Файл: Копецкий, Ч. В. Структура и свойства тугоплавких металлов.pdf

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

растущих микротрещин в материале, которое, как и микродеформация, при Тт стремится к нулю.

Изменение числа микротрещин с температурой свя­ зано с характером разрушения. Если возникающие микротрещины достигают размеров, удовлетворяющих кри­ тическому условию Гриффитса, то происходит хрупкое разрушение*1. Если же размеры возникающих микротре­ щин меньше критических, то при дальнейшем нагруже­

Вобласти II прочность межзеренных границ ниже пре­ дела текучести и напряжения разрушения матрицы. В этой области разрушение происходит межкристаллитно.

Вобласти III, где предел текучести ниже прочности гра­

двух вновь образованных при возникновении трещины поверхностей, с— половина критической длины трещины.

81

мости, также наблюдается межкристаллитное разруше­ ние. Однако ему предшествует пластическая деформа­ ция материала матрицы. В области IV наблюдается вяз­ кое разрушение. Характер разрушения — внутрикристаллитный.

ВЛИЯНИЕ ВНУТРЕННИХ И ВНЕШНИХ ФАКТОРОВ

НА НИЗКОТЕМПЕРАТУРНУЮ ХРУПКОСТЬ

Влияние примесей внедрения

Значительное влияние примесей внедрения — кис­ лорода, азота, водорода и углерода —«а характер раз­ рушения тугоплавких о. ц. к. металлов общепризнано. Примеси внедрения повышают склонность к хрупкому разрушению вследствие повышения сопротивления дви­ жению дислокаций при достаточно низких температу­ рах (что подробно обсуждалось ранее) и скопления при­ месей внедрения по границам зерен в виде сегрегаций или выделений второй фазы. Как первое, так и второе обстоятельства облегчают зарождение хрупкой трещины и ее распространение по телу или по границе зерна.

Мы уже отмечали, что растворимость примесей внед­ рения в элементах V и VI группы существенно раз­ лична. При низких температурах элементы VI группы растворяют ничтожное количество примесей внедрения. По расчетам, при 1100—1200°К в вольфраме, вероятно,

В то время как растворимость этих элементов в метал­ лах V группы намного больше, в ниобии, например, рас­

ния в о. ц. к. .металлах существенно влияют также дру­ гие примеси и загрязнения. Как отмечал Ж- Шодрои, я железе высокой чистоты при температуре 293 К раство­ римость кислорода, вероятно, близка к нулю. В образ­ цах с большим содержанием примесей при этой темпе­ ратуре растворяется 50-ІО-4% (ат) О2 .

1 Оценка равновесной растворимости примесей внедрения при температурах, когда коэффициент их диффузии £>=10-М1 см2*/с [40, с. 28—67].

82

Из-за низкой растворимости примесей внедрения ту­ гоплавкие металлы VI труппы технической чистоты представляют собой пересыщенные твердые растворы внедрения с выделением вторых фаз — карбидов, нитри­ дов, окислов. Концентрируясь на границах зерен, выде­ ления облегчают зарождение и развитие хрупких тре­ щин. В монокристаллах эти выделения также являются местами зарождения трещин. Низкая прочность границ раздела между выделениями и матрицей, а также высо­ кая хрупкость самих выделений способствуют развитию хрупкого разрушения в о. ц. к. металлах при низкой тем­ пературе. Наряду о включениями и выделениями сильно влияет на развитие процессов хрупкого разрушения ме­ таллов VI группы торможение движения дислокаций при низкой температуре благодаря примесям внедрения, вы­ ражающееся в резком повышении предела текучести с понижением температуры.

іВ технически чистых тугоплавких о. ц. к. металлах V группы с существенно более высокой растворимостью примесей внедрения основной причиной хрупкого разру­ шения является повышение сопротивления движению дислокаций с понижением температуры. Эти металлы в чистом состоянии обычно представляют собой однофаз­ ные ненасыщенные твердые растворы. Выделения не­ металлических фаз в таких металлах V группы отсутст­ вуют, и, следовательно, их вредное влияние на проч­ ность границ зерен и хрупко-вязкий переход исключено.

На рис. 37 [47] приведена зависимость предела те­ кучести и относительного сужения при растяжении or температуры испытания для некоторых тугоплавких ме­ таллов V и VI групп в рекристаллизованном состоянии. Здесь же приведены данные для никеля и a-железа. Ту­ гоплавкие металлы были получены методом порошковой металлургии.

Из рисунка видно, что температура перехода ТХр у металлов V группы существенно более низкая по срав­ нению с металлами VI группы. Одна из главных причин этого — различный уровень растворимости примесей внедрения и соответственно значительно большая кон­ центрация загрязнений на границах зерен у металлов VI группы.

іПосле глубокой очистки тугоплавких о. ц. к. метал­ лов от примесей внедрения, как мы уже отмечали, пре-

83

в хрупкое состояние. При содержании примесей внедре­ ния,'отвечающем технической чистоте металлов, из шес­ ти поликристаллических тугоплавких металлов, приве­ денных на рис. 37, лишь тантал оказался пластичным

ческие образцы также демонстрируют пластичный ха-.

84