Файл: Колачев, Б. А. Механические свойства титана и его сплавов.pdf

Конрад [25] полагает, что пластическая деформация иоликристаллического а-титана при температурах ниже 0,4 Гпл осуществляется термически активируемым дисло­ кационным скольжением по плоскости призмы первого

лса или с искажениями решетки, обусловленными примесями. По мнению Ора­ ва, в пользу решающего влияния искажений решетки свидетельствует тот факт, что атомы внедрения в твер­ дом растворе не влияют на силы сцепления металла, а следовательно, и на величину сил Пайерлса.

При температурах выше 300 К пластическая дефор­ мация осуществляется путем термически активируемого поперечного скольжения винтовых дислокаций вдоль плоскостей призмы и пирамиды [24]. Общая энергия ак­ тивации низкотемпературного (ниже 300 К) и высоко­ температурного (выше 300 К) пластического течения со­ ставляет 0,78 эВ (0,14 Gb3) и 2,3 эВ (0,55 Gb3) соответ­ ственно.

При комнатной температуре пластическая деформа­ ция поликристаллического титана осуществляется в ос­ новном скольжением и в меньшей степени двойникованием. Роль двойникования усиливается при увеличении степени деформации и понижении температуры.

МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ТИТАНА

Титан высокой чистоты является малопрочным, вы­ сокопластичным металлом. Иодидный титан, содержа­ щий 0,05% примесей, в основном металлических, имеет

ударную вязкость более 25 кгс-м/см2.

Наиболее достоверные значения упругих характери­ стик чистейшего титана равны: модуль объемной упру­ гости /(= 12,6 -103 кгс/мм2; модуль Юнга £ = 1 0 800

кгс/мм2; модуль сдвига 6?=4060 кгс/мм2; коэффициент

Пуассона ц=0,34.

Технический титан обладает значительно большей прочностью по сравнению с иодидным из-за упрочняю­ щего действия примесей. В табл. 2 и 3 приведены хими­ ческий состав и механические свойства технически чис­ того титана.

Т а б л и ц а 2

Химический состав технически чистого титана

Упругие характеристики технического титана не­ сколько иные, чем у иодидного. Авторы монографии [2] при проведении конструкторских расчетов рекомендуют пользоваться следующими значениями упругих характе­ ристик: £ = 1 1 2 0 0 кгс/мм2; (7 = 4100 кгс/мм2; jn.= 0,32; £ = 1 0 370 кгс/мм2.

Механические свойства титана существенно зависят

ЭКЗЕМПЛЯР }

нии скорости растяжения от 0,01 до 1,5 мин-1 предел прочности титана повышается от 36,5 до 42,5 кгс/мм2. Также сильно зависят от скорости деформации относи­ тельное удлинение и поперечное сужение. При увеличе­ нии скорости деформации от 0,0005 до примерно 1,5 мин-1 уд­ линение резко уменьшается, за­ тем возрастает, проходит через максимум при 20 мин-1 и вновь уменьшается. В определенном ин­ тервале скоростей деформации

наблюдается и минимум поперечного сужения. В этом отношении титан отличается от сталей: поперечное суже­ ние стали, напротив, почти не зависит от скорости де­ формации.

На кривых растяжения титана при комнатной темпе­ ратуре нет физического предела текучести. По-видимо­ му, эта особенность титана обусловлена его ползуче­ стью даже при комнатной температуре. Условный пре­ дел текучести довольно близок к пределу прочности. Отношение предела текучести к пределу прочности повы­ шается с увеличением их значений и составляет 0,75 при прочности около 40 кгс/мм2 и 0,85 при прочности

70 кгс/мм2.

18

Прочностные свойства титана можно существенно по­ высить нагартовкой (рис. 9). Упрочнение, получаемое при холодной деформации технического титана, особен­ но велико при степенях деформации до 40%. При степе­ нях деформации, превышающих 40%, упрочняющее дей­ ствие от нагартовки незначительно. Описанная зависи­ мость интенсивности нагартовки от степени деформации не является абсолютной, а тесно связана с характером деформации. Так, например, при протяжке титана наи­ более резкое увеличение прочности наблюдается при сте­ пенях деформации, меньших 5 и больших 50%.

При пластической деформации в полуфабрикатах ти­ тана развивается текстура деформации. Текстура дефор­ мации титана существенно зависит от вида деформации. При волочении титана вдоль оси проволоки устанавли­

вается направление <С1010>. В листе, полученном хо­

лодной прокаткой, направление < 1 0 1 0 > параллельно направлению прокатки, а плоскость базиса (0001) об­ разует с плоскостью прокатки углы ±30° (рис. 10). При горячей прокатке может развиваться текстура с плоско­ стью базиса, ориентированной параллельно поверхности листа [27].

Рекристаллизация приводит к разупрочнению тита­ на. Существенное разупрочнение титана (примерно на 50%) происходит еще до начала рекристаллизации (рис. 11) за счет возврата. При температуре конца рекристал­ лизации степень разупрочнения составляет около 80%. Дальнейшее разупрочнение происходит в процессе соби­ рательной рекристаллизации.

Ударная вязкость существенно возрастает в интер­ вале температур 200—300° С, в котором не происходит заметного изменения других механических свойств. Пос­ ле отжига при температуре выше 500° С наблюдается существенное снижение ударной вязкости, которое объ­ ясняют перераспределением кислорода и азота между границами и объемом зерен, а также старением накле­ панного материала, сопровождающимся дисперсными вы­ делениями. Наилучшее сочетание механических свойств наблюдается после отжига при 650—700° С. Отжиг при температурах выше 700° С вызывает укрупнение зер­ на, что ведет к понижению механических свойств. Умень­ шение величины зерна, наоборот, приводит к повыше­ нию пределов прочности и текучести титана и к одно­

временному существенному повышению относительного удлинения и поперечного сужения.

Как известно, предел текучести можно описать урав­ нением Петча — Холла [28, 29]

где d — средний размер субзерен при сильной фраг­ ментации структуры или средний диаметр зерен при отсутствии субструктуры1;

Ат— константа,, зависящая от природы сплава.

Параметр Ат определяет легкость передачи пластичес кой деформации из одного зерна в другое.

Величина сг0, не зависящая от величины зерна и приложен­ ных напряжений, является ха­ рактеристикой деформируемо­ го металла и определяет соп­ ротивление движению дислока-

ций в плоскости скольжения. В соответствии с выше из­ ложенными идеями во можно представить в виде

1 Л. М. Бернштейн и В. А. Займовекий [14] справедливо отмеча­ ют, что диаметр d по существу должен быть равен длине плоскости скольжения, на которой происходит беспрепятственное перемещение дислокаций.

20

где а*— атермическая составляющая, которая опреде­ ляется силами Пайерлса — Набарро (трением решетки), сопротивлением движению дислока­ ций со стороны атомов, случайно распределен­ ных в решетке основного металла.

Величина о* мало зависит от температуры. Второе слагаемое о**, наоборот, существенно зависит от тем­ пературы в соответствии с уравнением

Уравнение (6) было впервые выведено для о. ц. к. ме­ таллов. Впоследствии оказалось, что оно с достаточной точностью выполняется и для металлов с г. ц. к. и г. п. у.

нением (6), представляет собой прямую линию. Отличие металлов с кубической решеткой от метал­

лов с гексагональной решеткой заключается в том, что для первых параметр Кт почти не зависит от темпера­ туры, а для вторых — существенно уменьшается с повы­ шением температуры. Для металлов с о. ц. к. и г. ц. к. решеткой зависимость предела текучести от величины

а в г. п. у. металлах параметр Кт оказывается пропор­ циональным термической составляющей о** в напряже­

нии (То- Зависимость разрушающих напряжений ор от вели­

чины зерна d в координатах ар—d~Xj2 также можно в первом приближении описать прямой линией в соответ­ ствии с уравнением Петча — Стро

21