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

Транспортировки атомов водорода дислокациями в об­ ласти скопления дислокаций перед препятствиями соз­ дается такая концентрация водорода, при которой воз­ можно развитие хрупкости первого рода. Поэтому можно считать, что хрупкость второго рода начинает разви­ ваться, когда концентрация водорода в скоплении дости-

роженных образцов от температуры в этом случае (б)

гает той же величины Сь при которой при равномерном распределении водорода по объему металла начинает проявляться хрупкость первого рода, и развивается в полной мере, когда концентрация водорода в скоплении достигает величины С2, приводящей к ярко выраженной хрупкости первого рода (рис. 156). Следует подчерк­ нуть, что экспериментальные данные, полученные для а+ р - и (3-титановых сплавов, показывают, что концент­ рации Ci и С2должны быть близки между собой.

Взаимосвязь температуры, соответствующей мини­

342

муму пластичности, и скорости деформации можно вы­ разить уравнением

003)

п0 BeQ/RT

а температуру полного восстановления пластичности можно найти из аналогичного выражения при замене С2 на С\. Из уравнения (103) следует, что провалы пла­ стичности, обусловленные обратимой водородной хруп­ костью, должны смещаться к более высоким температу­ рам с увеличением скорости деформации. С увеличением скорости деформации провал пластичности не только смещается к более высоким температурам, но и умень­ шается по величине.

Анализ уравнений (91) и (103) показывает, что тем­ пература Тн, начиная с которой водородные атмосферы захватываются полностью, с уменьшением скорости де­ формации понижается менее резко, чем температура, начиная с которой концентрация водорода в области скоплений из-за термической диффузии становится меньше величины, необходимой для полного развития хрупкости. Следовательно, при достаточно малых скоро­ стях деформации при повышении температуры испыта­ ний термическое рассасывание сегрегаций водорода в области скопления дислокаций начинает сказываться раньше, чем наступает полный захват атомов водорода движущимися дислокациями, и провал пластичности будет меньше, чем при больших скоростях деформации. Таким образом, восстановление пластичности должно происходить не только при очень низких температурах испытаний, но и при очень малых скоростях деформации. Иначе говоря, водородная хрупкость рассматриваемого вида должна наблюдаться не только в определенном ин­

рода в области скопления дислокаций будет изменяться

в соответствии с кривыми Со и Со, приведенными на рис. 157. Снижение пластичности при повышении темпе­

’ 343

ратуры испытаний при том и другом содержании водо­ рода начинается примерно с одной и той же температу­ ры, так как критическая скорость деформации в первом приближении не зависит от содержания водорода. Одна­ ко для образцов с меньшей средней концентрацией водо­ рода тепловое рассасывание снижает концентрацию во­ дорода в области скопления дислокаций до значений, не приводящих к хрупкости, при более низких температу­ рах, чем для образцов с большей средней концентра­ цией. Поэтому восстановление пластичности при повы­ шении температуры испытаний для металла с малым содержанием водорода начнется с более низкой темпера­ туры, чем для металла с большим содержанием водоро­ да. В итоге с увеличением содержания водорода кривые, иллюстрирующие пластичность в зависимости от темпе­ ратуры испытания, будут постепенно приближаться к кривым, схематически изображенным на рис. 154.

В описанных выше работах концентрация Стах была определена для стационарных условий. Позднее было предложено более общее'решение задачи (Р. М. Габидуллин и др. [353]), из которого следует, что стационар­ ное распределение водорода в голове скопления дисло­ каций устанавливается довольно быстро, и поэтому при­ нятые в работах [83, с. 106; 351] упрощения допустимы.

УСЛОВИЯ ПРОЯВЛЕНИЯ ВОДОРОДНОЙ х р у п к о с т и ШЕСТОГО ВИДА В СТАЛЯХ И ТИТАНОВЫХ СПЛАВАХ

Обратимся теперь к количественной проверке пред­ полагаемой гипотезы. Остановимся прежде всего па экспериментальных данных для сталей [351], так как для них получены более точные значения физических ве­ личин, входящих в уравнения, определяющие развитие обратимой водородной хрупкости.

На рис. 158 приведена зависимость температуры на­ чала снижения пластичности Ти и температуры, при ко­ торой достигается минимум пластичности Гт1п, от скоро­ сти деформации для.стали SAE 1020 (по данным Тоха и Болдуина [354]), а также для стали с 0,5% Сг (по дан­ ным К. В. Попова и В. А. Ягуновой [355]). На том же графике приведена зависимость температуры начала снижения пластичности Тн от скорости деформации, вы­ численная по уравнению (91). При вычислениях было предположено, что А = 1 0 7 см ~2, 6= 2,56-10~8 см. Энер­

344

гия связи атомов водорода с дислокациями в а-железе, вычисленная из результатов измерения внутреннего тре­ ния, составляет 0,17—0,38 эВ [356]. Для расчетов было принято значение энергии связи порядка 0,2 эВ.

Приведенные в опубликованных работах значения коэффициента диффузии водорода в железе колеблются

чительная часть атомов водорода захватывается различ­ ного рода ловушками и средняя подвижность их поэтому уменьшается.

Если в уравнение (91) подставить значение коэффи­ циента диффузии, которое справедливо для наличия ло­

расхождение между экспериментальными и расчетными данными. Если же допустить, что дислокации увлекают

345

развивается после образования шейки. Относительная скорость деформации в области шейки в десятки раз больше средней скорости деформации, так что соответ ствие экспериментальных и расчетных кривых даже лучше, чем это следует на первый взгляд из рис. 158.

Тот факт, что именно свободный водород увлекается дислокациями, вполне понятен. Пластическая деформа­ ция за пределом текучести обеспечивается в основном новыми дислокациями, генерируемыми источниками дислокаций. Новые дислокации, перемещающиеся через кристалл, естественно, могут эффективно захватить лишь свободные атомы водорода, равномерно распреде­ ленные в металле.

На том же рис. 158 приведена зависимость темпера­ туры, соответствующей минимуму пластичности, от скоро­ сти деформации, рассчитанная по уравнению (103). При расчетах было положено, что под каждым атомом па краю лишней полуплоскости находится по одному ато­

между экспериментальными и теоретическими кривыми получается при коэффициенте диффузии, соответствую­ щем коэффициенту диффузии водорода в ловушках. Если же полагать, что Z)0= l,4 -1 0 -3 см2/с, a Q= = 3200 кал/моль, то температура, соответствующая ми­ нимуму пластичности, оказывается ниже температуры начала снижения пластичности, и, следовательно, ника­ кой водородной хрупкости не должно быть во всем ин­ тервале температур,, что противоречит эксперименту.

Таким образом, дислокации при своем движении за­ хватывают свободные атомы водорода и этот процесс оп­ ределяется диффузией свободных атомов водорода с энергией активации Q= 3200 кал/моль, а диффузия во­ дорода из скопления дислокаций в объем зерна опреде­ ляется энергией активации 7820 кал/моль, так как в этом случае водород диффундирует из ловушек, которы­ ми являются дислокации в области скопления.

Неполное соответствие расчетных кривых с экспери­ ментальными данными обусловлено следующими причи­ нами: а) коэффициенты диффузии водорода были опре­ делены для чистейшего железа, а исследования по водо­ родной хрупкости были проведены на легированных сталях; б) при больших скоростях деформации разруше­

346

ние наступает до установления стационарного потока водорода из области скопления дислокаций в объем зер­ на; в) при больших скоростях деформации необходимо учитывать тепло, выделяющееся в образце при пласти­ ческой деформации, так как в результате этого эффекта температура образца оказывается выше температуры охлаждающей среды.

Оценим повышение температуры образца, которое

линдра в окружающую среду; R0— радиус цилиндра.

Величину q можно определить как Q/co, где Q — ко­ личество тепла, выделяемое за счет пластической дефор­ мации, и о>— объем рабочей зоны образца. Принимая в соответствии с данными Мак Лина [15], что примерно

3 4 7