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

жения дислокаций, полученная при исследовании не­ скольких партий вольфрама дуговой плавки, не зависит от структурного состояния металла, чистоты, относитель­ ного количества примесей внедрения и характера их распределения (вариантов термической обработки).

Содержание различных примесей [% (по массе)] в этих партиях менялось в широком диапазоне: С 20—

100-1 о-4, 0 2 10—50-10~4, Мо 4—2770-ІО-4, Ті 2—llOX

Х10-4 и т. п.

Термическая активация снижает высокие барьеры Пайерлса за счет размазывания потенциальной канавки тепловыми колебаниями. Вместе с этим при термичес­ кой активации необходим меньший уровень напряже­ ния для выбрасывания дислокацией двойного перегиба

ление винтовых дислокаций, то термическая активация обеспечивает рекомбинацию сидячей расщепленной кон­ фигурации ® скользящую. Дорн отмечает, что, ло-ви- димому, температурная зависимость деформирующего напряжения о. ц. к. металлов при очень низких темпе­

41

(35 кге/мм2) до 120—140 МН/м2 (~ 1 2 —14 кгс/мм2).

Напряжение сдвига для ниобия такой чистоты при 4,2К ниже, чем для более загрязненного ниобия при 77К. Франк показал, что в о. ц. к. железе за температурную

Рис. 17. Температурная зависимость критического напряжения

зависимость деформирующего напряжения при содер­ жании 10~4—10_5% ответственна примесь углерода, в случае же содержания углерода ^ 1 0 -8% (по массе) эта зависимость вызывается уже примесью кислорода.

42

(При исследовании отожженного тантала обнаруже­ но, что примеси внедрения сильно влияют на темпера­

видимому, влияние примесей внедрения на температур­ ную зависимость напряжения течения обнаруживается лишь при достаточно низком их содержании. Сущест­ вует некоторый уровень насыщения примесями внедре­ ния, выше которого увеличение содержания примесей внедрения уже не влияет на температурную зависи­ мость напряжения течения. Этот уровень, вероятно, особенно низок для металлов VI группы.

Термическая активация обеспечивает преодоление барьеров, обусловленных взаимодействием дислокаций с упругими полями, возникшими в результате тетраго­ нальных искажений вокруг атомов примесей внедре­ ния в о. ц. к. металлах.

При низких скоростях деформации (ІО-5—ІО-8 с-1) эксперименты, проведенные Гюи на молибдене, показа­ ли, что механизм Пайерлса в интервале 353—77К не контролирует процесс термо активационного скольже­

ния.

Появились работы, в которых предпринята попытка объединить обе точки зрения на природу резкой темпе­ ратурной зависимости предела текучести о. ц. к. метал­ лов. В основе здесь лежит представление о том, что примеси влияют на термоактивационный механизм

преодоления барьеров Пайерлса, а не непосредственно ответственны за высокое напряжение течения при абсо­ лютном нуле. В частности, можно указать на модель механизма текучести, объединяющую представления о примесном и решеточном упрочнении при низких темпе­

ратурах [21]. В соответствии с этой моделью т* контро­ лируется термически активируемым стягиванием де­ фектов упаковки у винтовых дислокаций устойчивой

сидячей конфигурации.

Это обеспечивает переход винтовой дислокации из сидячей конфигурации в скользящую. Примеси внедре­

43

ния задерживают такую рекомбинацию и способствуют повышению устойчивости сидячей конфигурации, что ведет к повышению напряжения деформирования.

Влияние ориентации на предел текучести

инапряжение течения

Вобласти температур ниже Ткр (<0,1 Тпл) предел текучести и напряжение течения о. ц. к. металлов резко зависят от ориентации оои растяжения кристаллов. Это явление можно отнести к температурно зависимой ча­ сти напряжения, и оно, ло-видимому, связано с особен­

ностями термоактивируемоіго движения дислокаций. Ориентационная зависимость предела текучести и де­ формирующего напряжения наблюдалась у вольфра­ ма, молибдена, ниобия, тантала и других о. ц. к. ме­ таллов. Основные особенности ориентационной зависи­ мости следующие. Предел текучести при растяжении вдоль направления < ПО > максимален и в два-три раза выше предела текучести при растяжении вдоль <;100>. Предел текучести при растяжении вдоль < 111 > имеет промежуточные значения либо приближается к пределу

графического треугольника, демонстрируют низкий пре­

В большинстве случаев в зависимости от ориентации разница в пределах текучести растет по мере снижения температуры. Для ниобия и тантала наблюдается более сложная зависимость.

Для одной и той же ориентации между пределами текучести, полученными при растяжении и сжатии,

44

существует значительная разница, увеличивающаяся

Рис. IS. Температурная зависимость предела про­ порциональности монокристаллов молибдена [22]

мость обратная (у молибдена при этой ориентации разницы не наблюдается).

Пока не предложен единый механизм, который бы мог удовлетворительно объяснить как ориентационную зависимость предела текучести, так и разницу в преде­ лах текучести при растяжении и сжатии кристаллов одной ориентации. Обычно для объяснения этих явле­ ний привлекают несколько механизмов — асимметрию скольжения диссоциированных винтовых дислокаций в плоскости { \ \ 2 } , а также возможность консерватив-

45

ноги движения и подвижность ступенек на винтовых дислокациях. Предполагают также, что наблюдаемые эффекты ориентационной зависимости связаны с ориен­ тационной зависимостью скорости размножения дисло­ каций при поперечном скольжении [25]. Однако следует отметить, что окончательно природа эффектов ориентационной зависимости пока не выяснена.

ТВЕРДОРАСТВОРНОЕ УПРОЧНЕНИЕ

В литературе рассмотрен ряд 'механизмов упрочне­ ния, которые имеют место при образовании твердых растворов внедрения и замещения на базе о. ц. к. металлов [14; 23, е. 248—318]. Упрочнение при легиро­ вании происходит главным образом в результате взаимодействия растворенных атомов с дислокациями. При этом возникает закрепление или блокирование ди­ слокаций—растворенные атомы собираются на не­ подвижных дислокациях—или трение при движении дислокаций; в этом случае растворенные, равномерно распределенные в матрице атомы тормозят движущиеся дислокации.

^Различают следующие виды блокирования дислока­ ций: химическое — за счет образования атмосфер Сузуки; упругое — за счет образования атмосфер Коттрел­

сей внедрения у ядра дислокаций, что имеет место для металлов VIA группы, согласно Робинсу [14].

Отмечен ряд механизмов трения, действующего на свободно движущиеся дислокации: а) трение за счет внутренних 'напряжений, возникших при растворении атомов с размерным несоответствием; эти напряжения линейно связаны с концентрацией примесей; б) трение, вызванное взаимодействием дислокаций и примесей, связанное с различиями модуля сдвига матрицы и объема, окружающего растворенный атом; напряжение трения при этом пропорционально корню квадратному из концентрации примеси; в) трение за счет взаимо­ действия с ядром дислокации; г) трение, вызываемое

46

локальным упорядочением структуры; напряжение тре­

По-видимому, есть основания полагать, что каждый из перечисленных механизмов вносит определенный

кристаллах сплавов, иллюстрирует упрочнение при об­ разовании твердых растворов замещения на основе ту­ гоплавких объемноцентрированных кубических метал­ лов. Более подробно исследованы твердые растворы на основе металлов ѴА группы, в частности ниобия и тан­ тала. Твердые растворы на основе металлов VIA груп­ пы изучены менее подробно.

Твердорастворное упрочнение при испытании ів ин­ тервале комнатных температур в результате легирова­ ния ниобия и тантала небольшими количествами леги­ рующих элементов, по данным Косторца [99], доста­ точно удовлетворительно описывается механизмом тре­ ния, связанным с различиями модуля сдвига. Зависи­ мость 'приведенного напряжения сдвига при комнатной температуре от концентрации одного из легирующих элементов Re, W, Mo, Та, V для ниобия и Hf, W, Mo, V и Re для тантала в области невысоких содержаний ле­ гирующих элементов выражается зависимостью

т0 = Z G £ І2 сч\

где то — критическое напряжение сдвига;

е— параметр размерного несоответствия и несоот­ ветствия модулей сдвига;

G — модуль сдвига;

с — концентрация легирующего элемента; Z — константа.

Высокие содержания растворенных элементов ведут к более интенсивному упрочнению, чем это предсказывают существующие теории. Наблюдаемое различие может быть объяснено влиянием ближнего упорядочения в твердых растворах. Такой ближний порядок Арсенаулт

47

и др. [127] наблюдали в твердом растворе тантал — молибден. Однако даже привлечение представлений об упорядочении для объяснения большого абсолютного значения твердорастворного упрочнения в высоколегиро­

Рис. 19. Механические свойства при растяжении и твердость монокристаллов сплавов системы молибден — ниобий [241

По данным Христиана, критическое напряжение сдвига при комнатной температуре с введением молибдена в ниобий возрастает от 10 МН/м2 (1 кпс/мм2), характер­ ного для чистого ниобия, подвергнутого' сверхвысоковакуумиому высокотемпературному отжигу, примерно до 240 МН/м2 (24 кге/мм2) для сплава с 16% (ат.) Мо и, наконец, до ~ 420 МН/м2 ( ~42 кге/мм2) для «иобиймолибденового сплава с 50% (ат.) Мо [1,с. 31—70]. Упроч­ нение в результате легирования по величине сопостави­ мо с упрочнением, вызываемым снижением температуры испытания чистого металла до температуры жидкого гелия.

48

Введение молибдена в ниобий ведет к изменению ви­

как тормозятся движение винтовых дислокаций и про­ цессы поперечного скольжения в чистых о. ц. к. метал­ лах при снижении температуры деформирования.

В согласии с этим находятся также результаты ис­ следования дислокационной структуры сплавов ниобий — молибден. При легировании количество длинных отрез­ ков винтовых дислокаций растет, они становятся преоб­ ладающими в дислокационной структуре, возникающей во время деформации при комнатной температуре в случае достаточно высоких содержаний легирующих добавок.

Таким образом, влияние легирующих добавок ато­ мов замещения при температурах деформации вблизи комнатной на критическое напряжение сдвига, кривую деформационного упрочнения, картину линий скольже­ ния, дислокационную структуру металлов с о. ц. к. решеткой аналогично снижению температуры деформа-

49

ции. Эта корреляция, по-видимому, свидетельствует о торможении движения в первую очередь винтовых дис­ локации при образовании твердых растворов замещения за счет возрастания трения, действующего на свободно движущиеся дислокации. Возможно, что примеси заме­ щения затрудняют возникновение скользящих конфигу­ раций расщепленных винтовых дислокаций в о. ц. к. металлах.

Для сплавов ниобия с танталом твердорастворное упрочнение менее значительно, чем для сплавов ниобия с молибденом. Монокристаллы сплавов ниобий — тантал демонстрируют трехстадийное деформационное упрочне­ ние даже в случае сплавов с высоким содержанием тан­ тала. Это связано с меньшим различием атомных ра­ диусов и модулей упругости сплавляемых элементов.

Существенные эффекты твердораетвор.ного упрочне­ ния, превышающие эффекты в сплаве Nb — Mo, наблю­ даются при исследовании монокристаллов сплавов нио­ бия с рением, по данным Христиана, и ниобия с воль­ фрамом, по данным Харриса [1, е.ЗіІ—70].

Описанные закономерности твердорастворного уп­ рочнения отмечены Т. Е. Митчеллом [26] при исследо­ вании твердых растворов на основе тантала: тантал — молибден, тантал — рений, тантал — вольфрам.

Сплавы замещения на основе вольфрама и молибде­ на менее исследованы. Твердорастворіное упрочнение наиболее детально изучено на монокристаллах вольфра­ ма и молибдена с рением.

Монокристаллы сплава молибден—рений, содержа­ щие 8,16 и 27% Re, при испытании прямым сдвигом в

.направлении <111 > в интервале температур 77—425 К демонстрируют кривые напряжение сдвига—деформа­ ция с тремя стадиями упрочнения [128]. Эффекты твер­ дорастворного упрочнения наблюдаются лишь при де­ формации выше 350 К- Испытания при более низких тем­ пературах демонстрируют эффект разупрочнения молиб­ дена при добавке 8% Re. Твердорастворному упрочне­ нию в сплавах молибден — рений посвящены ис­ следования Лоули на монокристаллах, содержащих око­ ло 20% Re [23, с.248—326]. Деформация велась в интер­ вале температур 77—472К- Добавка 20% Re к молибде­ ну приводит к существенному росту его критического напряжения сдвига во всем интервале температур.

50