3.5 Термічна обробка титанових сплавів

Титанові сплави піддають наступним видам термічної обробки: відпал; гартування, старіння, хіміко-термічна обробка (азотування та оксидування), термомеханічна обробка [10].

Відпал титанових сплавів. Рекристалізаційний, дорекристалізаційний відпал (рис.3.21, 1) та відпал для зменшення напружень (рис.3.21, 4) титану та -сплавів проводять при температурах, які відповідають області -фази. Швидкість охолодження з температури відпалу на структуру та механічні властивості сплавів майже не впливає.

Температура відпалу ( + )- та -сплавів повинна бути достатньо високою, щоб зняти нагартовку, але і повинна бути достатньо низькою, щоб забезпечити достатній вміст легувальних елементів в -фазі для її стабілізації. Чим нижча температура відпалу в (+)-області, тим більша концентрація -стабілізаторів в -фазі, тим вища її термічна стабільність. При цьому кількість -фази зменшується.

Простий відпал (рекристалізаційниі та дорекристалізаційний, рис.3.21, 1) ( + )- та -сплавів полягає в нагріванні до найнижчої температури, яка знімає нагартовку (800°С), витримці при цій температурі та повільному охолодженні. Також ці сплави піддають ізотермічному та подвійному відпалюванню. Ізотермічний та подвійний відпали (рис.3.21, 2, 3) проводять при температурах, які відповідають двофазній ( + )-області. Верхня сходинка ізотермічного та подвійного відпалу (800…950°С) відповідає умовам, коли іде процес рекристалізації, що забезпечує зняття нагартовки. Низькотемпературна сходинка (500…650°С) приблизно співпадає з температурним інтервалом відпалу для зменшення залишкових напружень. Різниця між ізотермічним та подвійним відпалом полягає у швидкості охолодження: охолодження з більш високої температури ізотермічного відпалу до більш низької здійснюється в печі або переносом в іншу піч, а охолодження з більш високої температури подвійного відпалу проводиться на повітрі, а потім відбувається нагрівання до температури другого відпалу.

Інтервал температур: tр – рекристалізації; 1 – простого відпалу;

2 та 3 – верхня та нижня сходинка ізотермічного та подвійного відпалу;

4 – відпалу для зменшення залишкових напружень; 5 – -відпалу

Рисунок 3.21 – Схема політермічного перерізу системи Ti-Al--стабілізатор

при постійному вмісті алюмінію та температурні інтервали

Більш низька температура при ізотермічному відпалюванні забезпечує високу стабільність -фази. Після ізотермічного відпалу сплави мають доволі високі характеристики міцності, жароміцності та пластичності.

Після охолодження з високої температури подвійного відпалу в структурі сплавів присутня метастабільна -фаза, котра при низькій температурі відпалу розпадається та приводить до зміцнення сплаву.

Для підвищення в’язкості руйнування і опору росту тріщин використовують -відпал із утворенням рекристалізованого первинного -зерна і пластинчатої структури. Така структура забезпечує переміщення тріщини уздовж границь -зерен і поперек колоній -пластин. Так для сплаву ВТ6 (Ti-6Al-4V): нагрівання до 1035°С, 30 хв, охолодження на повітрі, нагрівання до 730°С, 2 год, охолодження на повітрі.

Підвищення концентрації -стабілізаторів (при незмінному вмісті Al) призводить до зниження температурного інтервалу усіх видів відпалу. При збільшенні вмісту алюмінію зростає температура початку рекристалізації і тому необхідно підвищувати температуру усіх видів відпалу.

Неповний відпал при температурі 450…650°С (рис.3.21, 4) титанових сплавів проводиться з метою зменшення напружень після механічної обробки або зварювання .

Для підвищення характеристик міцності ( + )- та псевдо--сплави піддають зміцнювальній термічній обробці: гартування та старіння. Мета такої термічної обробки полягає в збереженні при прискореному охолодженні метастабільних фаз і в подальшому їх розпаді при старінні із виділенням дисперсних частинок - і -фаз. Ефект від зміцнення залежить від фазового складу сплавів після гартування та кількості метастабільних фаз.

На вибір оптимальної температури нагріву під гартування (+)-сплавів впливає різний ефект зміцнення від розпаду - та -мартенситу. Розпад -мартенситу не супроводжується значним зміцненням, а розпад -мартенситу навпаки. Тому у випадку, коли при гартуванні не утворюється фаза , температура нагріву обирається таким чином, щоб після охолодження одержати структуру +_мет з максимальною кількістю -фази. Ці температури дуже близькі до критичної температури (t_кр) рис.3.13. У випадку, коли при гартуванні фіксується -фаза температура нагріву обирається вище t_кр, але вона не повинна перевищувати Ас₃, тому що це призведе до різкого збільшення розміру зерна -фази. Структура цих сплавів після охолодження з температурного інтервалу Ас₃-t_кр складається з -, -, -фаз.

Порівняно малолеговані ( + )-сплави зазвичай загартовують у воді, а високолеговані – в маслі або на повітрі.

Сплави псевдо--класу загартовують з температур -області з охолодженням на повітрі або струменем повітря. Псевдо--сплави з достатньо стабільною -фазою зберігають -структуру навіть при охолодженні у вакуумній печі.

Після гартування сплави піддають старінню. Під час старіння метастабільні фази _мет та  розпадаються через низку проміжних станів на суміш ( + )-фаз.

Температуру старіння обирають з врахуванням кінетики та механізму розпаду метастабільних фаз. Якщо при розпаді -фази виділяється крихка -фаза (це температури нижче 500°С), то старіння проводять при температурах 500…600°С. При старінні вище 600°С утворюються занадто великі продукти розпаду і ефект від старіння низький. Старіння сплавів з достатньо високим вмістом алюмінію та нейтральних елементів можна проводити при більш низьких температурах (450…500°С) оскільки -фаза в цих сплавах не утворюється.

Рівень міцності зістарених сплавів залежить від кількості метастабільних фаз після гартування та кількості метастабільної -фази, котра може виділитися при розпаді метастабільної -фази. При підвищенні вмісту -стабілізаторів від а до b кількість метастабільної -фази збільшується від 0 до 100% при незмінній температурі гартування (t_г) (рис.3.22). При температурі старіння (t_с) кількість -фази, яка виділяється з -фази, у всіх сплавах (сb/аb) в одиниці об’єму -фази буде незмінною. Тому для досягнення ефекту від зміцнення необхідно підвищити вміст -стабілізаторів та збільшити частку -фази. Так в сплавах складу с₁ (точка b), ефект від старіння буде найбільшим, тому що при подальшому підвищенні Мо_екв кількість -фази залишається незмінною (100%), а кількість -фази, яка виділилася при старінні, зменшується відповідно співвідношенню сb/аb, сb/аb, сb/аb. При Мо_екв  b сплави при температурі t_с термічно не зміцнюються.

Характеристики міцності загартованих сплавів в області - та -фаз підкоряються законам твердорозчинного зміцнення (при умові, що не відбувається  перетворення). В концентраційному інтервалі а–b загартовані сплави мають двофазну структуру, яка складається з - та -фаз постійної концентрації, у зв’язку з чим властивості змінюються аддитивно (рис.3.22, пунктирна лінія). В дійсності величина механічних властивостей ( + )-сплавів не підкоряється законам адитивності внаслідок того, що при переході від - до ( + )-структури зерно подрібнюється, причому зерниста структура часто замінюється пластинчатою. Найбільш дрібне зерно притаманне сплавам, структура яких представлена приблизно однаковою кількістю - та -фаз. При переході від ( + )- до -структури розмір зерна знов збільшується. Таке подрібнення зерна призводить до відхилення характеристик міцності сплавів в сторону їх більших значень порівняно з законом адитивності.

крива 1 – ефект старіння; криві 2, 3 – властивості міцності

Рисунок 3.22 – Схема визначення залежності властивостей міцності титанових сплавів, загартованих з температури t_г нижче t_кр, та зістарених при t_с

(прийнято, що коноди в двофазній області лежать в площині вертикального

перерізу системи Ті-Al^стр_екв-Мо_екв, а кількість еквівалентних алюмінію

елементів достатня для подавлення утворення -фази при гартуванні,

склад -фази при температурах t_г та t_с однаковий)

В +- та псевдо--сплавах термічне зміцнення обумовлено дисперсними частинками -фази. Матрична -фаза та -фаза, яка виділяється при старінні мають невисоку міцність. Дисперсне зміцнення обумовлено міжфазними /-межами, котрі створюють бар’єр на шляху пересування дислокацій та гальмують розповсюдження тріщин.

Зміцнювальна термічна обробка ( + )- та -сплавів можлива, якщо вихідна структура рівновісна, дрібнозерниста, а не пластинчата.

В залежності від виду термічної обробки одержують різний рівень міцності двофазних ( + )-сплавів:

1. Після ізотермічного відпалу мінімальне значення _в та максимальне значення пластичності.

2. Після подвійного відпалу або м’якого гартування з охолодженням на повітрі та наступного старіння – середні значення _в та пластичності.

3. Після гартування у воді та старіння – максимальне значення _в та мінімальна пластичність.

Режими термічної обробки для деяких титанових сплавів наведені в табл. 3.10–3.12.

Таблиця 3.10 – Температура ( + )/-переходу t_пп, температури початку (t_п) та кінця (t_к) рекристалізації та режими відпалу промислових титанових сплавів [10]

Сплав	tпп, °С	tп, °С	tк, °С	Температура відпалу
				Листи та вироби з них	Прутки, поковки, штамповки
1	2	3	4	5	6
-сплави
ВТ1-00 ВТ1-0 ВТ5-1	880…890 880…900 950…990	580 600 880	670 700 950	520…570 520…570 700…750	670…730 670…730 800…850
Псевдо--сплави
АТ3 ОТ4-0 ОТ4-1,ОТ4-1В, ПТ-3В ОТ4, ОТ4-В ПТ-7М ВТ20 ВТ18У	940…1000 860…930 910…950 920…960 - 980…1020 990…1030	- 680 720 760 - 800 900	- 800 840 860 - 950 980	800…850 590…640 640…690 660…680 600…650 700…800 -	800…850 690…740 740…790 740…760 600…650 700…850 900…980
( + )-сплави
ВТ6, ВТбч, ВТ6с ВТ16	970…1010 950…990 840…880	850 850 820	950 950 840	750…800 750…800 -	750…800 750…800 770…790*
Продовження табл. 3.10
1	2	3	4	5	6
ВТ14 ВТ23	920…960 890…930	900 850	930 880	740…760 740…760	740…760 740…760
Псевдо--сплави
ВТ22 ВТ30 ВТ35 ВТ32	860…890 750…770 780…810 770…800	800 - 670 760	825 700 770	705…760 800* 700…780***	720…780** 730…785 800*** 700…780**
*Охолодження з піччю (1…5°С/с) до 560°С, потім на повітрі. **Охолодження з піччю до 400°С, потім на повітрі. ***Охолодження у вакуумній печі.

Таблиця 3.11 – Режими ізотермічного та подвійного відпалу напівфабрикатів з промислових титанових сплавів (прутків, по ковок, штамповок, труб, профілю) та деталей з них [10]

Сплав	Ізотермічний відпал*				Подвійний відпал*
	t1, °С	1, год	t2, °С	2, год	t1, °С	1, год	t2, °С	2, год
ВТ3-1	870…920	1…4	600…650	2	870…920	1…4	550…600	2…5
ВТ8, ВТ8М	920…950	1…4	570…600	1	920…950	1…4	570…600	1
ВТ9	950…980	1…4	530…580	6	950…980	1…4	530…580	6
ВТ14	790…810	0,4…1	640…660	0,5	-	-	-	-
ВТ18У	-	-	-	-	900…980	1…4	600	6
ВТ25У	-	-	-	-	950…970	1…4	530…570	6
ВТ6**	-	-	-	-	-	-	-	-
* t1 та t2 - температури першої та другої сходинки відповідно; 1 та 2 час витримки на першій та другій сходинках відповідно, час витримки на першій сходинці залежить від перерізу напівфабрикату (1…4 год); ** Ізотермічний відпал здійснюється за режимом: 850°С, 0,5год, охолодження з піччю до 750°С, витримка 0,5год, охолодження на повітрі + 800°С, 0,5год, охолодження з піччю до 500°С, далі на повітрі

Відливки з однофазних -сплавів не потребують термічної обробки та використовуються в литому стані. Ливарні сплави псевдо-- та ( + )-класів піддають відпалу для стабілізації структури та механічних властивостей та для зняття залишкових напружень. Відпал ливарних сплавів проводять при температурах, які рекомендовані для деформівних сплавів.

Таблиця 3.12 – Режими зміцнювальної термічної обробки промислових титанових сплавів [10]

Сплав	Температура, °С		Тривалість старіння, год
	нагріву під гартування	старіння
1	2	3	4
ВТ6 ВТбс ВТ3-1 ВТ8, ВТ8М ВТ9	900…950 880…930 840…900 920…940 920…940	450…550 450…500 500…620 500…600 570	2…4 2…4 1…6 1…6 1…6
1	2	3	4
ВТ14 ВТ23 ВТ16 ВТ22 ВТ15 ВТ32 ВТ35	870…910 780…800 800…820 700…760 700…800 780* 740…760**	480…560 450…520 540…570 500…560 450…500 480…520* 490*…520*	8…16 10 6…10 8…16 15…25 4…8 8*…16
* Нагрів у вакуумній печі. ** Нагрів та охолодження у вакуумній печі із швидкістю більшою за 6…12°С/хв.

Ливарні псевдо--сплави (наприклад, ВТ35Л) використовують в термічно зміцненому стані. Особливість цих сплавів – безпосередньо після литва структура представлена метастабільним -твердим розчином, тому гартування проводити не треба, фасонні відливки піддають тільки старінню.

Для усунення ливарних дефектів та покращення механічних властивостей литого металу фасонні відливки піддають газостатичній обробці при температурах 950…1000°С під тиском 75…100 МПа.

Для титанових сплавів можливо застосовувати хіміко-термічну обробку (ХТО). Найкращих результатів досягають при азотуванні в середовищі сухого азоту (температура 850…950°С упродовж 10…50 год). На поверхні утворюється тонкий нітридний шар товщиною 0,06…0,2 мм із твердістю HV 8000 і збагачена азотом -фаза, глибина якої досягає 0,15 мм. Після азотування сплави відпалюють (температура 800…900°С) у вакуумі або інертному газі для зменшення крихкості. У виробах після азотування підвищується опір зношуванню, корозійна стійкість, жароміцність і жаростійкість.

Оксидування полягає в насиченні поверхні титанових виробів киснем. Проводиться при температурі 725…825°С впродовж 5…10 год із наступним відпалом у аргоні при 750…850°С. Така обробка приводить до підвищення зносостійкості і поліпшення антифрикційних властивостей.

Недоліком є висока крихкість поверхневих шарів, що зумовлює чутливість до тріщин і надрізів.