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

Разупрочнение при легировании о. ц. к. металлов

Одна из интересных особенностей о. д. к. металлов — разупрочнение, наступающее при легировании чистых металлов, кай правило, небольшими количествами при­ месей замещения или внедрения.

Впервые это явление было отмечено Лаци и Гензтмером при исследовании сплавов замещения на основе железа около тридцати лет назад [1, с. 31—70]. Иссле­ дования последнего времени показали, что указанное явление широко распространено для металлов с о. д. к. решеткой. Его наблюдали у сплавов ниобий — молиб­ ден, тантал — рений, тантал — рений — азот, тантал — молибден, тантал — вольфрам, тантал — ниобий, нио­ бий— вольфрам, ниобий — кислород — азот, ниобий — кислород, молибден — железо, молибден — рений, воль­ фрам — рений.

Суть явления заключается в уменьшении температурнозавиеимой части напряжения текучести о. ц. к. метал­ лов при легировании их некоторыми примесями замеще­ ния и внедрения. Атермическая часть напряжения при этом всегда возрастает. Твердорастворное разупрочне­ ние наблюдается обычно при достаточно низких темпе­ ратурах испытания (менее 0,1 Гпл). Абсолютное значе­ ние эффекта растет по мере снижения температуры ис­ пытания, а с увеличением содержания примесей разу­ прочнение обычно проходит через максимум, 'Который с понижением температуры испытания сдвигается в сто­ рону более .высоких 'концентраций.

Твердо,растворное разупрочнение объясняют в насто­ ящее время тремя главными причинами:

уменьшением эффективной концентрации примесей внедрения в металлической матрице за счет образования комплексов с легирующими элементами или, другими словами, очисткой металлической матрицы от примесей внедрения [й, е. 31—70]; локальным изменением барье­ ров Пайерлса с легированием, облегчающим термоакти­ вационное преодоление этих барьеров; повышением плотности подвижных дислокаций с изменением содер­ жания легирующих элементов [1, с. 31—70].

61

Недостаток объяснения с Помощью первого меха­ низма заключается в том, что твердорастворное разуп­ рочнение наблюдается лишь при низких температурах, а это означает необходимость принять отсутствие взаи-

выше 0,1 Тил- Такое утверждение пока не находит до­ казательств. В то же время ряд экспериментов прямо указывает на возможность разупрочнения за счет очистки твердого раствора при введении легирующих элементов. Так, из рис. 25 [31] ясно видно, что твердо­ растворное разупрочнение при легировании ниобия молибденом наблюдается лишь для недостаточно чис­

62

того ниобия. Легирование же ниобия, очищенного сверх­ высоковакуумным отжигом, не ведет к твердораствор­ ному разупрочнению. Подобные результаты наблюда­ ются для сплавов тантала с рением, по данным Гибала с сотр. [132]. Твердорастворное разупрочнение наблю-

Xj мн/мг(кгс[ммг)

Рис. 26. Зависимость напряжения сдвига от концентрация внедренных атомов для аплавов Nb — О при разных температурах [19]

дается при легировании недостаточно чистого тантала или в случае высокочистого сплава, содержащего при­ меси азота и медленно охлажденного от высоких темпе­ ратур. Высокочистый же сплав или сплав, содержащий примеси азота, но закаленный с высоких температур, на кривой зависимости критического напряжения сдвига от концентрации рения не показывает минимума. В нио­ бии, легированном кислородом и азотом, разупрочнение наблюдается, если в сплав ниобия, содержащий 300Х ХЮ-4% (ат.) N, вводится кислород (рис. 26). Раз­ дельное же легирование достаточно чистого ниобия азо-

63

64

Эффект твердорастворного разупрочнения при низ­ ких температурах или снижение температурной зависи­ мости предела текучести молибдена при легировании сопровождается одновременным снижением скоростной зависимости предела текучести при комнатной темпера­ туре (рис. 28). Как видно из рисунка, в случае легиро­

вания кобальтом зависимость oT= f(e) претерпевает перелом, и в области низких скоростей деформации ско­ ростная зависимость практически отсутствует (кри­ вая 3).

СТРУКТУРНОЕ И СУБСТРУКТУРНОЕ УПРОЧНЕНИЕ

Малоугловые и высокоуглавые границы сильно влия­ ют на параметры пластической деформации металлов и их механические свойства. Особенно сильно это влияние выражено в поликристаллах.

Малоугловые границы или субструктурные границы, состоящие из сеток дислокаций, разделяют блоки, сра­ внительно свободные от дислокаций, как в монокристал­ лах, так и в зернах поликристаллов. Такие субграницы, как известно, вызывают упрочнение, так как поля напря­ жений, возникающие вокруг них, являются эффективны­ ми барьерами для движущихся дислокаций. В этом слу­ чае, чтобы произошла пластическая деформация, необ­ ходимо приложить более высокие напряжения для пре­ одоления возросшего за счет субпраниц сопротивления деформации. Преодоление субст.руктурных барьеров дис­ локациями при их скольжении заключается в возникно­ вении скоплений дислокаций у субграницы, затем росте в связи с этим напряжений и после достижения ими оп­ ределенного уровня переносе скольжения через субграницу.

Схема пластического течения с переходом скольже­ ния из одного субзерна в другое показана на рис. 29 [1,

с. 99—102].

Субграницы вносят дополнительный вклад в упроч­ нение также благодаря примесям, сегрегирующим на них и затрудняющим передачу скольжения из одного субзерна в другое. О такой сегрегации свидетельствует повышенная твердость субграниц чистого ниобия по сра­ внению с твердостью матрицы вдали от субграницы [1.

с. 99—102].

66

Рис. 29. Схема пластического течения с переходом сколь­ жения из одного гсуібзерна в другое. Взаимодействие дис­ локаций с растворенным веществом и с субпраницей в монокристалле [1,с. 99— 102]

Приведенное критическое напряжение сдвига для кристалла, в котором наблюдается развитая субструкту­ ра, определяется из выражения

т = т0 + kc /Г7*,

где т — критическое напряжение сдвига; -го — приложенное напряжение сдвига, которое необ­

ходимо для начала пластического течения в сра­ внительно совершенной решетке, состоит из двух частей: одной — трения решетки, •обусловленного барьерами Пайерлса, и структурно чувствитель­ ной части, обусловленной дислокационной струк­ турой внутри субзерна;

kc — коэффициент, учитывающий блокирование дис­ локаций субзереиными границами .и примесями на них и передачу скольжения из одного субзер­ на в другое;

Іа— расстояние между субзереиными границами или размер субзерна.

Для достаточно чистого монокристалла ниобия в ин­ тервале размеров субзерен от 0,55 до 2,0 мм критичес­

На рис. 30 [ 1, с. 99—102] приведена зависимость кри­ тического напряжения сдвига и напряжения пластичес­ кого течения при деформации 6 и 12% от размера еуб-

зерна, наблюдаемая в 'монокристалле ниобия. Для этого случая коэффициент, учитывающий блокирование дисло­ каций субзеренными границами, kc— ~ 0,09 МН/м3/2 (0,3 кгс/мм3/2).

Нами [34, 35] отмечено 'повышение нижнего предела текучести для монокристаллов вольфрама при уменьше­ нии размеров субзѳрна от 300—400 до 20—40 мкм и для

Рис. 30. Зависимость критического напряжения еда-ига т„р и -на­ пряжения течения т от -размера субзериа для монокристаллов чистого -нію-бия [1, с. 99— 102]

монокристаллов молибдена при уменьшении размеров субзериа от 1000 до 100 мкм. Для монокристаллов мо­ либдена и вольфрама зависимость от размера субзерна не столь резкая, как у ниобия. У монокристаллов воль­ фрама и -молибдена коэффициент блокирования кй де­ монстрирует тенденцию к росту с понижением темпера­ туры испытания. Кроме изменения условий передачи скольжения через субграницу, связанных с измельчени­ ем субзерен, отчасти это можно объяснить также повы­ шенным содержанием углерода в образцах с более мел­ ким субзерном. Такое повышение содержания углерода может усиливать эффекты сегрегации на границах суб­ зерен и увеличить число дисперсных карбидных выде­

8

лений. Обогащение границ субзерён вольфрама карби­ дами экспериментально наблюдали Е. М. Савицкий и Г. Л. Царев [36]. Оба эти обстоятельства вызывают усиление эффекта блокирования с понижением темпе­ ратуры и рост коэффициента kc.

Развитие субструктуры в результате полигонизации или других процессов в поликристаллическом молибдене приводит к его упрочнению при комнатных температу­ рах [33]. По данным работы [37], отжиг молибдена ду­

тацией смежных субзерен до я/18 рад (10 град.) — в от­ ношении сопротивления скольжению эквивалентны обыч­ ной высокоугловой пранице зерна.

В работе [38] обнаружено резкое повышение преде­ ла упругости оо,оэ молибденовых сплавов в результате создания субструктуры при полигонизации. Развитием субзеренной структуры в сплавах ниобия с 16,5% (по массе) W и 0,5% Zr при содержании 0,1—0,2%С объяс­ няется одновременное повышение их прочности и плас­ тичности, а также снижение анизотропии механических свойств в‘литом состоянии [39].

Предел текучести и напряжение пластического тече­ ния поликристаллов тугоплавких металлов при испыта­ нии в интервале температур ниже 0,1 ТПа обычно имеют более высокие значения, чем у монокристаллов. Грани­ цы зерна при низких температурах эффективно упроч­ няют как чистые металлы, так и их сплавы. Примеси и легирующие элементы, сегрегируя в области границ зе­ рен, усиливают их упрочняющее действие. Такие сегре­ гации, с одной стороны, повышают роль границ зерна как барьеров при передаче скольжения из одного зерна в другое, затрудняя при деформации развитие локаль­ ных сдвигов по многим локальным плоскостям вблизи границы зерна. С другой стороны, примеси, обогатившие приграничные области, усиливают эффект блокирования дислокаций вследствие образования атмосфер или тон­ ких выделений.

На рис. 31 [40, с. 145—172] приведена схематическая зависимость напряжения текучести металлов с о. ц. к. решеткой от. величины зерна и чистоты.

69

Зависимость напряжения текучести поликристалла от размера зерна описывается известным соотношением Холла — Петча:

d —размер зерна.

Величина о, для металлов с о. ц. к. решеткой, сог­ ласно В. И. Трефилову, состоит, по крайней -мере, из трех слагаемых:

Оі — СТп-Н Н~ - Ов + Ол ,

где пп-н — сопротивление движению дислокаций, вы­ зываемое силами Пайерлса— Набарро;

2ств — сумма сопротивлений, обусловленных раз­ личными видами взаимодействия приме­ сей с дислокациями;

Од — сопротивление дислокаций «леса».

Вслучае развитой субструктуры определенный .вклад

вповышение Оі вносит и эффект субструктуріного упроч­ нения.

Параметр kv .для металлов с о. ц. к. решеткой с од­ ной -стороны, -отображает степень взаимодействия дис­ локаций с примесными атомами (прочность блокирова­

70