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

рактер разрушения при испытании на растяжение в жидком гелии [134, с.551—554]. По данным И. А. Гин­

образцы ниобия при испытании на растяжение при тем­ пературе 1,4 К [48]. Содержание примесей в таких об­ разцах составляет: <0,0008% О; 0,0002% К; 0,0001%Н; 0,006% С; 0,025% Fe; 0,015% Ті. Нет никаких оснований для сомнения, что поликристаллический ванадий, доста­ точно глубоко очищенный от примесей внедрения, так­

находящиеся в твердом растворе, определяют резную температурную зависимость предела текучести и склон­ ность к хрупкому разрушению. Однако, как мы уже от­ мечали, это не единственно возможная причина наблю­ даемой температурной зависимости предела текучести.

же особенности диссоциации винтовых дислокаций при

следовательно, велик их вклад в рост предела текучести при понижении температуры. У них наиболее эффектив­ но повышается уровень сопротивления движению дисло­ каций вследствие взаимодействия с примесями внедре­ ния по механизму Робинса. В этом случае, вероятно, наиболее сильно сказывается влияние примесей внедре­ ния на способность к рекомбинации винтовых дислока­ ций в скользящую конфигурацию.

Должно быть, пока еще никто не изучал металлы VI группы, уровень примесей 'внедрения в которых был бы ниже предела растворимости при комнатной температуре. Пока трудно оценить, как будут сказываться на разви­ тии хрупкого разрушения в металлах VI группы (хрома, молибдена, вольфрама) такие механизмы торможения дислокаций при низких температурах, как преодоление барьеров Пайерлса и особенности расщепления винто­ вых дислокаций при содержаниях примесей внедрения ниже предела их растворимости. У металлов V группы

8Л

(ниобия и тантала) действие этих механизмов в усло­ виях малой концентрации примесей внедрения (ниже предела их растворимости) не мешает развитию 'вязкого разрушения поликристаллических образцов при растя­ жении вплоть до температуры жидкого гелия.

В частности, в тантале, 'содержащем весьма незначи­

ная зависимость критического напряжения сдвига, кото­ рая определяется механизмом преодоления барьеров Пайерлса. Несмотря на это наблюдаются удлинение около 20% при растяжении в жидком гелии и вязкий характер разрушения [27].

Возможно, что в аналогичных условиях реализация этих механизмов не будет препятствовать низкотемпе­ ратурной пластичности и металлов VI группы. На это указывают эксперименты Лоули с молибденом [16]. Поликристаллические образцы молибдена зонной плав­ ки чистотой 99,995% при растяжении в жидком гелии продемонстрировали удлинение ~ 10%. Монокристаллы этого же молибдена в подобных условиях также пока­ зали удлинение~18%. Если учесть, что содержание уг­ лерода в исследованных образцах молибдена, по-види­ мому, все еще превышает, по меньшей мере, на порядок его предельную растворимость, то 'следует признать на­ личие больших резервов повышения пластичности туго­ плавких металлов VI группы благодаря глубокой очистке.

Индивидуальное влияние примесей внедрения

Индивидуальное влияние примесей внедрения на температуру перехода из пластичного в хрупкое состоя­ ние подробно изучено для металлов ѴА группы.

Наиболее вредной с точки зрения охрупчивания при ■низких температурах для металлов V группы является примесь водорода. Уже 0,001 % Н резко снижает плас­ тичность ванадия, ниобия и тантала при низких темпе­ ратурах [40, С.28—67]. Действие водорода на характе­ ристики пластичности металлов V группы связано с про­ цессами диффузии, протекающими одновременно с де­ формацией. Этим, видимо, можно объяснить восстанов-

ß6

лемие пластичности ванадия, тантала и отчасти ниобия при испытаниях в условиях очень низких температур. Такая аномалия влияния примесей внедрения на пла­ стичность о. ц. к. металлов наблюдается лишь у водоро­ да, растворенного в металлах V группы.

После водорода наиболее сильное влияние на повы­ шение температуры перехода ниобия в хрупкое состоя­ ние оказывает азот. Увеличение содержания кислорода меньше сказывается на росте этой температуры, а влияние растворенного углерода на температуру пере­ хода совсем незначительное [40, с. 28—67].

Что касается тантала, то растворенные углерод и кислород незначительно влияют на повышение темпера­ туры перехода в хрупкое состояние. Охрупчивание тан­ тала, вызванное кислородом при содержании более 0,02%, связано с .выделением из твердого раствора не­ металлических фаз [40, с. 28—67].

М. И. Гаврилюк предполагает [49], что значительное повышение температуры перехода из пластичного в хрупкое состояние о. ц. к. металлов V группы вызывают лишь те примеси .внедрения, которые способны образо­ вывать с этими металлами достаточно широкие области твердых растворов при низких температурах.

Менее подробно изучено индивидуальное влияние еірнмесей внедрения на температуру перехода металлов VI группы. Как мы уже отмечали, примеси внедрения в этих металлах содержатся в количествах, превышающих их предельную растворимость в твердом состоянии. Вы­ деления вторых фаз — окислов, карбидов, нитридов — охрупчнівают эти металлы. Водород по сравнению с дру­ гими элементами оказывает наименьшее влияние на температуру перехода, так как соединения его неустой­ чивы и он легко выделяется из металла даже при низко­ температурных вакуумных отжигах [40, с. 28—67].

Для того чтобы установить сравнительную степень влияния примесей внедрения при еодержании их выше предела растворимости на температуру перехода молиб­

1956 г. было показано [50], что поликристаллические об­ разцы литого молибдена наиболее сильно охрупчивают­ ся при увеличении содержания в них кислорода. Влия­ ние азота .меньше, а углерода минимальное. Однако, как

87

было отмечено позднее Р. И. Джаффи и др., состав ис­ следованных в этой работе образцов не позволял на­ дежно разделить влияние кислорода и азота. В то же ■время, по-видимому, влияние примесей этих элементов на охрупчивание молибдена значительно сильнее, чем примесей углерода.

Предпринята попытка расположить примеси внедре­ ния в «ряд охрупчивания» для монокристаллических вольфрама и молибдена в порядке: углерод (наиболее сильно влияет), кислород, азот и водород (наименьшее влияние) [51, 17]. Для монокристаллических образцов такое расположение элементов внедрения по их влия­ нию на низкотемпературную хрупкость находит экспе­ риментальное подтверждение. Однако результаты, по­ лученные на поликристалличѳских образцах, противоре­ чат указанному расположению. Это, по-видимому, свя­ зано с влиянием углерода на прочность границ зерен

(см. с. 94).

По многочисленным данным Крумпхольда [52], Бенесовского [53], Аритоми [54], нераскисленные образцы молибдена и вольфрама, полученные как электроннолу­ чевой плавкой, так и спеканием порошков, содержат по­ вышенное количество кислорода. При содержании до 0,001—0,02% (по массе) он располагается в виде тон­ ких пленок МоОг по межзеренпым границам. В случае вольфрама при содержаніи« кислорода 0,001—0,005% (по массе) на границах зерен обнаруживаются выделе­ ния окиси типа Wi8049. Это приводит к межкристаллит­ ному разрушению образцов и практически исключает возможность обработки давлением таких образцов из-за низкой прочности границ зерен. Даже при самых малых деформациях слитки или спеченные заготовки из такого молибдена и вольфрама легко разрушаются по грани­ цам зерен [52—54].

Добавка элементов-раскислителей, в частности угле­ рода, снижающих содержание кислорода в молибдене и вольфраме при плавке или спекании, ведет к очистке границ зерен от выделений окислов и обеспечивает по­ вышение их прочности. Образцы раскисленных металлов легко обрабатываются давлением при нагреве, а иногда и при комнатных температурах. Температура перехода в хрупкое состояние в таких образцах существенно сни­ жается.

88

На рис. 38 [53, 54] приведена зависимость пластич­ ности молибдена от содержания эламентов-раскислите- лей—углерода, бора, кремния, титана, циркония — для образцов молибдена, полученных методом электроннолу­ чевой плавкій и опекай«ем порошков. Наиболее эффек­ тивным раокислителем, повышающим пластичность мо­ либдена, на основании л риведенных данных является бор. Такое влияние бора связано с его способностью на­ иболее сильно измельчать зерно, что также обусловли­ вает снижение удельной концентрации примесей внедре­ ния на границах зерен и повышает пластичность метал­ ла. Спеченный молибден с добавками бора в рекристаллизованном состоянии пластичен до —60°С [53].

Для углерода найден оптимальный концентрацион­ ный интервал легирования молибдена при электроннолу­ чевой плавке. 0,н составляет 0,05—*0,2% (по массе). Ни­ же 0,05%, по-видимому, углерода недостаточно, чтобы раскислить металл и нейтрализовать вредное влияние кислорода [54]. Образцы молибдена электроннолучевой плавки, содержащие менее 0,05% С (по шихте), разру­ шаются хрупко при комнатной температуре.

По данным Б. А. Мовчана и др., добавка углерода в молибден электроннолучевой плавки в количестве 0,06— 0,15% (по массе) способствует повышению его пластич­ ности в литом, кованом и рекристаллизованнсш состоя­ ниях по сравнению с молибденом, который не был леги­ рован углеродом [55, с. 91—99].

Эксперименты Аритоми по отжигу в порошке углеро­ да поликристаллических образцов молибдена электрон­ нолучевой плавки при 1500°С в течение 30 мин показали положительное влияние больших содержаний углерода в молибдене на его пластичность. Рост числа карбидных выделений в матрице и на границе зерен в результате такого науглероживающего отжига понижает склон­ ность к хрупкому разрушению образцов при комнатной температуре [54].

Снижение 7\ф рекристаллизованного молибдена при уменьшении содержания углерода от 0,01—0,03 до

89