Материал: Физическое металловедение титана

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