книги из ГПНТБ / Копецкий, Ч. В. Структура и свойства тугоплавких металлов

хрупкость металлов ѴІ группы возникает как результат межкристаллитной внутренней адсорбции примесей, в первую очередь примесей элементов замещения. Послед­ ние вызывают дополнительную внутреннюю адсорбцию примесей внедрения, что усложняет химический состав приграничных зон зерен и также способствует охрупчи­ ванию [49].

Влияние углерода на пластичность монокристаллов металлов VI группы отличается от его влияния в .поли­ кристаллах. На рис. 39 [34, 35] показано, как сказыва­ ется повышение содержания углерода на характеристи­ нах пластичности монокристаллов молибдена и вольфра­ ма. Рост концентрации углерода в монокристаллах вольфрама от 2-10_4% (по массе) до 30-10~4% (по массе) приводят к некоторому .повышению температуры перехода в хрупкое состояние. Увеличение концентрации углерода от 30Ю_4% (но массе) до 200-10~4% (по мас­ се) в монокристаллах молибдена также сопровождается повышением температуры перехода. Эти эффекты, ве­ роятно, вызваны увеличением числа карбидных включе­ ний и изменением их размеров и .распределения. Как сле­

кристаллы с осью растяжения < 1 0 0 > . Они демонстри­ руют также и различный характер разрушения. Кри­ сталлы с осью < П 0 > деформируются с образованием ножевидной шейки. Локализация деформации с образо­ ванием шейки наблюдалась у кристаллов вольфрама и молибдена уже при удлинении 4—5% ■Кристаллы с ориен­ тировкой < 10 0 > деформируются с образованием ци­ линдрической шейки. В случае хрупкого разрушения скол происходит по плоскости типа •[ 100 J-, перпендику­ лярной оси растяжения, причем во всех случаях, когда разрушение было хрупкое, окол наблюдался в области, непосредственно прилегающей к цилиндрической шейке, но не в самой шейке. Вязкое же разрушение происходит в самой шейке. Место разрушения имеет иглообразный характер. Для кристаллов вольфрама изменение ориен­ тации оси растяжения более сильно влияет на темпера­ туру перехода, чем изменение содержания углерода в исследуемых .пределах.

92

Рис. 39. Температурная зависимость относительного удлинения и от­ носительного сужения кристаллов вольфрама и молибдена разной степени чистоты с различной ориентировкой оси растяжения

[34, 35]:

Q3

В л и я н и е с т р у к т у р ы и с у б с т р у к т у р ы

Границы зерен и приграничные участки главным обра­ зом обусловливают возникновение низкотемпературной хрупкости лолнікріисталлнчеоких о.ц.к. металлов VI груп­ пы — хрома, .молибдена и вольфрама. Объясняется это ■низікой прочностью границ зерен из-за скопления на них (включений и сегрегации примесей ів .приграничных уча­ стках, что способствует возникновению трещин по грани­ цам зерна и в деформированном, и ів рекрясталлизо- ©айном состояниях. Как правило, зарождение хрупкой трещины в поликристалличееких образцах о.ц.к. метал­ лов VI группы происходит на включениях, располагаю­ щихся по .границам зерна [40, е. 28—67]. Распростране­ ние трещин определяется свойствами зерен. Как уже от­ мечалось, устранение границ зерен, осуществляемое пе­ реходом от поликристалла к монокристаллу при том же уровне примесей внедрения, в металлах VI группы со­ провождается заметным повышением пластичности.

Данных о влиянии границы определенного типа на (механические свойства и в первую очередь на характер разрушения и температуру хрупкости Тхр очень мало. Некоторое представление об этом дают результаты, по-

94

лученные авторам совместно с А. И. Пашковсшш (рис. 40). Ha рис. 40 приведена зависимость максимального угла изгиба и максимального напряжения в повер-хиост- «ам слое образца при изгибе от угла разориентация зе­ рен бикристалла молибдена с границей кручения при различных условиях деформации.

Для получения бикристаллов использовали монокрпсталлические .прутки імолибдена, полученные элект­ роннолучевой зонной плавной. Концентрация примесей внедрения, % (по массе), составляла: 5•‘Ю~аС, IX Х1'0-‘|0/о О, 4-10~4 N, сумма остальных примесей была меньше 5 -ІО-3. Продольная ось монокристаллов совпа­ дала с направлением <001 > . Граница ’кручения полу­ чалась плавлением узкой зоны монокристалла в элект­ роннолучевой печи и последующим поворотом нижней ■части кристалла на заданный угол а. После поворота нагрев прекращали и зона кристаллизовалась. Были получены бикристаллы с границами кручения, отвечаю­ щими разориентации я/18, я/9, я/6, 2я/9, Sjt/ 18, я/3, 7я/18 ірад (10, 20, 30, 40, 50, 60 и 70 град). Из таких бикриеталлОіВ элѳктроэрозионным способом вырезали образцы для механических испытаний, которые проводи­ ли по схеме трехточечного изгиба.

Как видно из рисунка, изгиб при углах до я рад (180 град) при комнатной температуре не вызывает раз­ рушения, если в образцах имеются границы кручения,

380 МН/ім2 (38-ікгс/імм2) . При углах разориентации гр-а- яиц зерен я/6—я/3 рад (30—60 град) образцы при из­ гибе разрушаются хрупко. Максимальный угол изгиба близок к нулю. Максимальное напряжение при этом так­ же существенно понижается и составляет 180 МН/м2 (18 кге/мм2). Для образцов при разориентации границ зерен около 7я/18 рад (70 град) снова наблюдается не­ который подъем значений ст„зг и ср.

С увеличением скорости деформации наблюдается ■существенный рост ст,,.■»■. Снижение температуры дефор­ мации до 77 К приводит к резкому возрастанию orar и

95

понижению ф. Два образца с а& л/6 рад (30 град) под­

вергали отжигу ври 2ГОО°С в течение 10 ч в вакууме 13,3 імжПа (ЫО-7 мм рт. ст.) с /применением безмасляіной системы откачки. Для этих образцов /наблюдалось /повышение опзг и ф по сравнению с неотожжеінныіми. Науглероживание образцов /путем отжига /в графитовом 'порошке при '1200°С в течение 5 ч привело /к інекотороіму повышению анзг и существенному росту ф.

Во всех случаях разрушение бикристаллов /происхо­ дило путем хрупкого скола по границе. На сколах на­ блюдались иглообразные, часто ориентированные по оп­ ределенным кристаллографическим направлениям ча­ стицы выделений. Они представляли собой /карбидную фазу (по-видимому, карбиды молибдена). Количество этой фазы увеличивалось с ростом угла разориентации ■границы бикристалла. После вакуумного отжига и науг­ лероживающего отжига карбидной фазы на границе становится больше.

Как свидетельствуют приведенные выше результаты, угол взаимной /разориентации зерен бикрнеталла ‘молиб­ дена с границей кручения существенно влияет на проч­ ность этой границы. С ростом угла разориентации, на­ чиная примерно с кІ9 рад (20 град), прочность границы резко надает, а затем остается /примерно постоянной В интервале углов разориѳнтировки я/9—7я/18 рад (20—70 град) образцы разрушаются хрупко.

Накопление карбидной фазы по /границам /после вы­ сокотемпературного вакуумного отжита образцов по сравнению с неотожженными образцами вызывает рост прочности границ /и повышение пластичности бикристаллов. Особенно резко проявляется этот эффект после на­ углероживающего отжига. Подобные результаты о влия­ нии угла разориентации получены при исследовании границы наклона в молибдене [105].

В металлах V группы пока не ясно, в •каких участках структуры преимущественно зарождаются трещины, ве­ дущие к хрупкому разрушению. Р. И. Джаффи и др. по­ лагают [40, с. 28—67], что трещины в металлах ѴА группы возникают /в результате виутрикристаллитных хрупких околов, образующихся при скольжении /или двойниковании.

Естественно, что измельчение зерна, /ведущее к сни­ жению удельного количества примесей внедрения, сегре­

96

гаций и выделения их соединений на единицу поверхно­

сти г р а н и ц ы зеірна, с у щ е с т в е н н о повышает ' П л а с т и ч н о с т ь

и снижает Гхр тугоплавких металлов

бия, молибдена и вольфрама независимо от обработ­ ки, приведшей к данному размеру зерна.

Кап показал В. И. Трефилов с сотрудниками, анали­ тически температура перехода связана с размером зер­

отношение.

Для вольфрама технической чистоты вакуумной ду­ говой плавки, деформированного на различные степени и подвергнутого последующему отжигу, нами с В. М.Па- ношо эмпирически найдена связь между Тхр и lg d:

Тхр= 198,7 lg d + 5,7.

Одинаковый характер зависимости імежду темпера­ турой вязко-хрупкого перехода и размером зерна для плавок вольфрама е разным 'содержанием .примесей по­ зволил сделать вывод, что в вольфраме промышленной чистоты изменение размера зерна 'больше влияет на Гхр, чем колебания в содержании .примесей при переходе от плавки ік плавке.

Имеются сведения, что связь между температурой перехода и размером зерна носит 'более сложный кар ак­ тер. Так, в работе [47] отмечается, что температура пе­ рехода молибдена при одном и том же .размере зерна зависит от того, каким образом это зерно было получе­ но. Температура перехода крупнозернистого молибдена с размером зерна 0,6—1,0 мм, полученного в результате высокотемпературного отжига при 2300О|С, оказывается примерно на 50 град выше, чем у молибдена с размером зерна 25 м.км. Если же крупное зерно было получено в результате деформации на критическую степень с после­ дующей рекристаллизацией, то температура перехода такого крупнозернистого молибдена была на 30 -град ниже, чем у мелкозернистого. Такой эффект можетбыть связан с различным перераспределением примесей внед­ рения при разных термических обработках.

■Прочность границ зерна можно .повысить, переводя примеси внедрения, располагающиеся по границам зерен в виде выделений вторых фаз или сегрегаций, в твердый раствор. При этом несколько снижается Гхр. Если об­ разцы молибдена после рекристаллизации при 1400°С закаливали в воде, то температура их перехода понижа­ лась примерно на 30 град по сравнению с медленно ох­ лажденными образцами (рис. 42) [47]. О положитель­ ном влиянии закалки после нагрева до 2000°С на низко­ температурную пластичность молибдена сообщалось и ранее Опейсилом и Вульфом.

Низкотемпературная пластичность поликристаллических образцов тугоплавких металлов может быть повы­ шена небольшой предварительной пластической дефор­ мацией их в .пластичной области (выше Тхр) несколько выше верхнего предела текучести. Температура хрупко­ сти ?хр образцов молибдена, слепка деформированный после рекристаллизации при испытании на изгиб, по сравнению с рѳкристаллизованіными образцами на 20— 30 град ниже (см. рис .42). Это используется на практи­

98

ке для повышения «лзкотемлературной /пластичности ли­ стов тугоплавких металлов [47].

Хорошо известно, что теплой и холодной деформаци­ ей можно существенно понизить температуру хрупко­ вязкого перехода молибдена и вольфрама. На рис. 43 [52] приведена зависимость температуры перехода в хрупкое состояние листовых образцов толщиной 1 імм

металлокерамического молибдена в зависимости от сте­ пени холодной деформации. При обжатии около 90% температура перехода снижается до —2О0°С, в то время как при обжатии 20% температура Тхр находится около 0°С. Особенно 'Сильное падение Тхр наблюдается при об­ жатиях более 65 % •

Снижение температуры переходав результате дефор­ мации О.Ц.ІК. металлов можно объяшить следующим об­ разом. Холодная пластическая деформация 'приводит к появлению высокой плотности новых незаблокированных примесяіми подвижных дислокаций, что создает ус­ ловия, обеспечивающие повышенную пластичность ма­ териала и затрудняющие /возникновение хрупких трещин вплоть до сравнительно низких температур [52].

ß . И. Трефилов указывает, что интенсивное развитие четкой ячеистой 'Структуры при деформации, эквива­ лентное существенному уменьшению эффективного раз-

мера зерна, ведет .к уменьшению эффективной длины плоскости скольжения. Это сопровождается 'Снижением температуры перехода в хрупкое состояние.

Рядом исследований [37, 58, 59, 57, 60] убедительно показано, что ячеистая структура, возникающая при де­ формации о. ц. к. металлов, в интервале температур 0,2 Тпл< Тдеф< Трекр определяет такие структурно чувст­ вительные характеристики, как температура хладнолом­ кости и предел текучести. Ячейки в деформированной структуре, имеющие размер порядка 1 ммм, разориѳнтироваиы на угол более 0,17 рад (10 град.). Так, ів молиб­ дене при обжатии 77% 'максимальная разориентациядо­ стигла 0,425 рад (25 град.). Граница ячеек со столь большими разорнентиров'ками с точки зрения влияния на характер разрушения аналогична ньгоожоуглоівой гра­ нице зерна и выполняет ее функции. Возникновение при деформации ячеистой структуры с разориентировкой выше «критической» [57] эквивалентно получению структуры е очень малым эффективным размером зерна, близким к размеру ячеек. На рис. 41 на одну прямую хорошо укладываются значения температуры перехода в зависимости от размера зерна и от размера ячеек.

На рис. 44 [58] приведена зависимость температуры хладноломкости, размера ячеек и угла разориентировки ячеек от степени деформации прокаткой ври 700°С мо­ либдена дуговой вакуумной плавки. При такой темпе­ ратуре прокатки ячейки практически были свободны от дислокаций. По .мере увеличения степени деформации размер ячеек монотонно снижается, а угол разориенти­ ровки между ними растет. Такое изменение структуры ведет к снижению ТхР от значения +40°С до —40°С.

Резкое измельчение зерна может приводить к измене­ нию механизма разрушения. Как отмечено [60], при внутрикристаллитном разрушении истинное разрушаю­ щее напряжение а Внст связано с размерам зерна d соот­

зерна истинное разрушающее напряжение при межкри­ сталлитное! разрушении растет более быстро, чем при внутрикристаллитном, и может его .превзойти. Это мо­ жет привести к смене межкристаллитного разрушения на внутрикристаллитное, так как напряжение для раз­

100

рушения ло mpал щам оказалось выше, чем для разрушения ло зерну. Это приводит в свою очередь -к скачкообразному снижению Тхр. Действительно, в мо­ либденовых сплавах Мо—С—Ті с 0,065%С наблюдает­ ся 'Сильно развитая фрагментация. Субзерна при этом эквивалентны зернам, так как их іразориентировка весьма велика. Такое измельчение «зерен» приводит ік внутрикр истадлинному разрушению и повышению пла­ стичности сплава, в то время как подобный сплав, если в нем нет фрагментации, более хрупок и разрушается межкристаллитно [60].

Загрязнение о.цж. металлов примесями внедрения существенно затрудняет формирование ячеистой струк­ туры, способствующей повышению низкотемпературной пластичности. В этом случае температура деформации, при которой возникает ячеистая структура, возрастает. При шльнам же загрязнении такая 'Структура при де­ формации не возникает при любых температурах ниже температуры рекристаллизации [61]. Обработка гидро­ экструзией способствует развитию однородной мелкой ячеистой структуры, в частности в вольфраме и молиб­ дене уже при комнатных температурах [62]. Этим так­ же, по-видимому, объясняется высокая пластичность ме­ таллов VI группы после деформации гидроэкструзией.

Возникновение ячеистой структуры при деформации резко повышает эффективную площадь поверхности границ зерен, что ведет к снижению удельного количе­ ства выделений или сегрегаций примесей внедрения по границам « также способствует снижению низкотемпе­ ратурной хрупкости.

Известно, что прокатанные образцы тугоплавких о.ц.к. металлов оібладают значительной анизотропией механических свойств, в том числе и ТхР.

Так, температура перехода при испытании на изгиб образцов, вырезанных из листов вольфрама вдоль на­ правления прокатки, составляет 'Ю6°С, а у поперечных образцов 173°С [40, с. 68—Т12].

На рис. 45 [109] показано влияние температуры про­ катки на температуру хладноломкости образцов молиб­ дена вакуумной дуговой плавки, содержащего 0,5% Ті и <0,07% С. Снижениетемпературы прокатки ниже 900— 1000°С приводит к появлению резкой анизотропии Тхр, обнаруженной при испытании на изгиб. Для продольных

101