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

имеет зуб текучести, область упрочнения на ней отсутст­ вует. Такая форма кривой деформационного упрочнения характерна для чистых о. ц. к. кристаллов с ориентиров­ кой < 1 1 0 > .

По данным В. Н. Гриднева и В. И. Трефилова [14, с. 154—171], анализ дислокационной структуры хрома и молибдена, легированных элементами VII и VIII групп I и II больших периодов Периодической системы элемен­ тов, свидетельствует о затруднении в развитии попереч­ ного скольжения винтовых компонент дислокаций вслед­ ствие такого легирования. Легирование же элементами этих групп III большого периода мало сказывается на торможении процессов поперечного скольжения. Измене­ ние характера дислокационной структуры в изученных сплавах авторы связывают с изменением электронного строения их, в частности с изменением плотности состоя­ ний на поверхности Ферми при легировании.

Твердые растворы внедрения

Эффекты, связанные с механизмами блокирования не­ подвижных дислокаций и торможения движущихся дис­ локаций, особенно существенны в случае твердых рас­ творов внедрения. С одной стороны, это связано с низ­ кими значениями растворимости примесей внедрения в металлах с о. ц. к. решеткой — в особенности в элемен­ тах VI А группы Периодической системы, что благопри­ ятствует процеосам блокирования. С другой стороны, примеси внедрения весьма эффективно искажают решет­ ку, внедряясь в тетраэдрические и октаэдрические поры, вследствие небольших размеров последних. Это создает большое число барьеров, тормозящих движущиеся дис­ локации. Особенно эффективными препятствиями при­ нято считать упругие поля тетрагональных искажений, вызываемых внедренными атомами.

Таким образом, уже весьма незначительные коли­ чества примесей внедрения приводят к существенным эффектам твердорастворного упрочнения, причем это упрочнение часто наиболее заметно в интервале очень малых концентраций атомов внедрения, в пределах одно­ фазного твердого раствора внедрения. В табл. 3 [14, с. 164—1171] приведены данные о равновесной раствори­ мости углерода, азота и кислорода в тугоплавких метал­

52

лах с о. ц. к, решеткой при комнатной температуре. Ме­ таллы VI А группы — молибден и особенно вольфрам — имеют очень низкие значения растворимости. Как сле­ дует из табл. 3, молибден и вольфрам промышленной

Т а б л и ц а 3

Сравнение растворимости С, N и О

в тугоплавких металлах [14, с. 154—171]

чистоты должны представлять собой двухфазные сис­ темы из твердых растворов внедрения и выделений вто­ рых фаз — карбидов, окислов и нитридов. Такая низкая растворимость примесей внедрения затрудняет исследо­ вание их вклада в твердорастворное упрочнение вольф­ рама и молибдена.

Как уже отмечалось, эффект твердорастворного уп­ рочнения примесями внедрения наблюдается при доста­ точно низкой температуре ( < ~ 0 ,1 Гпл)- Он связан с термоактивацианным преодолением дислокациями упру­ гих полей искажения, возникших -вокруг атомов внедре­ ния, или с блокированием дислокаций атмосферами при­ месей внедрения при температурах ниже температуры диссоциации атмосфер. По .мере понижения температуры эффект упрочнения примесями внедрения растет, как это следует из рис. 17 [19], где показано влияние примесей внедрения и температуры (вплоть до температуры жидкого гелия) на критическое напряжение сдвига в монокристаллах ниобия.

По данным Митчелла, повышение содержания при­ месей внедрения в тантале до 60-10-4% (по массе) про­ тив тантала, очищенного обезуглероживанием и высо­ ковакуумным отжигом при 3000К в вакууме 13,3 нПа (~ Ю ~10 мм рт. ст.), дает прирост критического напря­

53

жения сдвига при 'комнатной температуре от 6 (0,6) до

Рис. 22. Температурная зависимость критического напряжения сдвига т0 монокристаллов молибдена зонной плавки различной степени чистоты [16].

Число проходов зоны:

/ — шесть; 2 —три; 3 — одни; 4 — исходное состояние

плавке) и температуры испытания на критическое на­ пряжение сдвига 'монокристаллов молибдена. Видно также, что эффект твердор астворного упрочнения резко возрастает по мере снижения температуры испытания. Аналогичные результаты известны для вольфрама. По данным Ку [130], снижение чистоты монокристаллов вольфрама, выражающееся в уменьшении отношения электросопротивления р при комнатной температуре к р при температуре жидкого гелия от 40 000 до 15 000, ве­ дет к росту критического напряжения сдвига при 300 К

54

примерно от 200 МН/м2 (20 кгс/мм2) до 350 МН/м2 (35 ксс/мм2). С понижением температуры испытания эта разница увеличивается еще больше.

Как мы уже отмечали, пока нет единого мнения от­ носительно причин резкого роста критического напряже­ ния сдвига ,ц напряжения течения о. д. к. металлов с по­ нижением температуры. Также не ясны причины очень сильного роста эффектов твердорастворного упрочнения с понижением температуры.

Чтобы изучить эффект твердорастворного упрочне­ ния примесями внедрения и его температурную зависи­ мость на металлах VI группы, необходимо за основу брать образцы с весьма низким содержанием примесей внедрения. Концентрации их должны находиться, по-ви­ димому, в пределах твердого раствора или быть близки­ ми к пределу насыщения при 0,2—0,3 Тпл, когда подвиж­ ности примесей внедрения еще заметны. При больших содержаниях примесей, характерных для металлов тех­ нической чистоты, обнаружить влияние изменения со­ держания примесей внедрения на твердорастворное уп­ рочнение и его зависимость от температуры не удается, так как металлы представляют собой гетерогенные дис­ персионно-упрочненные неметаллическими включениями системы, и повышение содержания примесей внедрения мало сказывается на твердораствоірном упрочнении. На­ блюдаемое при этом упрочнение, по-видимому, только частично может быть отнесено за счет твердорастворно­ го механизма. Оно может вызываться также за счет вы­ делений, как это описано Хаазеном для сплавов системы железо — углерод [23, с. 248'—'326]. Например, по дан­ ным Пинка, в случае молибдена изменение содержания примесей внедрения от технически чистого молибдена

[0,003% (по массе) С] до сплава TZM [0,02% (по мас­ се) С] не сказывается на температурном ходе предела текучести при температурах ниже 600°С и не проявля­ ется в увеличении твердорастворного упрочнения [131]. Также не сказывается на твердорастворном упрочнении поликристаллического вольфрама колебание содержа­ ния примесей внедрения в широких пределах, как это следует из наших данных [18]. По видимому, еще не удавалось получить и исследовать образцы металлов VI группы, представляющие собой ненасыщенные твеп дые растворы внедрения.

55

Для металлов V группы, обладающих большей раст­ воримостью примесей внедрения, эффект твердораствор­ ного упрочнения от примесей внедрения обнаруживается значительно легче. В тантале, как мы уже указали, лишь после превышения содержания 0,0113% (по .массе) при­ меси внедрения перестают влиять на температурную за­ висимость твердорастворного упрочнения при низких температурах [20].

Сейчас имеется ряд веских доказательств, что в боль­ шинстве твердых растворов внедрения часть напряжения пластического течения, зависящая от температуры, не меняется с изменением содержания примесей внедрения, а иногда увеличение содержания примесей внедрения ве­ дет даже к разупрочнению при низких температурах [1,

с. 31—70].

Представляет интерес влияние очень малых коли­ честв атомов внедрения на свойства максимально чис­ тых о. ц. к. металлов. Подробное исследование было про­ ведено Смялеком и Митчеллом [27] с использованием исходного тантала, полученного зонной плавкой, окисли­ тельным отжигом в атмосфере при парциальном давле­

13,3 мПа (~10-10 мм рт. ст.). На основе этого тантала с уровнем атермической составляющей напряжения сдви­ га при температуре испытания ~450 К, равной 6 МН/м2 (0,6 кгс/мм2), были получены твердые растворы внедре­ ния кислорода, азота и углерода в интервале концентра­ ций 10—1000X1O'“4% (ат.). При концентрациях от 0 до 300• 10-4% (ат.) при испытаниях в интервале темпера­ тур жидкого азота напряжение сдвига показало резкую ■концентрационную и резкую температурную зависи­ мость (рис. 23) [27]. При испытании в интервале ком­ натных температур и выше упрочнение для сплавов во всем интервале концентраций атермично и с концентра­ цией меняется линейно независимо от типа примесей.

Низкотемпературные испытания показывают атерми­ ческую зависимость напряжения сдвига от концентра­

ции примесей внедрения для сплавов,содержащих > З Х ХЮ -2% (ат.) примесей внедрения. Упрочнение возра­ стает пропорционально концентрации примесей для всех примесей одинаково. Максимальный эффект упрочне­ ния достигается за счет азота. Внедрение атомов

56

кислорода приводит к меньшему, а углерода — к ■минимальному упрочнению. С увеличением содержания примесей внедрения — азота и кислорода — изменяется форма кривой напряжение сдвига — деформация сдвига, подобно действию снижения температуры испытания: по мере роста содержания примесей внедрения в спла-

\х,мн/мЧнгсіммм)

Рис. 23. Твердораетворное упрочнение тантала до­ бавками 'кислорода, углерода « азота при 77 я 450 К. А т—разница между исходным 'Напряжением течения сплава и очищенного Та [27]

вах кривая, полученная при комнатной температуре, ме­ няет форму от характерной для трехстадийной деформа­ ции до параболической. Существенно влияют при этом

450 К. По мнению авторов, результаты свидетельствуют о 'большом вкладе 'барьеров Пайерлса в термоактиваци­ онный механизм скольжения при температурах ниже

0,1 Т'пл.

Как отмечают Н. М. Фо-нштейн и В. И. Саррак, ато­ мы внедрения могут влиять на температурную зависи­ мость сопротивления деформации в тантале, не только повышая сопротивление движению отдельных дислока­

57

ций за счет взаимодействия с «ими, но и косвенно — ме­ няя плотность и распределение подвижных дислокаций, участвующих в деформации [20].

Эксперименты Сандерса и др. показывают, что мак­ симальная величина напряжения отрыва дислокации от

щего содержания примесей внедрения, приводит к сни­ жению эффекта твердорастворного упрочнения за счет этих примесей и к снижению температурной зависимости критического напряжения сдвига при испытании вплоть

2400°С в течение 24 ч. Увеличение содержания азота в указанных пределах ведет к заметному росту критиче­ ского напряжения сдвига. Упрочнение тем больше, чем ниже температура испытания. Наблюдается заметное влияние ориентировки кристаллов на зависимость эф­ фекта твердорастворного упрочнения от температуры. У кристаллов, ориентированных для скольжения в си­ стеме ■{112}, эта зависимость упрочнения менее резко выражена, чем для скольжения по -{ПО}. В послед­ нем случае прирост содержания азота от 3 до 150Х ХЮ -4% (ат.) ведет к приросту критического напряже­

По данным Рави и Гибала [29], эффект твердорастворного упрочнения высокочистого ниобия [критическое напряжение сдвига 9 МН/м2 (0,9 кгс/мм2) при 298 К] за счет добавок водорода обнаруживает существенную тем­ пературную зависимость лишь при температурах ниже

58

в температурнезависимую часть сопротивления деформа­ ции, повышая ее атермическую часть. При добавках во­ дорода к ниобию форма кривой деформационного упроч­

Рис. 24. Температурная зависимость чувствительности -к скорости деформации три растяжении монокристаллов ниобия и сплавов «иобия с водородом:

меньше влияет на скоростную зависимость сопротивле­ ния деформации ниобия [1, с. 78—82]. Приведенные ре­ зультаты свидетельствуют, по мнению авторов, о решаю­ щем вкладе взаимодействия примесей внедрения с дис­ локациями в повышение сопротивления деформации нио­ бия при низких температурах [29].

Более сложный характер носит твердорастворное упрочнение высокочистого ниобия добавками кислорода в зависимости от концентрации примеси и температуры

59