книги / Физическое металловедение титана

после зарождения двойника напряжения течения умень­ шаются. _

Возможно, что зарождение двойников {Ь22} в тита­ не происходит легко, но велики напряжения старта, ко­ торые необходимо приложить для начала их распрост­ ранения; само же распространение двойников протека­ ет при напряжениях, значительно меньших напряжений старта. Такое допущение тоже объясняет описанные выше экспериментальные факты.

. Выше 400°G падения нагрузки не наблюдается, что свидетельствует о том, что напряжения, необходимые

для зарождения двойников ООП}, и напряжения стар­ та меньше напряжений их распространения. При повы­ шении температуры напряжения зарождения (или стар­

та) двойников {1122} увеличиваются и, наконец, стано­ вятся больше напряжений зарождения двойников

{1011}. Тогда происходит смена одного вида двойникования на другой.

Как показали электронномикроскопические исследо­ вания тонких фольг [55], перед растущим двойником

{1122} в^матрице происходит скольжение в направле­

нии <1123>. Это скольжение обеспечивает аккомода­ цию двойника с матрицей. Поэтому у поверхности двой­

ников {1122} всегда наблюдается большое количество дислокаций с вектором Бюргерса 7з < 1123> . Направ­

ление сдвига в двойнике {1122} и направление сколь­ жения в окружающей пластической зоне одно и то же

<1123>. В двойнике {1011} направление сдвига

<1012> и колинеарное скольжение в окружающей матрице требует двойного копланарного скольжения

вдоль направлений <1123> и < 1120>. Возможно, что это двойное скольжение и является фактором, обус­

лавливающим малую толщину двойников {1011}.

В случае деформации двойникованием титана при низких температурах наблюдается линейный характер кривых напряжение — деформация [85, 86]. Степень деформационного упрочнения на линейном участке кри­ вой растяжения тем больше, чем интенсивнее двойникование. Кроме того, линейной стадии упрочнения соответ­ ствуют большие равномерные удлинения.

122

Интересно сравнить экспериментально определенное значение энергии взаимодействия, полученное из анали­ за механических свойств, с термодинамической оценкой, которая следует из энергии парного взаимодействия Q:

9, = N z ^ Т|_ Л1 -Ец-т! "Ь ^ AI- AIjJ* (55)

где N —число Авогадро;

z — координационное число решетки; Eij —энергия парного взаимодействия.

Экспериментально найденное значение Q составля­ ет 20,6 ккал/ (г-атом), что для энергии одной связи дает U =Q INz=—0,075 эВ; наблюдается отличное соответ­ ствие с вышеприведенным значением.

lfr, №С/ММг

40

32

24

16

8

Рис. 53. Взаимосвязь коэффицента упрочнения а-титановых спла­ вов от параметра несоответствия модулей сдвига (е^ ) титана н

легирующего элемента и от комбинированного параметра Флейшера (т)в), (Колачев Б. А., Колачева Г. В., Лукьянова Н. В.):

/—наши данные; 2— литературные данные

К настоящему времени накоплено достаточно экспе­ риментальных данных, которые позволяют оценить фак­ торы, определяющие растворное упрочнение титановых сплавов [4; 30, с.-2151]. На рис. 53 приведены коэффи­ циенты упрочнения а-титана (повышение предела теку­ чести сплавов в расчете на один атомный процент). Эти коэффициенты были вычислены по опубликован­ ным в литературе результатам, а также по данным соб­ ственных экспериментов автора. В том случае, когда

128

имелись данные по упрочнению, полученные нескольки­ ми авторами, указаны наименьшее и наибольшее зна­ чения экспериментально найденных коэффициентов упрочнения.

не определяет эффекты растворного упрочнения а-тита- новых сплавов. Действительно, такой элемент, как мо­ либден, имеющий близкий с титаном атомный диаметр, относится к числу наиболее сильных упрочнителей а- титана. Параметр несоответствия модулей сдвига

лучше согласуется с экспериментальными

данными (рис. 53, а), но и он не является единственным фактором, определяющим растворное упрочнение а-ти- тана. Такие элементы, как кремний и медь, имеющие почти такой же модуль сдвига, как и титан, существен­ но упрочняют его.

Наилучшее соответствие наблюдается между экспе­ риментально найденными коэффициентами упрочнения а-титановых сплавов и параметрами, предложенными Флейшером и Хиббардом [4]. По Флейшеру и Хиббар­ ду, растворное упрочнение сплавов в области малых концентраций растворенного элемента определяется уравнением

(56)

где С — содержание растворенного элемента в атомных долях, а г)= г)/—|3еа. Параметр if вычисляется из соот­ ношения

Коэффициент р определяется природой металла и типом дислокаций, взаимодействие которых с раство­ ренными атомами обусловливает упрочнение. Коэффи­ циент р находят экспериментальным путем. Если значе­ ние р, при котором наблюдается наилучшая корреляция между экспериментом и теорией, больше или равно 16, то за упрочнение ответственно взаимодействие с раство­ ренными атомами краевых дислокаций, а если меньше 16, то винтовых.

129

вах может рассматриваться в терминах электронных возмущений, связанных с разницей атомных потенциа­ лов Е\,2 растворителя и легирующего элемента. Пара­ метр Ё\ ,2 в свою очередь определяет электросопротивле­ ние сплавов. Поэтому наблюдается определенная кор­ реляция между растворным упрочнением и интенсив­ ностью концентрационной зависимости электросопро­ тивления dp/dC [93]. Эффект растворного упрочнения возрастает также с увеличением параметра парного ионного взаимодействия / (табл. 8).

При применении титановых сплавов в качестве кон­ струкционных материалов важны не только прочност­ ные, но и пластические свойства материала. В отноше­ нии влияния легирования титана на его пластичность представляют интерес данные Л. С. Мороза и С. И. Уш­ кова .[36, с. 109], приведенные в табл. 9.

Та б л и ц а 9

Механические свойства некоторых сплавов титана

При введении в титан легирующих элементов в кон­ центрациях, обеспечивающих примерно одинаковый предел текучести, получают различные значения харак­ теристик пластичности. При одном и том же пределе текучести сплавы титана с алюминием имеют значи­ тельно меньшее удлинение и поперечное сужение по сравнению со сплавами, легированными цирконием, оловом и ванадием. Низкая пластичность сплавов тита­ на с алюминием объясняется сильной сегрегацией алю­ миния на границах зерен, что не характерно для спла­ вов титана с оловом, цирконием и ванадием. Так, в ча­ стности, при среднем содержании 3,42% А1 его концен­ трация внутри зерна составляет 3,22%, а вблизи границ 10,6% (по массе). Неоднородное распределение алюми­ ния по объему зерна приводит к появлению аг-фазы,

131