книги из ГПНТБ / Папиров И.И. Пластическая деформация бериллия

3.9.3. Хрупкость и характер сил межатомного взаимодей­ ствия. Пластическая деформация и разрушение в конечном итоге определяются характером сил межатомного взаимодейст­ вия. Поскольку силы связи проявляются прежде всего в обра­ зовании тон или иной кристаллической структуры, то хладнолом­ кость есть свойство, присущее определенным видам решетки. Действительно, из опытных данных известно о склонности к хрупкому разрушению при низких температурах металлов с о. ц. к.- и г. п. у.-структурамп и об отсутствии хладноломкости

уметаллов с г. ц. к.-структурой.

В.I I . Трефилов [40] отмечает существование у переходных металлов, в частности у Cr, Mo, W, гибридных гомеополярных связей, ответственных за их хрупкость. А. А. Пресняков [102] связывает хладноломкость с образованием у металлов при низ­ ких температурах дополнительных сил связи в результате из­ менения электронной конфигурации атомов. Н. В. Агеев и др.

[103]объясняют хрупкость некоторых металлов спиновой упо­ рядоченностью. Особенно четко это проявляется у хрома, атомы которого обладают большим некомпенсированным спиновым моментом. С ростом температуры спиновая упорядоченность нарушается и склонность к охрупчиванию устраняется.

Температурная зависимость вязкости в рамках представле­ ний о силах межатомного взаимодействия изучена недостаточно.

для него являются криогенными. Поскольку дебаевская темпе­ ратура бериллия равна приблизительно 1400° К, то нормальные условия (300° К) для него эквивалентны температурам 100— 150° К для большей части переходных металлов с о. ц. к.-струк­ турой, т. е. температурам, при которых эти металлы находятся в хрупком состоянии.

Интересную гипотезу о природе хрупкого разрушения пред­ ложил В. М. Финкель [13] . Если расположить металлы в по­ рядке увеличения наименьшего межатомного расстояния или периода решетки, то оказывается, что в группе металлов с г. п. у.-структурой все элементы, находящиеся слева от таллия: (рис. 3.5), склонны в тех или иных условиях к охрупчиванию. Металлы, находящиеся справа от Т1, обычно пластичны. У ме­ таллов с кубической структурой наблюдается аналогичная тен­ денция, причем граничным элементом является Та. Можно' предположить, что подобная закономерность также обусловлена количественным изменением характера межатомных связей по> мере увеличения периода решетки. Физическая модель, связы­ вающая рост трещины с межатомными силами, проявляющими­ ся через поверхностное натяжение, подробно проанализирована в монографии [13] .

Силы связи атомов в решетке определяются электростатиче­ ским притяжением ионов и электронов внешних оболочек сосед­ них атомов и резонансным квантовомеханическим взаимодей­ ствием, возникающим при перекрытии s-, р- и d-орбит электро-

и распределения внешних электронов по энергетическим уров­ ням верхних оболочек отдельных атомов (рис. 3.6) [104]. Обыч­ но сильные металлические связи образуются между атомами,, имеющими незаполненные внешние оболочки. В кристалличе­ ских решетках, образуемых такими атомами, электроны могут переходить от атома к атому, увеличивая плотность заряда в межионном пространстве и усиливая притяжение атомов. У ме­ таллов I группы, атомы которых имеют на s-орбите лишь один'

электрон, возникает наиболее типичная ненасыщенная ненаправ­

часть атомов наряду с металлической связью будет дополни­ тельно обладать направленной (ковалентной) связью. У ме­ таллов I I группы (см. рис. 3.6) перекрытие атомных функций по определенным направлениям уменьшается с ростом поряд­ кового номера (в связи с увеличением главного квантового чис-

.ла); при этом связи ослабляются и приобретают все более нена­

щей 5-орбптам). Орбиты внешних валентных электронов в этих металлах могут частично возмущаться и перекрывать р-орбиту. Несмотря на различие отклонений решеток этих металлов от идеальной, во всех кристаллах рассматриваемой группы наибо-

.лее сильная связь осуществляется между атомами, расположен­ ными в плоскости базиса. Как и следовало ожидать, по мере усиления металлической связи пластичность этой группы метал­

наряду с металлической связью имеется направленная кова­ лентная связь. Можно полагать, что наличие таких направлен­ ных связей повышает сопротивление пластической деформации при понижении температуры, увеличивает анизотропию и обусловливает хрупкое разрушение. Наблюдаемое с ростом температуры повышение пластичности является результатом тепловой активации, которая позволяет перемещаться дисло­ кациям даже в решетке с направленными связями. Сопротив­ ление движению дислокаций в плоскостях, между которыми •связи имеют ненаправленный ненасыщенный металлический ха­

Для перемещения дислокации из одного равновесного со­ стояния в другое в плоскости с ковалентными связями необхо­ дим разрыв одной межатомной связи и затем образование но­ вой. Ясно, что для такого процесса необходима значительно •большая энергия, и, следовательно, он проявляется лишь при

критических напряжений сдвига для призматического и пира­ мидального скольжений.

Изменением характера межатомных связей можно объяснить и влияние примесей внедрения на свойства переходных метал­ лов •—титана, циркония и гафния. Эти примеси могут усиливать ковалентные (или ионные) связи и таким образом способствуют охрупчиванпю этих металлов. Что касается легирования Be, то возможности этого метода повышения его вязкости ограниче­ ны из-за низкой растворимости почти всех элементов в металле..

отмечалось, что пластичность металлов перед разрушением и- вязкость имеют разную природу, и поэтому методы повышения1 этих характеристик могут оказаться неодинаковыми. Пластич­ ность Be можно увеличить его рафинированием, удалением включений вторичных фаз, измельчением зерен, созданием тек­ стур и т. д. Хотя некоторые из перечисленных методов одновре­ менно способствуют также и росту вязкости, эта проблема выходит за рамки рассмотрения только деформационных эффек­ тов. С физической точки зрения вязкость разрушения непо­ средственно связана с сопротивлением металла распростране­ нию трещин. Существуют многочисленные критерии переходатрещины в лавинную стадию роста и методы оценки вязкости? разрушения материалов [13, 78—80]. Однако, к сожалению,, вопрос о вязкости разрушения бериллия и факторах, влияющих: на рост трещин, изучен недостаточно. Лишь в последние годы'

рушения, выражаемая через коэффициент интенсивности напря­

•В течение продолжительного периода основные усилия были на­

ний и чистоты металла. Проблема разрушения при этом спе­ циально не изучалась, а рассматривалась как одно из следствий явления пластической деформации. Между тем процесс движе­

трещины, но и от других факторов, задерживающих ее рас­ пространение. В конечном счете разрушение зависит от взаимо­ связи между энергоемкостью разрушения и скоростью движе­ ния трещины. При малых скоростях распространения трещины

.потери на пластическую деформацию у ее вершины велики, но с повышением скорости они уменьшаются по меньшей мере •обратно пропорционально квадрату скорости. Поэтому если ка- ••ким-либо другим способом обеспечить торможение трещины, то усилие, необходимое для ее распространения, возрастет и для •нового разгона потребуется энергия, достаточная для релакса­ ции внешнего напряжения [13]. Другими словами, проблема хрупкости — это в значительной мере проблема торможения трещины перед лавинной стадией ее роста.

Существующие возможности торможения трещин проанали­ зировал В. М. Финкель [13]. Эти методы, на которых мы здесь не будем подробно останавливаться, можно разделить на две группы. К первой группе относятся методы создания специфи­ ческих напряженных состояний, вынуждающих стабилизировать даже быстро растущие трещины. Ко второй, представляющей для нас больший интерес, относятся методы торможения' трещин в гетерогенных материалах. Ни в том, ни в. другом Случае

щин являются мягкие линейные включения, расположенные по­ перек направления распространения трещины. На поверхности раздела между хрупкой матрицей и мягким включением напря­ жения у вершины трещины частично или полностью релаксируют, что ведет к торможению либо к полной остановке тре­ щины. Систематически роль включений в проблеме торможения трещин и повышения вязкости разрушения рассмотрел Пью [18]. Здесь мы ограничимся несколькими примерами, иллюстри­ рующими возможности этого метода.

В сталях с перлитной структурой, характеризующейся нали­ чием чередующихся слоев феррита (a-Fe) и цементита (Fe3 C),

трещины в ферритной фазе при Г < Г Х легко распространяются в цементитнуго фазу без торможения. Измельчение перлита не­ позволяет повысить вязкость материала, несмотря на увеличение числа межфазных границ. Однако термообработка, вызывающая сфероидизацию частиц цементита, приводит к заметному сниже­ нию предела текучести и к увеличению вязкости стали. Следо­ вательно, в гетерогенных материалах вязкость определяется не­ только наличием включений, их «мягкостью» и величиной, но и в значительной мере формой. Хотя роль неметаллических включении в стали, в частности при взаимодействии их с тре­ щиной, недостаточно однозначна, имеются прямые доказатель­

скоростях движения трещины (-~50 м/сек) включения дейст­ вительно тормозят ее. Оптимальный эффект наблюдается при размерах частиц золота 1 мкм и расстоянии мел-еду ними 10 мкм..

В. М. Финкель и др. [13, 109] наблюдали торможение бы­ стрых трещин двойниковыми прослойками в трансформаторной стали. Опыты показали, что макротрещина, движущаяся соскоростью 1000 м/сек, приостанавливается, преодолев всего- 100—150 двойников. Пью [18] на основании анализа опытов по> взаимодействию трещин с препятствиями сделал вывод, что пу­ стоты и несмачиваемые включения могут явиться эффективны­ ми барьерами для распространяющихся трещин даже в таких хрупких материалах, как стекла. Торможению трещин могут содействовать также всякого рода границы раздела, в том числе границы, создаваемые за счет других трещин, расположенных, в плоскостях, перпендикулярных к плоскости движущейся тре­ щины. Все эти наблюдения показывают, что в условиях, когда

влиять на вязкость разрушения материала путем создания спе­ циальной гетерогенной структуры.

Этой идее до сих пор не уделялось должого внимания. Меж ­ ду тем имеются многочисленные косвенные свидетельства, чтоее развитие должно способствовать повышению вязкости берил­ лия. Так. известно, что ударная вязкость композиционных мате­ риалов Be—А1 резко возрастает [ПО, 111]. Однако даже для' этих материалов практически отсутствуют сведения о зависи­ мости характеристик движения трещины от состава и особенно­ стей структуры материала. Без этого невозможно создание ма­ териалов с оптимальными характеристиками.

Совершенно не изучена зависимость вязкости разрушения бериллия от содержания ВеО, а также от формы п распреде­ ления включений окиси. Между тем не исключено, что даже- «естественное легирование» бериллия окисью может оказаться эффективным способом повышения вязкости разрушения. Мы:

полагаем, что при оптимальных условиях (содержание ВеО. форма и размер частиц включении, пористость) возможно за­ метное увеличение вязкости. Эффективным может оказаться со­ здание композиционных материалов на основе бериллия с мел­ кими шаровидными включениями вторичных фаз (например, А1). Хотя сейчас трудно предвидеть все возможные способы повы­ шения вязкости разрушения бериллия, ясно, что наряду с изу­ чением чистого бериллия и с дальнейшим анализом характери­ стик его пластической деформации большее внимание следует уделять исследованию процессов образования и роста трещин в существующих материалах и разработке новых материалов, об­ ладающих максимальным сопротивлением распространению трещин.

Л И Т Е Р А Т У Р А

7Deruyttere A., Greenough G. B. Nature, 1953, 172, p. 170; J. Inst. Metals, 1956, 84. p. 337.

АН СССР» . 1959, 124, с. 307.

13.Финкель В. М. Физика разрушения. М., «Металлургия», 1970.

с. 88.

18.Pugh S. F. Brit . J . Appl . Phys., 1967, 18, p. 129.

19.Колмогоров В. П. Напряжения, деформации, разрушение. М., «Металлур­ гия», 1970.