатора, вони перетворюються в a¢-, a¢¢-фази. Розпад b-фази може бути описаний наступною схемою: b_мет®b_збаг. + b_збідн.®b_збаг + a¢(a²)®b + a. Розпад супроводжується дифузійним обміном компонентами між фазами a(a¢, a²) та b. Із збільшенням часу витримки a¢(a²)-фаза, яка на початок розпаду збагачена b-стабілізаторами, збіднюється ними, а b-фаза, навпаки, збагачується.

При достатньо високих температурах, зазвичай вище 600°С, зародження a-фази відбувається на великокутових межах зерен. В інтервалі температур 500…600°С a-фаза зароджується переважно на границях субзерен і в областях скопичення дислокацій. При доволі низьких температурах зародження a-фази відбувається в об’ємі зерна через ряд проміжних стадій.

При розпаді метастабільної b-фази спостерігається 2 типу a-фази [10]:

– при високій температурі старіння утворюється a-фаза першого типу. Вона має форму пластин, глобулей або голок;

– при низьких температурах старіння утворюється a-фаза другого типу. Вона має форму дуже тонких пластин із наявністю двійників та зформована в колонії. Інколи a-фаза другого типу розташовується навколо a-фази першого типу у вигляді оторочки.

a-фаза першого та другого типу може утворюватися і при відпалюванні.

При температурах нижче 500°С розпад b-фази починається з формування в середині неї w-фази. w-фаза, яка утворюється при старінні або ізотермічній витримці, називається ізотермічною, а w-фаза, яка утворюється при гартуванні – атермічною. Ізотермічна і атермічна w-фази мають схожу кристалічну будову. Але ізотермічна w-фаза має більш широкий концентраційний інтервал існування ніж атермічна.

Розпад b-фази при температурах нижче 500°С починається з утворення мікрооб’ємів збагачених та збіднених b-стабілізаторами. В збіднених об’ємах відбувається перетворення b®w за мартенситним механізмом. Ріст зародків w-фази відбувається дифузійним шляхом, надлишок b-стабілізаторів відтісняється в b-матрицю сплаву. В загальному випадку розпад b-фази проходить за схемою b_мет®b_збаг. + b_збідн.®b + w®b + w + a²®b + + w + a¢® b + a.

Перетворення, які відбуваються в титанових сплавах при ізотермічній обробці, схожі з тими, котрі спостерігаються і при старінні. Основна різниця полягає в швидкості розпаду метастабільних фаз. Так, наприклад, b-фаза при ізотермічній обробці розпадається зазвичай повільніше ніж при старінні загартованого сплаву при тих же температурах.

Процеси, які проходять в титанових сплавах при термічній обробці описуються діаграмами ізотермічного перетворення. На рис.3.17 наведені типові діаграми ізотермічного перетворення для титанових сплавів з b-ізоморфними стабілізаторами (сплави нагрівали до температури існування b-фази і різко охолоджували нижче температури Аr₃).

1 та 2 – лінії початку та кінця розпаду b-фази за схемою b®a;

3 та 4 – лінії початку та кінця розпаду мартенситу;

5 – лінія, яка обмежує область існування w-фази;

6 – лінія початку розшарування b-фази (b®b_збаг + b_збід);

7 та 8 – лінії початку та кінця перетворення a²®a + b

Рисунок 3.17 – Зміна характеру діаграми ізотермічного перетворення

в титанових сплавах з підвищенням вмісту b-стабілізатора (а – г) [3]

В сплавах з концентрацією b-стабілізаторів меншою за С¢_кр при температурах нижче Мк розпадається тільки мартенситна фаза. При обробці в інтервалі температур Мп–Мк сплав має структуру a¢ (a¢¢) та b_мет і при ізотермічній витримці розпадається як мартенситна фаза так і b_мет-фаза. Незалежний розпад мартенситу та
b-фази на діаграмі показано двома парами кривих. Одна пара ліній описує початок (3) та кінець (4) розпаду мартенситної фази, а інша – початок (1) та кінець (2) розпаду b-фази (рис.3.17, а).

При ізотермічній обробці вище Мп розпадається тільки b-фаза. Як при занадто високих (температурах близьких до Ас₃), так і занадто низьких температурах швидкість розпаду b-фази незначна.

Із збільшенням концентрації b-стабілізаторів знижується температура Мп, тому в деяких сплавах температура Мп знаходиться нижче кімнатної температури і мартенситне перетворення та розпад мартенситу не відбуваються, розпадається тільки b-фаза. При цьому при температурах нижче Тw можливий розпад b-фази через утворення w-фази (рис. 3.17, в).

В сплавах додатково легованих Al, Sn або Zr можливе перетворення за бейнітним типом (рис. 3.17, г).

3.4 КЛАСИФІКАЦІЯ ТИТАНОВИХ СПЛАВІВ

Титанові сплави класифікують за наступними ознаками.

Класифікація титанових сплавів за фазовим складом;

1. a-сплави, структура котрих представлена a-фазою.

2. Псевдо-a-сплави, структура котрих представлена a-фазою та невеликою кількістю b-фази (до 5%).

3. (a + b)-сплави, структура котрих представлена a- та b-фазами; в сплавах цього типу можлива присутність невеликої кількості інтерметалідів.

4. Псевдо-b-сплави, структура котрих представлена після гартування або нормалізації з b-області тільки b-фазою. Концентрація b-стабілізаторів в цих сплавах більша за С²_кр. У відпаленому стані структура цих сплавів представлена b-фазою та невеликою кількістю a-фази.

5. b-сплави, структура котрих представлена термодинамічно стабільною b-фазою.

6. Сплави на основі інтерметалідів.

Класифікація за структурою в загартованому стані:

1. Сплави мартенситного класу, структура котрих після гартування з температури вище Ас₃ представлена мартенситними фазами a¢ або a².

2. Сплави перехідного класу, структура котрих після гартування з температур вище Ас₃ представлена мартенситом a¢ (a²) та b-фазою.

3. b-сплави, структура котрих після гартування представлена b-фазою.

В загартованому стані титанові сплави мартенситного класу класифікують на 2 підгрупи:

1. Сплави, що твердіють при гартуванні (структура a¢).

2. Сплави, м’які після гартування (структура a²).

За стабільністю b-фази після гартування з температур b-області титанові сплави класифікують на 3 підгрупи:

1. Сплави з механічно нестабільною b-фазою.

2. Сплави з механічно стабільною b-фазою.

3. Сплави з термодинамічно стабільною b-фазою.

Класифікація титанових сплавів за здатністю до зміцнення при старінні:

1. Сплави, які термічно не зміцнюються.

2. Термічно зміцненні сплави за рахунок дисперсійного твердіння.

Класифікація титанових сплавів за коефіцієнтом стабілізації (К_b):

Коефіцієнт b-стабілізації (К_b) показує наскільки даний сплав наближається до критичної концентрації С²_кр. Коефіцієнт К_b розраховують із співвідношення:

К_b = С₁/С_1кр + С₂/С_2кр + С₃/С_кр3 + … + С_і/С_ікр,

де С₁, С₂, С₃ … С_і – вміст різних b-стабілізаторів,

С_1кр, С_2кр, С_3кр … С_ікр – критична концентрація (С²_кр).

Коефіцієнт (К_b) дає лише наближену оцінку b-стабілізації, він не враховує вплив a-стабілізаторів та нейтральних елементів.

В залежності від значення коефіцієнта К_b сплави поділяють на класи:

1. a-сплави (К_b = 0).

2. Псевдо-a-сплави (К_b £ 0,25).

3. (a + b)-сплави (К_b = 0,3…0,9). Для сплавів перехідного класу - К_b = 1,0…1,4).

4. Псевдо-b-сплави (К_b = 1,5…2,4).

5. b-сплави (К_b > 2,4).

Класифікація титанових сплавів за еквівалентним вмістом молібдену та алюмінію.

При розгляді багатокомпонентних титанових сплавів приймається, що дія всіх b-стабілізаторів може бути виражена сумарним еквівалентом вмісту молібдена [Мо]_екв, при котрому кількість b-фази, її стабільність, здатність до перетворення в подвійному сплаві Ті-Мо буде така ж, як і в сплаві, що розглядається [10]:

[Мо]_екв = S(х_іС²_Мо/С²_і),

де С²_Мо та С²_і – критичні концентрації легувального елементу та молібдену відповідно.

1%Мо (мас.) відповідає %: 4Та; 3,3Nb; 2W; 1,4V; 0,6Cr; 0,6Mn; 0,5Fe; 0.8Ni. Тоді:

[Мо]_екв = %Mo + %Ta/4 + %Nb/3,3 + %W/2 + %V/1,4 +

+ %Cr/0,6 + %Mn/0,6 + %Fe/0,5 + %Ni/0,8

Молібденовий еквівалент та коефіцієнт b-стабілізації сплавів базуються на однаковому принципі. Різниця полягає тільки в тому, що [Мо]_екв дає абсолютні значення концентрації b-стабілізації, а К_b - відносні. Співвідношення між цими характеристиками К_b = [Мо]_екв /С_крМо = [Мо]_екв /11.

Вплив алюмінію та нейтральних елементів на структуру та властивості багатокомпонентних титанових сплавів оцінюється за допомогою алюмінієвого еквіваленту [10]. Цей еквівалент визначають двома способами. Перший спосіб: співставлення a-стабілізаторів та нейтральних елементів за впливом на твердорозчинне зміцнення a-фази. Введення в титан 1%(мас.) Al, Sn, Zr, O, Si, C, N підвищує тимчасовий опір руйнуванню на 60, 30, 20, 1250, 200, 700, 2000 МПа відповідно. Вміст азоту та вуглецю в усіх титанових сплавах майже однаковий, тому їх не враховують. Тоді алюмінієвий еквівалент за міцністю ([Al]^міц_екв):

[Al]^міц_екв = %Al + %Sn/2 + %Zr/3 + 20(%O) + 3,3(%Si)

Другий спосіб: структурний еквівалент a-стабілізаторів та нейтральних елементів [Al]^стр_екв оцінюється за умови утворення впорядкованої a₂-фази на основі хімічної сполуки Ti₃Al:

[Al]^стр_екв = %Al + %Sn/3 + %Zr/6 + 10(%O).

Критична концентрація [Al]^стр_екв дорівнює 9%. При більшому значенні структурного еквіваленту утворюється така кількість a₂-фази, яка призводить до різкого зниження пластичності.

Більш повне співставлення сплавів за фазовим складом ілюструють структурні діаграми [Al]_екв – [Мо]_екв (рис.3.18–3.20). На класифікаційній діаграмі (рис.3.19) відмічено переважний вплив алюмінію та нейтральних елементів на утворення w-фази при гартуванні сплавів перехідного класу та псевдо-b-сплавів.

Класифікація титанових сплавів за призначенням:

1. Конструкційні загального призначення.

2. Жароміцні.

3. Корозійностійкі.

4. Криогенного призначення.

Класифікація титанових сплавів за способом виготовлення виробів:

1. Деформівні.

2. Ливарні.

Класифікація титанових сплавів за рівнем міцності:

1. Маломіцні сплави (s_в < 500МПа).

2. Сплави середньої міцності (s_в = 500–1000МПа).

3. Сплави високої міцності (s_в > 1000МПа)

Рисунок 3.18 – Діаграма фазового складу титанових сплавів

після простого відпалу в координатах [Al]екв – [Мо]екв [10]

 

 

Рисунок 3.20 – Діаграма фазового складу загартованих титанових сплавів

з b-області в координатах [Al]екв – [Мо]екв Цифри відповідають маркам

сплавів. Наприклад: 1 – ОТ4-0, 4 – ОТ4, 7 – ВТ9, 13 – ВТ3-1, 18 – ВТ23,

36 - ВТ30, 57 – ВТ35 [10]