Титан ВТ15

Марка: ВТ15	Класс: Титановый деформируемый сплав
Использование в промышленности: для изготовления кавитационно стойких изделий; класс по структуре псевдо β

Химический состав в % сплава ВТ15
Cr	9,5 - 11
Mo	6,8 - 8
Ti	75,9 - 81,4
Al	2,3 - 3,6
Zr	до 1,5

Дополнительная информация и свойства

Термообработка: Закалка и старение

Твердость материала: HB 10 -1 = 341 - 444 МПа

Механические свойства сплава ВТ15 при Т=20oС
Прокат	Размер	Напр.	σв(МПа)	sT (МПа)	δ5 (%)	ψ %	KCU (кДж / м2)
Лист			900-1050	850	10-25
Лист			1350-1500	1180	4-8

Особенности термообработки сплава ВТ15: высоколегированные в-сплавы, в частности ВТ15, после закалки в воде или охлаждения на воздухе имеют структуру термически нестабильной в-фазы. Возможность получения термически нестабильного однородного твердого раствора даже при малых скоростях охлаждения является важным технологическим достоинством в-сплавов. Основной процесс, определяющий упрочнение в-сплавов, - это распад в - раствора при старении.

Конечные свойства титановых сплавов, получаемые в результате термической обработки, зависят от продуктов превращения, образующихся в процессе старения, их количества и распределения, поэтому механизму распада в-твердого раствора уделяли большое внимание многие исследователи. Несмотря на это до настоящего времени нет единого мнения о механизме распада при старении закаленных в-сплавов.

По данным Ф. Л. Локшина и др., распад в-фазы при отпуске можно разделить на следующие элементарные процессы:

1) диффузионное перераспределение легирующих элементов и образование обогащенной и обедненной в-фазы;

2) образование мартенсита отпуска в зависимости от химического состава;

3) распад мартенсита на а + в;

4) превращение в в химическое соединение в сплавах с эвтектоидообразующими элементами;

5) коагуляция фаз; или в_о → в_обогащ + в_обед → в_обогащ + М → в + а → а + в,

где в_о - исходная в; М - мартенсит отпуска; в - интерметаллид.

Проведены систематические исследования основных закономерностей изменения структуры и свойств в-сплавов титана (таблица ниже) при термической обработке.

Химический состав (%) исследованных сплавов на основе титана

Сплав	Легирующие элементы					Примеси
	Al	Mo	V	Cr	Fe	O	N	H
Вт15	3,14	7,5	‒	9,84	‒	0,12	0,03	0,007
BT15M	2,6	9,9	‒	10,2	‒	0,10	0,028	0,01
TC6	2,9	3,6	7,0	10,2	‒	0,11	0,025	0,009
ИВТ1	2,8	5,6	‒	4,5	3,27	0,14	0,03	0,01
B120VCA	3,35	‒	13,5	10,5	‒	0,09	0,03	0,008

Полученные данные позволяют сделать заключение, что распад метастабильной структуры в высоколегированных титановых сплавах, закаливающихся на в-фазу, является типичным процессом выделения, состоящим из двух основных стадий образования стабильных зародышей и их последующего роста. В указанных сплавах различного химического состава при старении наблюдается инкубационный период, соответствующий стадии образования зародышей. Длительность инкубационного периода уменьшается с повышением температуры от 350 до 550° С, что объясняется более быстрым ростом зародышей до критического размера в результате облегчения диффузии при высоких температурах. Изменение химического состава, заключающееся в увеличении содержания изоморфных в-стабилизаторов или замене одного из них другим, не оказывает заметного влияния на длительность инкубационного периода и на характер дальнейшего распада, что свидетельствует о малой эффективности влияния в-изоморфных элементов на устойчивость в-фазы при термической обработке.

В отличие от в-изоморфных элементов частичная замена эвтектоидообразующего хрома железом в сплаве ИВТ1 оказывает значительное влияние на процесс выделения а-фазы, уменьшая стабильность закаленной в-фазы. Ускоряющее действие железа может быть объяснено увеличением числа несовершенств в закаленном металле, в частности дислокаций, образование которых наблюдалось в в-сплавах с железом после закалки. Повышенное число дислокаций является причиной более быстрого распада метастабильной в-фазы в сплаве ИВТ1 по сравнению с другими сплавами без железа.

Эффект упрочнения зависит от свойств и совершенства структуры выделений, что позволяет путем искусственного изменения механизма роста а-частиц контролировать свойства в-сплавов в упрочненном состоянии. С целью достижения высокой прочности необходимо создать такие условия роста а-частиц, при которых получаемые выделения приближались бы по структуре и свойствам к нитевидным кристаллам. Подобная структура может быть получена при старении сплавов под напряжением. В результате такого процесса, благодаря преимущественному росту а-частиц в определенном направлении, возможно, по-видимому, получить весьма тонкие иглы, имеющие незначительное число несовершенств, что обеспечит повышение прочности сплава в целом. Однако технология упрочняющей обработки, несмотря на ее безусловную перспективность, еще не реализована.

Считают, что на кинетику старения в-сплавов титана типа ВТ15 и B120VCA оказывает большое влияние предварительная технологическая обработка металла. Оптимальные свойства после старения достигаются в том случае, когда технологическая обработка обеспечивает благоприятное распределение зародышей распада. При этом подразумевается наличие локальных упругих искажений решетки, способствующих процессу выделения дисперсных частиц. Влияние таких искажений на способность сплава к старению выражается в ускорении процесса распада и повышении пластичности при данном уровне прочности. Характер процессов при старении зависит от режима закалки. Длительные выдержки при высоких температурах закалки приводят к снижению пластичности после изотермической выдержки.

Исследования показали, что пластические характеристики состаренного сплава могут быть значительно повышены путем многоступенчатого старения. Благоприятное влияние повторных нагревов объясняется растворением остатков в-фазы. В связи с этим предложено несколько вариантов многоступенчатого старения: высокотемпературное старение - последующий низкотемпературный нагрев; высокотемпературное старение - низкотемпературное старение - кратковременное высокотемпературное старение; низкотемпературное старение с последующим кратковременным высокотемпературным нагревом. Последний вариант дает оптимальные результаты.

Для сплава ВТ15 рекомендуется ступенчатое старение, включающее выдержку при 450-550° С в течение 15-25 ч и кратковременное старение (10-30 мин) при 550-600° С. Установлено, что путем изменения температуры закалки сплавов типа ВТ 15 в а + в-области можно регулировать их механические свойства. Закалка из а + в-области дает лучшее сочетание прочности и пластичности, чем закалка из в-области с последующим старением.

Оптимальная структура в-сплавов типа ВТ15 и B120VCA должна представлять собой равномерно распределенную а-фазу и соединение TiCr₂ в матрице в-фазы с минимальным количеством выделений по границам. В этом случае сплавы обеспечивают высокую прочность и удовлетворительную пластичность.

На практике для упрочнения выбирают такие режимы термической обработки, в результате которых распад идет только с образованием а-фазы, так как выделение в-фазы и интерметаллида приводит к резкому охрупчиванию сплавов. Получаемый эффект упрочнения зависит от размера и количества выделяющихся а-частиц, что определяется температурой и временем старения.

Необходимо отметить, что термическое старение не реализует всю потенциальную прочность метастабильных в-сплавов титана. Наиболее полное использование ресурсов прочности достигается при комбинированном воздействии пластической деформации и термической обработки. ТМО сплава ВТ15, включающая операции горячей деформации при 1050° С, закалки и последующего старения, обусловливает значительное повышение прочности по сравнению с обычной термической обработкой, что объясняется положительным влиянием наклепа перед старением, способствующим более равномерному распаду и уменьшению размеров а-частиц. Подбором режимов ТМО можно повысить прочность сплава ВТ15 на 20-40 кгс/мм², не понижая показателей пластичности по сравнению с обычной термической обработкой или при незначительном повышении прочности (на 5-10 кгс/мм²) увеличить пластичность в 2-2,5 раза. К основным причинам, приводящим к изменению свойств после ТМО в-сплавов, следует отнести повышение плотности дефектов (дислокаций) и измельчение зерна на первых стадиях рекристаллизации при больших степенях деформации. Однако высокая температура деформации при ТМО и значительная диффузионная подвижность атомов в в-решетке титана делают эффект упрочнения весьма чувствительным к скоростям деформации и последующего охлаждения, определяющим плотность фиксируемых дефектов кристаллической решетки. В этом отношении более благоприятна деформация при температурах ниже температуры рекристаллизации.

Экспериментально установлено, что наибольшая плотность дефектов в сплаве ВТ15 соответствует (при прочих равных условиях) деформации при комнатной температуре. Кроме того, деформация в дорекристаллизационном интервале температур более благоприятна для создания стабильной субструктуры с высокими показателями прочности. Холодная деформация, внося существенные изменения в тонкую структуру, оказывает значительное влияние на процесс распада метастабильной в-фазы. Например, на сплаве B120VCA холодная деформация обжатием на 50% между закалкой и старением сокращает необходимую продолжительность старения и повышает прочность до 160 кгс/мм². При изучении влияния холодной деформации на кинетику выделения а-фазы в сплаве ВТ15 установлено, что холодная деформация уменьшает время до начала распада, но не меняет температурную зависимость изменения свойств. Максимальная твердость сплава во всех случаях достигается при температуре старения 450° С. С увеличением степени деформации стабильность в-фазы уменьшается. В образцах, деформированных на 40%, скорость распада настолько велика, что уже после выдержки 1 мин в интервале температур 350-650° С выделяется а-фаза. Выделение происходит преимущественно по линиям скольжения и субзеренным границам. Размер частиц а-фазы меньше, а их число больше, чем в сплаве, состаренном непосредственно после закалки.

При термической обработке необходимо обеспечить надежную защиту сплавов от насыщения примесями - газами. Для этого применяют специальные защитные покрытия, которые наносят на поверхность листов, либо нагревают детали под термическую обработку в вакууме или в среде инертных газов.

Для прокатки листов из титановых сплавов разработан метод плакирования их техническим титаном. Слой титана толщиной 3-5% толщины листа обеспечивает защиту поверхности сплавов от окисления и наводораживания. Такой метод применен, например, для прокатки листов из сплавов ВТ15, ВТ16 и др.

Особенности сварки титана ВТ15: в связи с тем, что сплавы типа ВТ15 и B120VCA предназначены для изготовления тонколистовых высокопрочных оболочек, основными методами их сварки являются аргонодуговая и электронно-лучевая.

Большинство авторов отмечает, что сварные соединения, выполненные дуговым способом неплавящимся электродом в среде инертных газов без последующей термической обработки, равнопрочны основному металлу и обладают высокими пластическими свойствами.

При сварке электронным лучом вязкость и пластичность швов в сыром состоянии иногда даже превышают эти характеристики основного металла после закалки. Причем, с увеличением ускоряющего напряжения при сварке относительное удлинение, угол изгиба и сопротивление удару сварных соединений повышаются.

Иная картина наблюдается при получении сварных соединений в-сплавов на металле средних и больших толщин. Например, при сварке сплава B120VCA больших толщин плавящимся электродом в инертной среде свойства литого металла шва в состоянии после сварки намного хуже, чем основного металла. В зоне термического влияния в участках, где температура не превышала 120-150° С, появляются холодные трещины. Это вызвано образованием в процессе охлаждения хрупких фаз. Предварительный подогрев до 200-300° С не устраняет образование холодных трещин. Применение для сплава ВТ15 дуговой сварки под флюсом АНТ-7 также не имело успеха. Пластичность и вязкость сварных соединений очень низкие. Некоторое улучшение пластических характеристик можно обеспечить повышением скорости сварки до 100 м/ч и более. Однако такие большие скорости сварки под флюсом дают не технологичные швы, а оптимальные условия сварки (50 м/ч) приводят к распаду в-фазы в металле шва и выделению второй фазы. Лишь применение активных флюсов, позволяющих понизить концентрацию кислорода в шве, привело к повышению ударной вязкости.

Вопрос влияния примесей на свойства сварных соединений в-сплавов титана очень важен. При сварке сплавов B120VCA и ВТ15 рекомендуется более тщательная защита, чем при сварке технического титана, а- и а + в-сплавов. Это относится не только к металлу шва, но и к зоне термического влияния, так как диффузия кислорода в в-фазе происходит интенсивнее, чем в гексагональной а-решетке. Допуски по содержанию примесей внедрения (% по массе) в швах очень жесткие: <0,02 N₂, <0,04 С и <0,09 0₂. С повышением содержания кислорода и азота в металле шва увеличивается количество а-фазы. Несмотря на высокую растворимость водорода в в-фазе, с увеличением его содержания ударная вязкость швов понижается.

В последние годы многими исследователями показана необходимость уменьшения содержания примесей - газов в в-сплавах титана типа ВТ15 для улучшения их свариваемости. Совершенствование сплава ВТ15 и повышение его качества выполнены по двум направлениям: снижением содержания примесей внедрения и уменьшением их вредного влияния посредством введения циркония. Исследование свариваемости сплавов обоих видов показало, что наиболее подходящим способом для них также как и для обычного сплава ВТ15 является электронно-лучевая сварка. Локальность и интенсивность процесса позволяют получить глубокий узкий шов и малую зону термического влияния. Однако электронно-лучевую сварку из-за сложности оборудования не всегда можно применить. Приближающимся к электронно-лучевой сварке по эффекту (глубине) проплавления является разработанный в институте электросварки им. Патона способ аргонодуговой сварки неплавящимся электродом с применением флюса. Как отмечено выше, концентрация тепловой энергии дуги на суженном участке основного металла повышает эффективность проплавления и уменьшает затраты погонной энергии при сварке. В связи с этим новая технология сварки была опробована применительно к сплаву ВТ15 (табл. 29).

Таблица 29

Режимы аргонодуговой сварки сплава ВТ15 толщиной 3,5 мм

Флюс на кромках	Iсв , A	Uд , В	υсв, м/ч	g/υ, кал/см
Без флюса	240	9	15	690
АНТ-9А	100	10	17	290

Использование флюса позволяет резко уменьшить погонную энергию при сварке (табл. 29), увеличить скорость охлаждения, изменить условия кристаллизации и конечную структуру шва.

Сравнение микроструктур швов, выполненных различными способами сварки, показывает, что они отличаются друг от друга по содержанию второй фазы. Максимальное количество ее характерно для швов, сваренных под флюсом, и минимальное - для швов, выполненных электронным лучом и аргонодуговой сваркой с применением флюса. В обоих случаях швы состоят из в-фазы и следов второй фазы. В швах, сваренных под флюсом, обнаружено также соединение TiCr₂, что вызвано резко выраженной химической неоднородностью. Более высокая скорость охлаждения швов при аргонодуговой и электронно-лучевой сварках подавляет процесс эвтектоидного распада. Отмеченное различие фазового состава обусловливается способом сварки и свидетельствует о том, что структура шва зависит от скорости его охлаждения при сварке.

Наиболее высокие механические свойства имеют швы, выполненные электронным лучом и аргонодуговой сваркой с применением флюса, что связано с минимальным количеством выделившейся второй фазы. С увеличением скорости охлаждения металла шва пластические свойства и ударная вязкость повышаются (от автоматической сварки под флюсом до электронно-лучевой).

Полученные результаты исследований показали, что для сварки сплава ВТ15 наиболее приемлемы такие способы, которые обеспечивают максимальную скорость охлаждения металла шва: ЭЛС и АДСНп с применением флюса. Способ сварки с применением флюса имеет даже преимущество, так как обеспечивает металлургическую обработку сварочной ванны.