книги / Физическое металловедение титана

Прймесй внедрения оказывают сопротивление / дви­ жению дислокаций. Если преодоление препятствий, обус­ ловленных атомами внедрения, дислокациями, движу­ щимися на призматических плоскостях первого порядка, контролирует скорость пластической деформации тита­ на, то приложенная действующая сила f равна }—%*Ы*. Поскольку приложенная сила точно уравновешивается внутренней силой сопротивления /* обусловленной пре­ пятствиями, то с учетом уравнений (41) и (42) получаем

(43)

что«приводит к следующему соотношению:

(44)

Из этого соотношения следует, что т* должно быть пропорционально C\J2 при дайной температуре и скоро­

сти деформации, так как постоянство температуры и ско­ рости деформации предполагает постоянство Д<?° (при

условии, что 8о—’постоянна) и, следовательно, постоянст­ во /*. Теоретически ожидается прямая пропорциональ­ ность между т* и CXJ2 ; это соответствует эксперимен­

тальным данным, приведенным на рис. 44. Активационный объем о*определяется соотношением

(31). Введение соотношения Фрнделя для /* в уравнение

(31) дает

(45)

На рис. 49 представлена зависимость силы /* от рас­ стояния х*. Из рис. 49 следует, что /^ах=82* 10~6Дпя

(0,21 ц0Ь2), где р,=С(3б при 0 К. Быстрое увеличение силы происходит при лг*меиыие 1,5Ь.

При обсуждении влияния температуры обычно при­ нимаются два допущения:

1);/* не зависит от температуры;

2)/* пропорционально модулю сдвига р и, следова­

тельно, изменяется с температурой по тому же закону, что и модуль. В первом случае ДGне зависит от темпе­ ратуры и, следовательно, энтропия активации AS*, свя­ занная с препятствием, контролирующим скорость де­ формации, равна нулю, в то время как в последнем слу­ чае AG пропорциональна модулю сдвига и ентропия оп­ ределяется температурной зависимостью р.

115

Вызовет большие искажения решетки, и поэтому он буде!1 стремиться перейти снова в октаэдрическую пору. Если последний процесс контролирует термическую актива­ цию скольжения, то .энергия активации должна быть близка к энергии активации диффузии атомов внедре­ ния. Энергия активации при диффузии атомов кислоро­ да в а-титане близка к 2 эВ. Эта величина значительно ближе к энергии активации скольжения, равной 1,4 эВ, чем расчетная энергия связи краевых дислокаций с атомами кислорода (0,1—0,2 эВ).

Хотя в первых работах Конрад с сотрудниками опе­ рировали понятием эквивалент кислорода, концентра­ ция примесей внедрения в исследованных ими марках титана колебалась в основном из-за разного содержа­ ния кислорода, а концентрация азота и углерода оста­ валась по существу неизменной. Проведенные позднее исследования [30, с. 1131] показали, что понятие «экви­ валент кислорода» является все же приближенным, хо­ тя и полезным. Действительно, термически активируе­ мая деформация сплавов титана с азотом описывается

атомы азота по сравнению с атомами кислорода. Тем не менее энергия активации деформации сплавов Ti—N (1,5 эВ) практически такая же, как и для технического титана (1,4—1,53 эВ).

Влияние углерода на термически активируемую сос­ тавляющую напряжений течения титана можно описать уравнением о*=ар,С1/2, в котором константа а возра­ стает с понижением температуры. Свободная энергия активации Гиббса при пластической деформации спла­ вов титана с углеродом составляла 0,80 эВ при 242°С вне зависимости от концентрации углерода в пределах от 0,07 до 0,36% (ат.) [127].

ПЛАСТИЧЕСКАЯ ДЕФОРМАЦИЯ ТИТАНА ДВОЙНИКОВАНИЕМ

В пластической деформации титана и его сплавов значительную роль играет двойниковаиие. В монокри­ сталлах os-титана оно происходит преимущественно в тех случаях, когда направление главных напряжений совпадает с осью с или составляет с ней малые углы.

119

При такой ориентации монокристаллов напряжения, не обходимые для начала скольжения вдоль базисной и призматических плоскостей, очень велики, и двойникование Является более вероятным способом деформации, чем скольжение.. Вклад двойникования в общую пла­ стическую деформацию обычно увеличивается с пони­ жением температуры. Это обусловлено тем, что с пони­ жением температуры деформации критические напряже­ ния скольжения растут более интенсивно, чем крити­ ческие напряжения начала двойникования.

В а-титане при комнатной температуре двойникование_протекает вдоль следующих плоскостей: {1012};

{1121}; {1122}; {1124}. Число "различных действующих систем двойникования в титане увеличивается с пони­ жением температуры.

к сжатию [55]. При температурах ниже 400°С образо­ вание двойников сопровождается падением нагрузки.

При сжатии монокристаллов а-титана вдоль оси с на­ грузка сначала растет линейно с увеличением степени деформации, а затем скачкообразно уменьшается поч­ ти вдвое. Это падение нагрузки происходит при зарож­ дении первого двойника и обусловлено освобождением упругой энергии при двойниковании. За падением на­ грузки следует скачкообразное ее повышение из-за деформацйонного упрочнения. Скачкообразный характер кривой напряжение — деформация связан с продолжа­ ющимся двойникованием [28, с. 459].

При сжатии монокристаллов вдоль оси с ниже 400°С металлографически обнаруживаются только двой­

ники {1122}. Выше 400°С преимущественно образуются

двойники {1011} и падение нагрузки отсутствует (рис. 51). Таким образом, спад нагрузки характерен для

двойников. {1122} и не является характерным при двой­ никовании {1011}.

На рис. 51,д показана зависимость предела теку­ чести монокристаллов, деформируемых сжатием, от температуры. При температурах ниже 400°С деформа­

ция осуществляется двойникованием {1122}, и в этом

120