Материал: Физическое металловедение титана

В титане и его сплавах трещины обычно зарожда­ ются по схеме Баллафа — Гилмана [74, с. 278] иРожанского — Инденбома [36, с. 96]. Согласно этим моделям зарождение трещин происходит вследствие нелинейности скольжения в полосах скольжения или в местах нагро­ мождения дислокаций, а также в результате искривле­

Сдвиг по изогнутым плоскостям вызывает возникновение нормальных напряжений, приводящих к отрыву (см. рис. 58,а,б).

Напряжение, необходимое для зарождения трещины, согласно теории модели Баллафа — Гилмана

(70)

Эти модели важны для металлов, у которых, как у а- титана, плоскости скольжения испайности совпадают.

сплавах со средним и низким пределом текучести (ОТ4, ОТ4-1, ВТ6С, Ti+4% Al, ТН-2,5% Zr) при^испытаниях в условиях статического растяжения. Микротрещины,, как правило, были расположены перпендикулярно при­ ложенному напряжению и ширина их не превышала

О

1000 А. И. И. Новиков и О. В. Каспарова [112] сообща­ ют о наличии подобных трещин в термически упрочнен­ ных р-титановых сплавах (Ti-f20%Mo, ВТ15), испытан­ ных на растяжение. Однако трещины этого типа являют­ ся преобладающими лишь в закаленных сплавах, когда структура представлена чистой р-фазой.

Коэффициент концентрации напряжений (q) впере­ ди полосы скольжения пропорционален числу элемен­ тарных актов скольжений, которые возникают в полосе, поэтому концентрация напряжений пропорциональна шп­ рице полосы. Растягивающее напряжение в голове по­ лосы скольжения равно [103, с. 471]

= <7(% —ot).

При критическом напряжении, необходимом для от­ рыва, имеем

фициент концентрации напряжений впереди полосы тече­ ниям чистом титане может достигать огромной величи­ ны (<7с«500—600).

Критическая полоса скольжения имеет ширину &qcb, где Ъ — вектор Бюргерса. Если коэффициент К в уравнении (72) принять равным 107 дин/ом3/2, то для плоскости отрыва получаем критическую ширину поло­ сы скольжения, равную 0,0018; 0,0006 и 0,0002 мм для диаметра зерна 1; 0,1 и 0,01 мм. Следует отметить, что крупному зерну соответствуют и более широкие полосы течения.

Из приведенных данных видно, что грубое скольже­ ние сильнее способствует развитию разрушения, чем тон­ кое скольжение. Учитывая это, многие авторы [95, 103, 104] связывают зарождение трещин в титане и его спла­ вах независимо от деталей механизма их образования с моментом возникновения грубых широких полос сколь­ жения, т. е. полагают, что трещины зарождаются при достижении в локальном объеме металла критической плотности дислокаций [36, с. 96].

Для титана и его сплавов при двойниковании наибо­ лее реальна и важна схема разрушения (рис. 58,в), пре­ дусматривающая встречу растущего двойника со стенкой другого, уже существующего. Это связано со способ­ ностью двойниковой прослойки создавать высокие нап­ ряжения в окрестностях тормозящего ее барьера. Халл [ИЗ], использовав уравнение Гриффитса, установил связь между растягивающими напряжениями (crs), не­ обходимыми для продвижения трещин, и толщиной двойника (t), их создающего:

где 0 — угол встречи двойников.

154

Анализ этого уравнения для титана и малолегиро­ ванных а-сплавов показывает, что для возникновения трещины у границы зерна достаточно заблокировать

О

двойниковую прослойку толщиной 500—1000 А. К этому же выводу можно придти и из определения касательных напряжений в вершине двойника: то=я'т, где %— при­ ложенные касательные напряжения, а п' — число дисло­ каций на поверхности раздела двойника.

Таким образом, в титане даже «тонкий двойник» толщиной « 10-4 см представляет собой, будучи блоки­ рованным, скопление 104 дислокаций, а это значительно больше, чем те скопления в полосах скольжения, кото­ рые способны вызвать разрушение. На рис. 59,6 пока­ зано образование микротрещин по схеме Халла в тита­ новом сплаве ОТ4 при испытании его на замедленное хрупкое разрушение по схеме консольного изгиба [ 1 1 1 ].

Однако не каждое пересечение двойников в- титане приводит к образованию трещин, так как вызванные блокированием двойника напряжения могут быть сняты благодаря раздвойникованию, если этому благоприятст­ вует определенное расположение кристаллографических плоскостей.

Описанные выше схемы не ограничивают вариантов зарождения разрушения в титановых сплавах' по меха­ низму заторможенного сдвига. В псевдо- а- и псевдо- р-сплавах (ОТ4, ОТ4-1, ОТ4-ОУ, ВТ20, ВТ15, ВТЗО) замечено образование трещин на границах вторых фаз при встрече с ними двойников (рис. 59,б), а в техничес­ ком титане и в а-титановых сплавах (ВТ5, ВТ5-1, груп­ па АТ) наблюдали трещины на поверхности раздела двойник — матрица. Последний вид разрушения харак­ терен только для клиновидных двойников, зарождение и рост которых в г. л. у. металлах подробно описаны в ра­ боте [114].

Возникшие в титане микротрещины могут вызывать образование новых трещин из-за взаимного наложения пика существующих напряжений и концентрации напря­ жений у вершины трещины. Такие «вторичные» трещи­ ны обнаружены в зоне надреза в титане, а-сплавах, в за­ каленных р-сплавах при испытаниях на замедленное хрупкое разрушение по схеме Трояно [115] при сравни­ тельно невысоких* средних напряжениях. Этот механизм особенно четко проявляется в р-сплавах, в которых нес­