книги / Физическое металловедение титана

Н. С. Курнакова, а кривая 4—дополнительное упрочне­ ние, связанное с большим сопротивлением деформации приграничных слоев металла. Если прочностные свойства а- и p-фаз близки, то суммарная кривая Г имеет макси­ мум, а если различие в свойствах фаз велико, то получа­ ется сигмаидальная кривая (кривые-^' и 3').

Следует отметить, что все промышленные (а+Р)*ти: тановые сплавы не являются двойными, а содержат не менее трех компонентов. Для двухфазных сплавов слож­ ной системы в общем случае нельзя ожидать аддитив­ ности, так как при изменении количества фаз может ме­ няться и их состав [97].

Двухфазные (а+Р) -титановые сплавы обычно леги­ руют и а- и p-стабилизаторами. Выбор а-стабилизаторов для легирования (а+р)-сплавов весьма ограничен — это алюминий, галлий и индий. Хотя галлий и, по-видимому, индий достаточно эффективно упрочняют a -фазу титана (см. табл. 8), несомненно, что лишь алюминий является перспективным для легирования промышленных сплавов.

Все же следует отметить, что алюминий снижает тех­ нологическую пластичность титановых сплавов, и поэто­ му, если технологическая пластичность относится к чис­ лу доминирующих требований, предъявляемых к сплаву, то содержание алюминия в нем не должно превышать 2—3%. Действительно, наиболее технологичный (а+р)- титановый сплав ВТ16 отличается от остальных сплавов этого класса наименьшим содержанием алюминия; Заме­ тим, что в некоторых алюминиевых сплавах (например, Д16) в зависимости от назначения (листы, профили, тру­ бы) поддерживают в пределах технических условий раз­ ные интервалы содержания легирующих элементов и при­ месей. По-видимому, есть смысл и для некоторых тита­ новых сплавов, например ВТ16, использовать этот прин­ цип и установить в пределах технических условий разное содержание легирующих элементов в плавках, предна­ значенных для различного рода полуфабрикатов (про­ фили, листы, прутки, заготовки для крепежных деталей). Так, в частности, в прутках сплава ВТ 16 для холодной высадки крепежных деталей целесообразно поддержи­ вать содержание алюминия на нижнем пределе.

Содержание алюминия в а+р-сплавах должно быть все же достаточным для подавления образования ш-фазы в больших количествах.

.142

Гл а в а IV

РАЗРУШЕНИЕ ТИТАНА Н ЕГО СПЛАВОВ

ПОВЕРХНОСТНАЯ ЭНЕРГИЯ ТИТАНА

Разрушение металлов связано в итоге с образованием новых поверхностей. Поэтому, прежде чем переходить к обсуждению теоретической прочности титана, необходи­ мо рассмотреть его поверхностную энергию.

В. С. Ивановой [105] дана теоретическая оценка ис­ тинной поверхностной энергии титана на основе анализа эффектов, связанных с накоплением и освобождением энергии при образовании трещины. В зависимости от условий йапряженного состояния материала в голове скопления дислокаций различают: хрупкие трещины, об­ разованные по механизму плоских скоплений (им со­ ответствуют условия плоских деформаций), и вязкие тре­ щины, связанные с компактными дислокационными скоп­ лениями критической плотности (им соответствует плос­ конапряженное состояние). Для зарождения трещины по механизму плоского скопления необходимо, чтобы каса­ тельное напряжение у головы скопления было достаточ­ ным для слияния двух головных дислокаций, а следова­ тельно, критическая длина трещины в этом случае рав­ на 2Ь. По И. А. Одингу, критическая Энергия упругой де­ формации плоского скопления может быть принята рав­ ной скрытой теплоте плавления, что дает

Предельную упругую энергию, которую кристалличес­ кая решетка может запасти по механизму компактных скоплений, можно в первом приближении принять равной изменению теплосодержания tfTj} металла при его на­

греве от заданной температуры до температуры плавле-

144

ния. Трещина в условиях локального плосконапряженно­ го состояния раскрывается путем отрыва и, следова­ тельно, критическую длину трещины можно принять рав­ ной удвоенному межплоскостиому расстоянию. Таким об­ разом, получаем

где у а — иотимная поверхностная энергия при упругом отрыве.

Для титана АЯт равно 545 кгс-мм/мм3, а расстоя-

ние между плоскостями базиса d составляет 2,34- 10- 7мм, откуда получаем 2уа =1225 эрг/см2.

Расчет поверхностной энергии, выполненный Дж. Гилманом [104, с .220], приводит к следующему выражению:

где Е — модуль упругости в направлении, нормальном к поверхности;

d0— расстояние между плоскостями;

а — «область» действия межатомных сил. Уравнение (60) показывает, что минимальной по­

верхностной энергией должны обладать плоскости с ми-

145

нимальной упругой «жесткостью» в перпендикулярном к ним направлении, максимальным межплоскостным рас­ стоянием и минимальным «расстоянием затухания» сил притяжения между плоскостями. Последнее расстояние принимается равным диаметру атомов.

В табл. 11 приведены рассчитанные по уравнению Гил­ мана (60) значения поверхностной энергии для различ­ ных кристаллографических плоскостей в титане. Приве­ денные данные показывают, что плоскость базиса (0001) обладает наименьшей поверхностной энергией и поэтому должна являться поверхностью скола, что хорошо согла­ суется с экспериментальными данными [123].

О ТЕОРЕТИЧЕСКОЙ И РЕАЛЬНОЙ

ПРОЧНОСТИ ТИТАНА

В последние годы в связи с исследованиями атомного механизма разрушения твердых тел и интенсивными ра­ ботами по созданию композиционных материалов возро­ дился интерес к расчету теоретической прочности раз­ личных веществ. [103—105]. Под теоретической проч­ ностью понимают те напряжения, которые надо прило­ жить, чтобы разрушить металл путем отрыва или сдвига без какой-либо «пластической деформации. Подобные ус­ ловия разрушения в реальном металле (кроме, может быть, усов микронного диаметра) никогда не реализу­ ются. Тем не менее оценка теоретической прочности пред­ ставляет интерес при обсуждении таких проблем, как прочность бездефектных кристаллов, разработка компо­ зиционных материалов, условия разрыва межатомных связей при. распространении трещины.

Оценки теоретической прочности металлов до сих пор базируются -на представлениях Е. Орована’фЮЗ, с. 474], хотя в настоящее время известны расчеты, выполненные для этой же цели на иной теоретической основе. Е. Орован принял синусоидальный закон взаимодействия меж­ ду соседними атомными плоскостями и вычислил упру­ гую энергию, запасенную в области трещины, когда про­ исходит разделение этих плоскостей. Приняв, что эта энергия равна работе образования двух свободных по­ верхностей трещины, он получил следующее выражение для разрушающего напряжения отрыва:

146

где Е — модуль упругости в нормальном к плоскости разрушения направлении;

у — удельная поверхностная энергия; Ьо— межатомное расстояние.

Поскольку поверхностная энергия титана при упру­ гом отрыве оценивается примерно в 1200 эрг/см2, то для теоретической когезивной (иа отрыв) прочности получа­ ем значения около 1500 кгс/мм2.

Для оценки напряжения, необходимого для разруше­ ния титана путем отрыва, можно также воспользовать­ ся экспериментальными значениями когезивной энергии [103, с. 471], которая для титана равна 100 ккал/моль, что соответствует 6,9-1(И2 эрг/ат. Пренебрегая влияни­

ты, зависящие от .структуры кристалла и типа плоскости отрыва.

Формула (62) может быть видоизменена для вычис­ ления -соответствующего теоретического разрушающего напряжения:

(63)

Работа отрыва (g) плоскостей (0001), рассчитанная по уравнению (62), составляет 2300 эрг/см2. Эта работа соответствует удвоенной удельной поверхностной энер­ гии (2у) для грани (0001). Расчетное значение энергии 2у, равное 1620 эрг/см2 (см. табл. 11), близко к работе

отрыва* g. Теоретическая прочность оР, вычисленная ия соотношения (63), равна 1750 кгс/мм2, что близко к зна­ чению 1500 кгс/мм2, оцененному по уравнению (61).

Теоретическую прочность на сдвиг оценивают как напряжение, которое надо приложить для разделения кристалла иа две части путем сдвига одной части отно­ сительно другой.. Порядок величины теоретического кри­ тического скалывающего напряжения при сдвиговом разрушении в металле можно оценить по классическому расчету Я- И. Френкеля, основанному на рассмотрении синхронного сдвига атомов вдоль плоскости скольжения.

147

В окончательном виде выражение для теоретической прочности на сдвиг имеет вид

=—— ; что для титана дает тр«600 кгс/мм2.

2я

Расчеты теоретической прочности, приведенные в ра­ ботах [48, 103, 104], являются приближенными, так как в них принят синусоидальный закон изменения силы межатомной связи в зависимости от смещения в направ­ лении межатомного расстояния. В действительности этот закон сложнее. В последующих работах теоретические значения <тр и тр были несколько уменьшены; ар= £/30, Тр—’(л/ЗО, что составляет для титана соответственно 350 и 130 кгс/мм2.

Реальная прочность металлов во много раз меньше их теоретической прочности в связи с тем, что даже хрупкому разрушению всегда предшествует заметная пластическая деформация (0,1—1%), по крайней мере, в областях, примыкающих к излому.

Деформация локализована в области хрупкого раз­ рушения на глубину 0,3—0,4 мм от поверхности излома. На определенной стадии пластической деформации по тому или иному механизму, описанному ниже, зарожда­ ется трещина. Развитие трещины тормозится пластичес­ кой деформацией металла в голове трещины. При этом упругая энергия, запасенная в деформируемом металле, рассеивается на возбуждение источников дислокаций и на пластическое течение во вторичных плоскостях сколь­ жения. Лишь после того'как в металле, примыкающем к голове трещины, возможность пластического течения бу­ дет исчерпана, концентрация напряжений в вершине трещины достигает такой величины, что силы связи между атомами вдоль плоскости скола разрываются. При этом напряжения в голове трещины достигают тео­ ретической прочности. Трещина прорастает на расстоя­ ние, равное линейным размерам нагартованной зоны, и процесс развития трещины повторяется. Постепенно тре-

148

щина увеличивается в размерах и, наконец, достигает та­ ких размеров (с), что становится возможным ее беспре­ пятственное распространение за счет упругой энергии внешних сил. Размер критической трещины с связан с разрушающим -напряжением ар соотношением Гриффит­ са — Орована

можных плоскостей скола применительно к титану. Идеи, положенные в основу расчета, заключаются в сле­ дующем. В голове трещины, раскрывающейся вдоль плоскости скола, из-за концентрации напряжений может происходить релаксация напряжений по нескольким сис­ темам. Напряжения т, действующие по этим системам, зависят от угла 0 между нормалями к плоскости скола и плоскости скольжения в соответствии со следующим выражением:

трещины;

b — вектор Бюргерса;

г — расстояние от вершины трещины до плоскости скольжения.

На напряжения т наибольшее влияние оказывает угол 0. Степень релаксации напряжений в голове трещи­ ны вдоль каждой из плоскостей скольжения по отноше­ нию к любой из плоскостей скола можно оценить путем •сравнения максимальных значений функции f(0) при ус­ ловии, что подвижность дислокаций сильно зависит от т. Скол легче всего будет происходить по плоскости, для которой максимальная величина /( 0) будет наименьшей для всех возможных плоскостей скольжения. В этом случае релаксация напряжений в голове трещины будет

149

наименьшей, а условия для ее распространения наиболее благоприятны.

Проведенные по этой схеме расчеты показали, что в а-титане скол должен происходить по -плоскости базиса (0001). В а-титане, кроме скола по плоскостям (00Ш),

наблюдается раскрытие трещин вдоль ллоскостей_{1017}

и {1018} ['107]. Скол по плоскостям {1018} и {1017} мо­ жет происходить лишь из-за асимметричного искажения решетки атомами внедрения.

МЕХАНИЗМ ЗАРОЖДЕНИЯ МИКРОТРЕЩИН

ВТИТАНЕ И ЕГО СПЛАВАХ

Впринципиальном отношении существующие сегод­ ня взгляды на механизм зарождения трещин в металлах не претерпели изменений со времени, .когда А. В. Степа­

нов в 1934 г. выдвинул известное положение об ответст­ венности пластической деформации за возникновение микротрещин. Однако развитие дислокационных пред­ ставлений о механизме пластической деформации и раз­ рушения металлов позволило разработать более четкую физическую картину и дать количественные оценки.

Дислокационные механизмы трещинообразования до­ вольно многочисленны и неоднократно классифицирова­

150