А Б В Г Д Е Є Ж З І Ї Й К Л М Н О П Р С Т У Ф Х Ц Ч Ш Щ Ю Я
Більш легований сплав
Більш леговані сплави важче обробляються тиском.
Вплив тривалості VV перебування вище температури а - 3-прев-рощення і подальшої швидкості охолодження на механічні властивості сплавів. У більшлегованих сплавах утворюється додаткова мартенсптная а - фаза, також представляє собою пересичений а-розчин, але з більш зміненою напруженої гратами. Однак через малу об'ємного ефекту мартенситні а - і а - фази значно більш пластичні і меншміцні, ніж мартенсит в сталях, що є сприятливим фактором при зварюванні титану.
Це пояснюється в високолегованих сталях меншою протяжністю (чим - у звичайних сталях) другої зони великих стовпчастих дендритів через більшого переохолодження розплаву прикристалізації більш легованих сплавів і значно меншою масою зливків. Осадку необхідно виробляти, виконавши заходи, що сприяють підвищенню рівномірності деформації. Зменшення і навіть повне знищення зон утрудненою деформації може бутидосягнуто шляхом застосування бойків з чистою гладкою робочою поверхнею; гарячих прокладок з м'якої сталі; антифрикційних мастильних матеріалів; опади дисків стопою з повертання дисків різними торцями одна до одної по мірі опади.
Гартувати на пресінапівфабрикати зі сплавів АДЗЗ, АД35 і АВ (товщиною до 10 мм) без спеціального охолодження не представляється можливим через більшу критичної швидкості охолодження у більш легованих сплавів системи Al-Mg-Si. Механічні властивості загартованих на пресі напівфабрикатів зцих сплавів значно нижче, ніж після спеціальної гарту, і не задовольняють вимогам технічних умов. Гартувати напівфабрикати зі сплавів АДЗЗ, АД35 і АВ на пресі можливо, але в цьому випадку необхідно забезпечити спеціальне більш різке охолодження, якнаприклад душирование.
При загартуванню з-фаза утворюється при наступних змісті елементів, в подвійних сплавах титану (в%): Fe - 4 Mo - 5 Мп і Со - 5 5 Сг - 6 Ni і W - 7 5 V - 13 Mb - 18[18]; В роботі[21]було показано, що утворення со-фази в сплавах типу ВТ-6 і більше легованихсплавах з ванадієм (до 10%) сприяє хімічна неоднорідність по ванадію, обумовлена ліквацією цього елемента при кристалізації зварних швів або в результаті сегрегації в твердому стані по границях зерен в околошовной зоні. При цьому р - зі перетворенняпочинається в збіднених ділянках р-фази. Ці дослідження підтвердили також висловлене в роботі[19]припущення про те, що утворення со-фази передує попереднє перерозподіл р-стабілізуючих елементів ще в р-фазі з утворенням збіднених ізбагачених ними субмікроскопічних ділянокP- Фази.
Pассмотреніе діаграм пластичності титанових сплавів показує, що при температурі вище 1000 С титанові сплави володіють високою пластичністю. Більш леговані сплави допускають меншу ступінь деформації.Як правило, всі сплави мають пластичність у литому стані істотно нижче, ніж сплави після попередньої деформації. Така різниця в пластичності спостерігається приблизно до температури 1000 С, вище якої допустимі ступеня деформації різниці практично ие мають.Це дозволяє зробити заклю-чеііе про те, що ковку литих сплавів иа основі титану слід проводити з великою обережністю.
Питомі тиску при осіданні попередньо деформованого і відпаленого сплаву ВІЗ в залежності від температури. Злитки сплавів ніобіювиплавляють Електроннопроменеві або дуговим способами у вакуумі. Більш леговані сплави одержують подвійним переплавом. У зв'язку з утворенням крупнодендрітной структури злитків в процесі виплавки, пластичність їх дещо обмежена. Тому першу деформаціюзлитків здійснюють переважно пресуванням при високих температурах порядку 1400 - 1550 С. Допускається при необхідності і кування злитків з малолегованої сплавів.
Малолегованої деформуються сплави типу MAI, MA8 володіють високим запасом пластичності татому практично не чутливі до розтягуючих напруженням і деформаціям. У більш легованих сплавів МАЗ, MAS, MA7 ВМ65 - 1 помітно знижується пластичність особливо в литому стані при несприятливих видах напружено-деформованого стану, в яких різковиражені розтягують деформації і напруги.
При створенні деяких конструкцій потрібен високий межа плинності при стисненні. Межа текучості малолегованої деформівних сплавів зазвичай нижче межі текучості більш легованих сплавів.
Наприклад,чистий алюміній (АД, АД1), сплави АМц, АМг2 і АМгЗ мають високу корозійну стійкість і можуть застосовуватися в морських і тропічних умовах. Корозійна стійкість цих сплавів не чутлива до методів виробництва напівфабрикатів. Зварні з'єднання цих сплавівпо корозійної стійкості близькі до основного металу. Корозійна стійкість більш легованих сплавів АМг5 АМгб чутлива до методів виробництва і умовам експлуатації.
Наприклад, чистий алюміній (АД, АД1), сплави АМц, АМг2 і АМгЗ володіють високоюкорозійною стійкістю і можуть застосовуватися в морських і тропічних умовах. Корозійна стійкість цих сплавів не чутлива до методів виробництва напівфабрикатів. Зварні з'єднання цих сплавів по корозійної стійкості близькі до основного металу.Корозійна стійкість більш легованих сплавів АМгб, АМгб чутлива до методів виробництва і умовам експлуатації.
У сплавах титану з перехідними елементами, стабілізуючими р-фазу титану і знижувальними температуру початку перетворення, мартенситнеперетворення призводить до утворення типовою голчастою структури а й а - фаз. Фаза а являє собою пересичений а-твердий розчин і: утворюється переважно в низьколегованих сплавах. За типом і параметрами решітки вона не відрізняється від рівноважної а-фази. Фаза аутворюється в більш легованих сплавах і також являє собою пересичений а-твердий розчин. По виду під мікроскопом структури фаз а й а розрізнити важко.
Зразок цього сплаву покритий щільною темного кольору плівкою, але через високий приросту ваги (30 г /м2)корозійна стійкість його недостатня. Більш легований сплав Zr 0 2% Ni 0 8% Sn по стійкості був гірше, слабкі ознаки руйнування у нього були виявлені вже після 750 година. Останні три сплаву, в яких відношення Ni: Sn4: 1 мають погану корозійну стійкість. На сплавах утворюється дуже нетривка, що відшаровується окисна плівка, яка на зразках сплавів з 0 5 - 1% (Ni Sn) вже після 500 год.
У зв'язку з виготовленням біметалевих вкладишів почала успішно застосовуватися нова група високолегованих алюмінієво-олов'яних сплавів. Особливістю цих сплавів (995% олова і 0 5% алюмінію) є наявність в їх структурі великої кількості м'яких, легкоплавкої евтектики, механічні та фізичні властивості якої вельми близькі до чистого олова. Антифрикційні властивості високооловяністих алюмінієвих сплавів близькі до властивостей бабітів. Конструкційна міцність підшипника з такого сплаву забезпечується сталевою основою, а втомну міцність у великій мірі - станом алюмінієвого сплаву з оловом. Pотрутою досліджень показано, що від розміру, кількості і характеру розподілу оловянистой складової подвійних і більш легованих сплавів значною мірою залежать їх антифрикційні і механічні властивості, особливо втомну міцність. Із збільшенням вмісту олова в сплавах спостерігається тенденція до утворення междендрітной і межееренной безперервної сітки олова.
Вплив різних факторів на термічну втому досить суперечливо і насилу піддається короткому резюмування. Насамперед відзначимо, що опір термічній втомі повинні підвищувати всі фактори, що зменшують температурну деформацію, але без погіршення корисних механічних властивостей. Сюди відносяться зменшення коефіцієнта лінійного розширення і збільшення теплопровідності. Неодноразово відзначалося сильний вплив покриттів пов'язано з їх одночасним впливом на теплові і механічні властивості. Нерідко зі зміною складу і структури вплив теплофізичних і механічних властивостей виявляється протилежним. Так, наприклад, при переході до більш легованим сплавам прочитати і жароміцність зазвичай ростуть, але теплопровідність зменшується. Для опору термічної втоми перше з цих змін корисно, друге - шкідливо. Однак попереднє зіставлення матеріалів по їх опору термічної втоми досить умовно і тому часто оцінку отримують при випробуваннях в умовах, близьких до експлуатаційних.
Вплив тривалості VV перебування вище температури а - 3-прев-рощення і подальшої швидкості охолодження на механічні властивості сплавів. У більшлегованих сплавах утворюється додаткова мартенсптная а - фаза, також представляє собою пересичений а-розчин, але з більш зміненою напруженої гратами. Однак через малу об'ємного ефекту мартенситні а - і а - фази значно більш пластичні і меншміцні, ніж мартенсит в сталях, що є сприятливим фактором при зварюванні титану.
Це пояснюється в високолегованих сталях меншою протяжністю (чим - у звичайних сталях) другої зони великих стовпчастих дендритів через більшого переохолодження розплаву прикристалізації більш легованих сплавів і значно меншою масою зливків. Осадку необхідно виробляти, виконавши заходи, що сприяють підвищенню рівномірності деформації. Зменшення і навіть повне знищення зон утрудненою деформації може бутидосягнуто шляхом застосування бойків з чистою гладкою робочою поверхнею; гарячих прокладок з м'якої сталі; антифрикційних мастильних матеріалів; опади дисків стопою з повертання дисків різними торцями одна до одної по мірі опади.
Гартувати на пресінапівфабрикати зі сплавів АДЗЗ, АД35 і АВ (товщиною до 10 мм) без спеціального охолодження не представляється можливим через більшу критичної швидкості охолодження у більш легованих сплавів системи Al-Mg-Si. Механічні властивості загартованих на пресі напівфабрикатів зцих сплавів значно нижче, ніж після спеціальної гарту, і не задовольняють вимогам технічних умов. Гартувати напівфабрикати зі сплавів АДЗЗ, АД35 і АВ на пресі можливо, але в цьому випадку необхідно забезпечити спеціальне більш різке охолодження, якнаприклад душирование.
При загартуванню з-фаза утворюється при наступних змісті елементів, в подвійних сплавах титану (в%): Fe - 4 Mo - 5 Мп і Со - 5 5 Сг - 6 Ni і W - 7 5 V - 13 Mb - 18[18]; В роботі[21]було показано, що утворення со-фази в сплавах типу ВТ-6 і більше легованихсплавах з ванадієм (до 10%) сприяє хімічна неоднорідність по ванадію, обумовлена ліквацією цього елемента при кристалізації зварних швів або в результаті сегрегації в твердому стані по границях зерен в околошовной зоні. При цьому р - зі перетворенняпочинається в збіднених ділянках р-фази. Ці дослідження підтвердили також висловлене в роботі[19]припущення про те, що утворення со-фази передує попереднє перерозподіл р-стабілізуючих елементів ще в р-фазі з утворенням збіднених ізбагачених ними субмікроскопічних ділянокP- Фази.
Pассмотреніе діаграм пластичності титанових сплавів показує, що при температурі вище 1000 С титанові сплави володіють високою пластичністю. Більш леговані сплави допускають меншу ступінь деформації.Як правило, всі сплави мають пластичність у литому стані істотно нижче, ніж сплави після попередньої деформації. Така різниця в пластичності спостерігається приблизно до температури 1000 С, вище якої допустимі ступеня деформації різниці практично ие мають.Це дозволяє зробити заклю-чеііе про те, що ковку литих сплавів иа основі титану слід проводити з великою обережністю.
Питомі тиску при осіданні попередньо деформованого і відпаленого сплаву ВІЗ в залежності від температури. Злитки сплавів ніобіювиплавляють Електроннопроменеві або дуговим способами у вакуумі. Більш леговані сплави одержують подвійним переплавом. У зв'язку з утворенням крупнодендрітной структури злитків в процесі виплавки, пластичність їх дещо обмежена. Тому першу деформаціюзлитків здійснюють переважно пресуванням при високих температурах порядку 1400 - 1550 С. Допускається при необхідності і кування злитків з малолегованої сплавів.
Малолегованої деформуються сплави типу MAI, MA8 володіють високим запасом пластичності татому практично не чутливі до розтягуючих напруженням і деформаціям. У більш легованих сплавів МАЗ, MAS, MA7 ВМ65 - 1 помітно знижується пластичність особливо в литому стані при несприятливих видах напружено-деформованого стану, в яких різковиражені розтягують деформації і напруги.
При створенні деяких конструкцій потрібен високий межа плинності при стисненні. Межа текучості малолегованої деформівних сплавів зазвичай нижче межі текучості більш легованих сплавів.
Наприклад,чистий алюміній (АД, АД1), сплави АМц, АМг2 і АМгЗ мають високу корозійну стійкість і можуть застосовуватися в морських і тропічних умовах. Корозійна стійкість цих сплавів не чутлива до методів виробництва напівфабрикатів. Зварні з'єднання цих сплавівпо корозійної стійкості близькі до основного металу. Корозійна стійкість більш легованих сплавів АМг5 АМгб чутлива до методів виробництва і умовам експлуатації.
Наприклад, чистий алюміній (АД, АД1), сплави АМц, АМг2 і АМгЗ володіють високоюкорозійною стійкістю і можуть застосовуватися в морських і тропічних умовах. Корозійна стійкість цих сплавів не чутлива до методів виробництва напівфабрикатів. Зварні з'єднання цих сплавів по корозійної стійкості близькі до основного металу.Корозійна стійкість більш легованих сплавів АМгб, АМгб чутлива до методів виробництва і умовам експлуатації.
У сплавах титану з перехідними елементами, стабілізуючими р-фазу титану і знижувальними температуру початку перетворення, мартенситнеперетворення призводить до утворення типовою голчастою структури а й а - фаз. Фаза а являє собою пересичений а-твердий розчин і: утворюється переважно в низьколегованих сплавах. За типом і параметрами решітки вона не відрізняється від рівноважної а-фази. Фаза аутворюється в більш легованих сплавах і також являє собою пересичений а-твердий розчин. По виду під мікроскопом структури фаз а й а розрізнити важко.
Зразок цього сплаву покритий щільною темного кольору плівкою, але через високий приросту ваги (30 г /м2)корозійна стійкість його недостатня. Більш легований сплав Zr 0 2% Ni 0 8% Sn по стійкості був гірше, слабкі ознаки руйнування у нього були виявлені вже після 750 година. Останні три сплаву, в яких відношення Ni: Sn4: 1 мають погану корозійну стійкість. На сплавах утворюється дуже нетривка, що відшаровується окисна плівка, яка на зразках сплавів з 0 5 - 1% (Ni Sn) вже після 500 год.
У зв'язку з виготовленням біметалевих вкладишів почала успішно застосовуватися нова група високолегованих алюмінієво-олов'яних сплавів. Особливістю цих сплавів (995% олова і 0 5% алюмінію) є наявність в їх структурі великої кількості м'яких, легкоплавкої евтектики, механічні та фізичні властивості якої вельми близькі до чистого олова. Антифрикційні властивості високооловяністих алюмінієвих сплавів близькі до властивостей бабітів. Конструкційна міцність підшипника з такого сплаву забезпечується сталевою основою, а втомну міцність у великій мірі - станом алюмінієвого сплаву з оловом. Pотрутою досліджень показано, що від розміру, кількості і характеру розподілу оловянистой складової подвійних і більш легованих сплавів значною мірою залежать їх антифрикційні і механічні властивості, особливо втомну міцність. Із збільшенням вмісту олова в сплавах спостерігається тенденція до утворення междендрітной і межееренной безперервної сітки олова.
Вплив різних факторів на термічну втому досить суперечливо і насилу піддається короткому резюмування. Насамперед відзначимо, що опір термічній втомі повинні підвищувати всі фактори, що зменшують температурну деформацію, але без погіршення корисних механічних властивостей. Сюди відносяться зменшення коефіцієнта лінійного розширення і збільшення теплопровідності. Неодноразово відзначалося сильний вплив покриттів пов'язано з їх одночасним впливом на теплові і механічні властивості. Нерідко зі зміною складу і структури вплив теплофізичних і механічних властивостей виявляється протилежним. Так, наприклад, при переході до більш легованим сплавам прочитати і жароміцність зазвичай ростуть, але теплопровідність зменшується. Для опору термічної втоми перше з цих змін корисно, друге - шкідливо. Однак попереднє зіставлення матеріалів по їх опору термічної втоми досить умовно і тому часто оцінку отримують при випробуваннях в умовах, близьких до експлуатаційних.