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

132

133

отвечает кинетике бимолекулярной реакции. На первой подстадии происходит миграция межузельных атомов ниобия, а на второй — атомов кислорода [85].

И. А. Гиндин и др. [86] наблюдали протяженную стадию дислокационного возврата на монокристаллах

Такое деформирование вызывает сравнительно невы­ сокие локальные искажения, вследствие чего рекристал­ лизация при отжиге вплоть до температур плавления отсутствует.

В заключение приведем некоторые сведения о точеч­ ных дефектах тугоплавких о.ц. к. металлов, получен­ ные из экспериментов по исследованию возврата элек­ тросопротивления (табл. 6).

РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ ТУГОПЛАВКИХ О. Ц. К. МЕТАЛЛОВ

Как уже отмечалось, рекристаллизация охватывает возникновение высокоугловых границ и их миграцию. Образование высокоугловых границ при нагреве де­ формированного металла составляет сущность процес­ са зарождения рекристаллизованных зерен. Миграция возникших высокоугловых границ определяет процесс

.роста рекристаллизованных зерен.

Процессы зарождения рекристаллизованных зерен

Так же, как и протекание процессов возврата, разви­ тие рекристаллизации и в особенности стадия зарожде­ ния рекристаллизованных зерен в основном определяет­ ся характером дислокационной структуры, сформиро­ вавшейся при пластической деформации. Существенно влияют на эти процессы примеси и легирующие добав­ ки.

Наиболее отчетливо связь между структурой метал­ ла в деформированном состоянии и процессами зарож­ дения рекристаллизованных зерен можно наблюдать

134

при исследовании изменений структуры деформирован­ ных монокристаллов во время отжига.

Дислокационная структура деформированного мо­ нокристалла молибдена и ее изменение при отжиге за­ висят от кристаллографических условий деформации, которые в основном определяют и характер процессов разупрочнения при последующем нагреве. Перераспре­ деление дислокаций в молибдене, как мы видели, про­ исходит при сравнительно низкой температуре, и во время нагрева в нем легко протекает полигонизация. По-видимому, ранние стадии рекристаллизации молиб­ дена должны определяться характером развития поли-

к { 111}, -направление прокатки не фиксировалось. После деформации в образце наблюдалась хорошо вы­ раженная ячеистая структура (рис. 59, а). Ячейки не­ правильной формы преимущественно 0,5 мкм в диамет­ ре разделены плотными дислокационными сплетениями. Минимальная толщина стенок ячеек равна 0,03—0,15 мкм. Плотность дислокаций в стенках ячеек часто выше 10п см-2, внутри ячеек она равна ІО7—109 см~2. Изгиб решетки при переходе через стенку ячейки может пре­ вышать я/180 рад (1 град). Нередко встречается изме­ нение ориентации до я/60—я/45 рад (до 3—4 град) в участках, разделенных расстоянием в 1 мкм. Рентгенов­ ские исследования показали, что в участках диаметром 50—100 мкм угловой разворот отражающих объемов вокруг оси пучка достигает я/18—я/6 рад (10—30град). В результате часового отжига при 750°С в разных ме­ стах фольги возникает развитая полигонизованная структура. Разориентация смежных блоков относитель­ но велика и часто превышает я/180 рад (1 град). Воз­ никают участки плоских границ с разориентацией л/180—л/90 рад (1—2 град), переходящие в объемные дислокационные сплетения (рис. 59, б). В некоторых сплетениях наблюдаются развал стенок ячеек и объеди­ нение соседних субзерен (рис. 59, в). Наряду с полигоннзацией в отдельных местах уже наблюдаются первые, отдельные рекристаллизованные зерна диаметром до

135

136

3—о мкм. Разориентация некоторых участков этих зе­ рен -относительно матрицы превышает я/18 рад (10 град). Заметная полигонизация рентгенографически наблюдается уже после отжига при 850°С в течение

0,5 ч.

Увеличение размеров субзерен при отжиге, по-види­ мому, может происходить двумя путями: 1) путем коалесценции смежных субзерен, когда во время отжига з стенке, разделяющей ячейки, образуется неустойчивая граница, которая затем быстро разваливается; 2) вслед­ ствие некоторой миграции границ субзерен в прилегаю­ щие участки матрицы. Возникновение отдельных совер­ шенных субзерен, в несколько раз превышающих по размерам окружающие ячейки и являющихся зароды­ шами рекристаллизации, происходит в результате коалесценции, а также из-за относительно высокой под­ вижности некоторых малоугловых границ, на которых оканчиваются многочисленные дислокационные сплете­ ния.

Такие субзерна, являющиеся зародышами зерен, растут за счет дальнейшей миграции их границ. В неко­ торых случаях объединение группы зерен, мало отлича­ ющихся по ориентации, с помощью общей огибающей их границы происходит без разрушения субграниц.

Образование зародыша рекристаллизации в рас­ смотренных случаях в сущности сводится к возникнове­ нию подвижного участка границы субзерна в результа­ те перераспределения дислокаций и последующего раз­ вития этой границы путем миграции в высокоугловую. Рекристаллизация в такой структуре начинается после нагрева при 750°С в течение 1 ч.

Условием, необходимым для возникновения такой подвижной границы, являются значительный локальный

,изгиб решетки и существенно неравномерное распреде­ ление дислокаций. Такие условия наблюдаются в хоро­ шо сформировавшихся ячеистых структурах. Так, мо­ нокристалл молибдена, деформированный по плоскости

{ п о } в направлении < 1 1 0 > , имеет особенно чет­ кую ячеистую структуру, в которой много мест с силь­

137

ХЮ11 см-2. Начало рекристаллизации в такой структу­ ре наблюдается очень рано, уже после отжига в тече­ ние часа при 470°С. В то же время если такой же кри­

структура с равномерным распределением дислокаций, плотность которых достигает Ы 0 11 см-2. Структура од­ нородна, локальные изгибы решетки встречаются весь­

ции дислокаций разных знаков. Отжиг при 1020°С сни­ жает плотность дислокаций до значений 6 -108 см-2. Отсутствие в структуре значительных скоплений дисло­ каций одного знака приводит к тому, что полигонизация с образованием границ субзерен не наблюдается. Рекристаллизация в таких структурах не наступает при нагреве вплоть до температуры плавления, как это сле­ дует из наших и литературных данных [82, 83, с. 128— 137].

Приведенные результаты свидетельствуют об опре­ деляющем влиянии структуры, сформировавшейся в ре­

также И, А. Гиндиным и др. [86] на монокристаллах ниобия. Во всех случаях при тщательно проведенной прокатке монокристаллов о. ц. к. металлов по плоскости

{ 100 [ в направлении < 1 1 0 > получается структура с

равномерно распределенными дислокациями и незначи­ тельными изгибами решетки. Такой характер структу­ ры при последующем нагреве определяет либо отсут­ ствие рекристаллизации вообще, либо существенное смещение ее начала в область высоких температур.

Структура, не претерпевающая рекристаллизации при нагреве вплоть до 2000°С, может быть получена и при волочении монокристаллов молибдена с общим об­

’38

кающая структура образуется в результате скольжения

по четырем системам { 112 \ < 1 1 1 > , она отличается относительно равномерным распределением дислока­ ций; в ней отсутствуют участки, в которых имеются ус­ ловия для возникновения высокоугловых границ, опре­ деляющих начало рекристаллизации.

фольги травлением до 10 мкм приводит к росту темпе­ ратуры начала рекристаллизации до 950°С, что может вызываться насыщением такой тонкой фольги примеся­ ми внедрения в результате отжига в указанном выше недостаточно глубоком вакууме. По нашим данным, ат­ мосфера отжига существенно влияет и на характер раз­ упрочнения поликристаллической молибденовой прово­ локи.

Подробные исследования Л. Н. Ларикова и Е. Э. Засимчук [42, с. 159—161] на сильно деформированных монокристаллах вольфрама, молибдена и ниобия раз­ личной чистоты, полученных электроннолучевой зонной плавкой, показали, что скорость роста центров рекри­

сталлизации G весьма чувствительна к чистоте метал­

ла. Величина G может быть даже критерием оценки чистоты металлов.

По-видимому, роль примесей внедрения в задержке процессов разупрочнения сводится главным образом к блокированию дислокаций и снижению их подвижности при высоких температурах, что затрудняет формирова­ ние высокоугловых границ и задерживает начало за­ рождения зерен. Одновременно примеси внедрения мо­ гут затруднять миграцию возникших высокоугловых 'границ как за счет сегрегации по границам, так и за счет возникших пограничных выделений.

Структура границ зерен и их свойства

Многие детали механизма процессов рекристаллиза­ ции нельзя признать окончательно выясненными. Это относится, в частности, и к рекристаллизации о. ц. к. ме­

139

таллов. Не установлены до конца, например, движущие силы и механизм возникновения высокоугловых границ и зародышей рекристаллизации. Полностью не выяс­ нен также механизм миграции мало- и высокоугловых границ при рекристаллизации и т. д.

До сих пор нет достаточно убедительных представле­ ний о структуре высокоугловых границ металлов с раз­ личной кристаллической решеткой. Далеко не полно изу­ чены и свойства этого типа дефектов кристаллической решетки. Достаточно надежные данные о свойствах гра­ ниц, в частности о их динамике, стали появляться лишь в последнее время.

Наиболее удачной моделью высокоугловой границы к настоящему времени, по-видимому, является «остров­ ковая» модель Мотта, с помощью которой можно объяс­ нить процессы скольжения по границам зерен и мигра­ цию границ. Граница здесь рассматривается как кон­ гломерат островков с плохим и хорошим соответствием решеток по обе стороны от границы. С увеличением угла разориентировки зерен увеличивается количество островков плохого соответствия, а сами они приобре­ тают вид плоских образований, вытянутых в плоскости границ. При разориентировке 0,595 рад (35 град) и бо­ лее вся граница представляет собой участок плохого соответствия.

В последнее время нами с Л. С. Швиндлерманом, А. В. Антоновым, Е. М. Фридманом проведен ряд работ, позволивших надежно установить зависимость свойств границ от разориентации, а также от чистоты материа­ ла. Исследования были проведены на бикристаллах

цесс. Подвижность ее зависит от разориентации сосед­

ском бикристалле цинка чистотой 99,999% от угла разориентировки при условии, что граница нормальна к по­ верхности бикристалла. Движущая сила миграции здесь — уменьшение граничной энергии в результате со­

140

V, р а д (град.)

Рис. 60. Зависимость энергии активации миграции Е

границы наклона в 'плоском бикристалле цинка от уг­ ла 'разориенти'рор'кн ср

Видно, что энергия активации миграции снижается от значений —231 кДж/г-атом (55 ккал/г-атом), харак­ терных для малоугловой границы наклона с разориен-

сей [151]. Оно наиболее сильно сказывается в интервале содержания примесей от 2 -10_4% (ат.) до (10—15) • Ю~4% (ат.). При этом значения энергии активации возрастают от —67,2 кДж/г-атом (16 ккал/г-атом),характерных для

141