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

ния). При повышении содержания примесей возрастает эффект блокирования за счет увеличения концентраций примесных атмосфер или тонких выделений. С другой стороны, ky характеризует также процесс передача скольжения через границу зерна и отображает энергети­ ческие условия преодоления зериограничных барьеров.

Как отмечает В. С. Иванова, для распространения течения через границу в деформируемом поликристалле вблизи границ зерен необходимо возникновение сильно наклепанных зон «напряженного скольжения». Раз­ ность os—ai = kyd~1/2 и представляет собой наряду с с блокированием дополнительное сопротивление, необ­ ходимое для образования таких зон. Однако физичес­ кий смысл параметров а, и ky пока до конца не ясен.

На рис. 32 [33] приведена зависимость предела теку­ чести проволок чистого и легированного некоторыми примесями замещения молибдена от размера зерна при скорости деформации 4,3-ІО-2 с _І. Каждая точка — среднеарифметическое результатов трех испытаний. Для рассмотренных трех партий молибдена наблюдается соответствие экспериментальных данных приведенному выше соотношению.

Рис. 32. Зависимость нижнего предела текучести молибдено­ вых проволок от размера зерна при скорости деформации

71

В хорошем соответствии с соотношением Холла — Петча находятся и экспериментальные данные Омара и Энтвисте по зависимости нижнего предела текучести и напряжения течения от размера зерна, полученные при испытании ниобия, содержащего 0,015 и 0,0006%* О [133]. Параметр kv заметно зависит от чистоты, падая по мере ее повышения. Связь напряжения течения (стол) при растяжении ниобия, деформированного прокаткой на разные степени обжатия (до 20%), с размером зер­ на в диапазоне 32—435 мкм, по данным Конрада [134, с. 481—487], также хорошо описывается приведенным выше соотношением. При этом повышение суммарной степени обжатия при прокатке ведет к росту щ- и кѵ при последующем испытании на растяжение.

Изменение твердости ниобия с размером зерна подчи­

d—размер зериа.

Осложном характере температурной зависимости

параметров уравнения Холла — Петча свидетельствуют

ни Сто, ни ky не зависят от изменения концентрации при­ месей. На этих параметрах не сказывается также изме­ нение структуры в результате различной термической

72

обработки. Как следует из рисунка, а0 и kv демонстриру­ ют явную тенденцию к росту при снижении температу­ ры испытания от 600 до 300°С. Полной ясности о при­ чинах такой температурной зависимости параметров при деформации вольфрама пока нет.

Следует отметить, что величина напряжения трения по для поликристаллического вольфрама дуговой ваку­ умной плавки промышленной чистоты в интервале тем­ ператур 300—600°С оказывается весьма близкой к пре­ делу текучести значительно более чистых монокристал­ лов вольфрама, обнаруживших пластичность при более низких температурах испытания.

Как следует из ірис. 32 [33], легирование молибдена

кобальта % ~0,62 МН/м3/2 (2 кгс/мм3/2), ст,- —260 МН/м2 (26 кгс/мм2) .

Высокие значения параметра kv у нелегированного молибдена приводят к тому, что образцы такого молибдена, имеющие в случае крупного зерна предел текучести ниже предела текучести легированного молиб­ дена, в мелкозернистом состоянии обладают более вы­ соким сопротивлением малым пластическим деформа­ циям.

Снижение параметра kv при легировании, с одной стороны, может свидетельствовать об уменьшении энер­ гии взаимодействия дислокаций с. примесями, а с дру­ гой — это может быть связано с облегчением энергети­ ческих условий, передачи скольжения от зерна к зерну вследствие создания развитой субструктуры и снижения степени сегрегации атомов внедрения, что в свою оче­ редь дополнительно повышает пластичность молибдена. По нашим данным, амплитуднозависимое внутреннее трение у образцов легированного молибдена оказыва­ ется выше, чем у образцов чистого молибдена.

Вся совокупность приведенных фактов (структурная зависимость предела текучести, изменение параметра

73

ky, изменение аміплитуднозависимого внутреннего тре­ ния, отмеченная ранее температурная зависимость пре­ дела текучести, и, наконец, скоростная его зависимость), полученных на чистом л легированном полукристалли­ ческом молибдене, показывает, что введение в молибден небольших количеств элементов труппы железа способ­ ствует заметному ослаблению взаимодействия дислока­ ций с примесями внедрения.

В поликристалллческом молибдене плотность дисло­ каций на ранних стадиях деформирования пропорцио­ нальна степени деформации. іВозникновение ячеистой структуры с деформацией приводит к постепенному сни­ жению прироста плотности дислокаций на единицу де­ формации. Напряжение течения пропорционально кор­ ню квадратному из плотности дислокаций в участках их повышенной концентрации. По данным работы [135], коэффициент пропорциональности близок к 0,19 для комнатных температур. Имеются сведения, что при уве­ личении скорости деформирования на восемь порядков средняя плотность дислокаций в поликристаллическом молибдене при деформации возрастает .всего в 2—3 ра­ за.

Распределение дислокаций с увеличением скорости деформирования становится более однородным. В ре­ зультате этого уменьшается величина пробега дислока­ ций при поперечном скольжении.

Кривая деформационного упрочнения о (е) для поли­ кристаллов о. ц. к. металлов отличается от кривой, ха­ рактерной для монокристаллов. В зависимости от усло­ вий термО'Механической обработки образцов форма кри­ вой о — е при растяжении поликристаллического молиб­ дена при комнатной температуре меняется от па­ раболической до кривой с отчетливо выраженной пло­ щадкой текучести; иногда наблюдаются кривые с ярко выраженным зубом текучести. О большом влиянии раз­ мера зерна на форму кривой растяжения свидетельст­ вует рис. 34 [33], на котором приведены начальные участки кривых растяжения поликристаллического мо­ либдена с размером зерна 9 и 150 мкм, полученные при комнатной температуре и скорости деформации 4,3-ІО-2 с-1. С увеличением размера зерна на кривой растяже­ ния возникает площадка текучести. Для мелкозернис­ того молибдена форма кривой растяжения по мере

74

уменьшения размера зерна приближается к параболи­ ческой.

Повышение скорости деформации покикристаллического молибдена ведет к изменению вида кривой растя-

Рис. 34. Влияние скоростм де­

жения.' Так, кривая с площадкой текучести (при скоро­ сти деформации 1,2-ІО-4 с-1) изменяется до пара­ болической (при скорости деформации 1,2-ІО-2 с-1) - В последнем случае часто наблюдается тенденция к возникновению зуба текучести. Подобные изменения кривых растяжения поликристаллов молибдена и дру­ гих о. ц. к. металлов вызываются и снижением темпера­ туры испытания.

Г л а в а Ш

НИЗКОТЕМПЕРАТУРНАЯ ХРУПКОСТЬ ТУГОПЛАВКИХ О. Ц. К. МЕТАЛЛОВ

В тугоплавких металлах с о. <ц. к. решеткой отмечено три температурных интервала, в которых механизмы, контролирующие -прочность этих -металлов, существенно различны [12, с. 341—382].

Прочность тугоплавких металлов с о. ц. к. решеткой в интервале температур при 7’<0,2 Тпл определяется главным образом свойствами дислокаций и границ зерен.

75

Вобласти средних температур, в интервале 0,2 7'пп<

Т<0,4 Гпл, прочностные свойства металлов ѴА и VIA групп определяются .в основном взаимодействием дисло­ каций с примесными атомами внедрения и замещения, а также с другими дефектами.

При температурах выше 0,4 Гцл основной механизм

упрочнения — упрочнение стабильными дисперсными частицами включений или выделений 'карбидов, окислов, нитридов или других дисперсных фаз.

Особое значение имеет низкотемпературный интер­ вал, в котором наблюдается хрупкое разрушение туго­

этих металлов в практике.

(Прочность и ее основная характеристика — предел прочности — не имеют пока еще такого ясного физичес­ кого толкования, как предел текучести или напряжение пластического течения.

Для большинства металлов значение прочности в основном определяется результатом совместного дейст­ вия двух процессов — пластической деформации и раз­ рушения.

ПРОЦЕССЫ РАЗРУШЕНИЯ О. Ц. К. МЕТАЛЛОВ

Механизм разрушения определяется процессами за­ рождения и распространения трещины. В пластичных металлах разрушению предшествует значительная плас­ тическая деформация. Трещина, развивающаяся при их разрушении, обычно .распространяется медленно. Такую устойчивую трещину можно задержать, уменьшив на­ грузку. Разрушение носит вязкий характер с волокнис­ тым изломом.

Хрупкие металлы и сплавы при нагружении дефор­ мируются только упруго вплоть до разрушения. Хрупкое разрушение характеризуется высокой ■скоростью рас­ пространения трещины (так называемая неустойчивая трещина). Обычно и в хрупких металлах перед разруше­ нием удается наблюдать незначительную пластическую деформацию, на что впервые обратил внимание А. В. Степанов. Разрушение осуществляется сколом, но-

76

сяшим межкристаллитный или внутрикристаллитный ха­ рактер.

Большинство металлов в чистом состоянии относит­ ся к группе пластичных. Наиболее типичные пластичные металлы имеют решетку гранецентрированного куба. Совершенно хрупкими в строгом понимании являются лишь немногие металлы, в то же время большинство металлических соединений относится к хрупким телам. Металлы с о. ц. к. решеткой и большинство металлов с гексагональной решеткой относятся к полухрупким. В одних условиях они разрушаются в основном хрупко, а в других — вязко. В этом случае характер разрушения обычно зависит от целого ряда внешних п внутренних факторов. К внешним факторам можно отнести тип наг­ ружения, скорость нагружения, температуру испытания, геометрию образца и состояние поверхности. К внутрен­ ним факторам относят размер зерна, ориентировку зер­ на, субструктуру и текстуру, возникшую в результате различных обработок, электронную структуру и, нако­ нец, примеси и легирующие добавки [40, с. 68—112].

Важнейшей характеристикой рассматриваемых ме­ таллов является температура перехода из вязкого в хрупкое состояние ТхРОбычно такой переход происхо­ дит в некотором интервале температур и значение Тхр условно приписывается (некоторой температуре в этом интервале. Как правило, основные факторы, повышаю­ щие сопротивление движению дислокаций, повышают 7\ф. Температура хладноломкости определяется сово­ купностью действия отмеченных выше факторов. В ито­ ге физической причиной низкотемпературной хрупкости тугоплавких металлов с о. ц. к- решеткой является рез­ кая температурная зависимость критического напряже­ ния сдвига [14, С.154—171]. В основе причин, определяю­ щих такую резкую зависимость, как мы уже отмечали, лежат высокий уровень барьеров Пайерлса и сопротив­ ление движению дислокаций, вызываемое примесями внедрения.

’Предпринимались многочисленные попытки найти аналитическую зависимость между Тхр и различными параметрами, ее определяющими.

Так, для хрома, приняв, что критическим условием хрупкого разрушения является не развитие, а зарожде­ ние трещин, В. Н. Гридневым и В. И. Трефиловым [14,

77

с. 154—171] была найдена зависимость Тхр от сопротив­ ления движению дислокации при абсолютном нуле as(0), размера зерна d, размера блоков субструктуры I и скорости деформации в следующем виде:

оs (0) — 0,75 К Г ' и

=О П —Н .- J - S O i+ O n !

где оп-н — напряжение Пайерлса при 0 К; Есг; — суммарная величина тормозящего вли­

яния примесных атомов при 0 К; сгл — сопротивление дислокаций «леса» при

0 К;

Как и уровень прочности, температура перехода из пластичного в хрупкое состояние определяется одновре­ менным действием процессов, вызывающих скольжение и появление хрупких трещин. Весьма существенную роль в процессах хрупкого разрушения, по-видимому, играет деформация двойиикованнем. Некоторые авторы, например Оуэн и Холл, указывают, что наиболее важ­ ная причина хрупкого разрушения — это возникновение хрупких трещин, следующее за образованием двойни­ ков. Полагают, что для металлов VIA группы хрупкое разрушение происходит только в том температурном ин­ тервале, в котором основным механизмом деформации является двойниковаяие [40, с.11—28].

В монокристаллах тугоплавких о. ц. к. металлов разрушение, как правило, происходит сколом по плос­

костям { 1О0}. В поликристаллических образцах наблю­ дают различные комбинации внутрикристаллитного и межкристаллитного разрушения. Границы зерен в поли­ кристаллах о. ц. к. металлов, особенно в металлах VIA группы, резко усиливают склонность к хрупкому разру­ шению. Объясняют это слабостью межзерениых границ, вызванной, в частности, у металлов VIA группы низкими значениями растворимости элементов внедрения и как следствие этого, склонностью к их сегрегации по грани­ цам зерен, что, в конечном счете, облегчает зарождение

78

хрупких трещин. Вместе с этим границы зерен у недоста­ точно чистых тугоплавких металлов VI группы — это места выделений хрупких неметаллических фаз, по-види- мому, в первую очередь окислов, также служащих источ­

границ зерен является второй после резкой температур­ ной зависимости критического напряжения сдвига глав­ ной причиной возникновения низкотемпературной хруп­ кости тугоплавких о. ц. к. металлов. Это подтверждается многочисленными фактами высокой пластичности моно­ кристаллов по сравнению с поликристаллическими агре­ гатами того же состава. Например, по данным Оку [45], монокристаллы вольфрама пластичны при температурах до температур жидкого гелия.

В то же время, как отмечает Штейниц, Тхр поликристаллов, полученных рекристаллизаци­ ей деформированных монокри­ сталлов вольфрама, составля­ ет около 60°С, что связано с и введением границ зерен, на ко­ to торых возникают выделения неметаллических фаз.

К сожалению, механизм процессов хрупкого и вязкого разрушения изучен менее де­ тально по сравнению с меха­ низмами пластической дефор­ мации и упрочнения, хотя важ­ ность такого исследования не­ сомненна.

На рис. 35 [46] приведена схема зависимости некоторых параметров процессов пласти­ ческой деформации и разруше­

ния тугоплавких о. ц. к. металлов от температуры испы­ тания.

Выше температуры Та наблюдается пластичное поведение о. ц. к. металлов и вязкое разрушение. Пони­ жение температуры испытания вплоть до Td приводит к

79

незначительному падению характеристик пластичности и росту напряжения разрушения, верхнего и нижнего пределов текучести. Одновременно возрастает пласти­ ческая микродеформ'адия, которая предшествует процес­ сам пластического макротечения.

Ниже температуры Т т наблюдается хрупкое разру­ шение без заметной предварительной пластической де­ формации, сопровождающееся, как правило, предшест­ вующим двойникованием. Двойинкование, по-видимому, является процессом, 'инициирующим разрушение. Мик­ родеформация перед разрушением, вероятно, очень не­ значительна. Возникшая микротрещина критического размера легко распространяется через весь материал.

Винтервале температур Т т — Та, в котором .наблю­ дается переход от вязкого к хрупкому разрушению, про­ цессы разрушения значительно сложнее, и собственно температура перехода Т хР, как и интервал Т т — Та, оп­ ределяется целым рядом внешних и внутренних факто­ ров, о чем мы уже упоминали.

Интервал Т т — Т а характеризуется незначительной пластической деформацией, предшествующей разруше­ нию. В этой области с понижением температуры, начи­ ная от Та, наблюдается падение напряжения разруше­ ния, снижение характеристик пластичности, продолжа­ ется повышение верхнего и нижнего пределов текучести.

Винтервале температур Т а — Т т характер процесса разрушения меняется от чисто вязкого (граница Та) до чисто хрупкого (ниже Т т ) . Верхняя граница переходной области характеризуется максимальным уровнем микродеформацин, который ниже Та падает по мере пони­ жения температуры вплоть до значений, близких к нулю при Т т . Если выше Та микродеформация переходит в пластическое макротечение, то ниже этой температуры сопротивление деформации уже настолько велико, что создаются условия для возникновения микротрещин после некоторой микродеформацвді. ЭТо снижает уро­ вень микродеформаций.

Падение уровня микродеформации сопровождается ростом нерастущих микротрещин, число которых про­ ходит через максимум при понижении температуры. При температуре, соответствующей максимуму, предел текучести достигает напряжения разрушения. Дальней­ шее понижение температуры ведет к падению числа не­

80