Структура и механические свойства монокристаллoв хрома различной чистоты
Изучены прочностные и пластические свойства при сжатии монокристаллов хрома различной ориентации и чистоты, в том числе и легированных европием, в температурной области 4,2…500 К. Установлено, что температура вязко-хрупкого перехода Тх зависит от ориентации монокристалла ([110] обладает самой высоко...
Gespeichert in:
| Veröffentlicht in: | Вопросы атомной науки и техники |
|---|---|
| Datum: | 2001 |
| Hauptverfasser: | , , , , |
| Format: | Artikel |
| Sprache: | Russian |
| Veröffentlicht: |
Національний науковий центр «Харківський фізико-технічний інститут» НАН України
2001
|
| Schlagworte: | |
| Online Zugang: | https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/78269 |
| Tags: |
Tag hinzufügen
Keine Tags, Fügen Sie den ersten Tag hinzu!
|
| Назва журналу: | Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| Zitieren: | Структура и механические свойства монокристаллoв хрома различной чистоты / И.Ф. Борисова, И.М. Неклюдов, В.И. Соколенко, Я.Д. Стародубов, В.И. Трефилов // Вопросы атомной науки и техники. — 2001. — № 4. — С. 19-27. — Бібліогр.: 13 назв. — рос. |
Institution
Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine| id |
nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-78269 |
|---|---|
| record_format |
dspace |
| spelling |
Борисова, И.Ф. Неклюдов, И.М. Соколенко, В.И. Стародубов, Я.Д. Трефилов, В.И. 2015-03-13T17:08:39Z 2015-03-13T17:08:39Z 2001 Структура и механические свойства монокристаллoв хрома различной чистоты / И.Ф. Борисова, И.М. Неклюдов, В.И. Соколенко, Я.Д. Стародубов, В.И. Трефилов // Вопросы атомной науки и техники. — 2001. — № 4. — С. 19-27. — Бібліогр.: 13 назв. — рос. 1562-6016 https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/78269 669. 266: 620. 17/18 Изучены прочностные и пластические свойства при сжатии монокристаллов хрома различной ориентации и чистоты, в том числе и легированных европием, в температурной области 4,2…500 К. Установлено, что температура вязко-хрупкого перехода Тх зависит от ориентации монокристалла ([110] обладает самой высокой Тх) и уменьшается с повышением чистоты. Определены элементы пластической деформации и разрушения. Выяснено влияние структурных факторов на склонность хрома к двойникованию и двойникования на его механические свойства. Показано, что релаксация напряжений у границ двойников является эффективным методом повышения пластичности хрома в области Тх. Вивчено міцнісні та пластичні властивості при стиску монокристалів хрому різної орієнтації і чистоти, у тому числі і легованих європієм, у температурній області 4,2…500 К. Встановлено, що температура в’язко-крихкого переходу Тх залежить від орієнтації монокристалу ([110] має найвищу Тх) і зменшується з підвищенням чистоти. Визначено елементи пластичної деформації і руйнування. З’ясовано вплив структурних факторів на схильність хрому до двійникування та двійникування на його механічні властивості. Показано, що релаксація напруги у границь двійників є ефективним методом підвищення пластичності хрому в області Тх. The strength and plastic properties at compression of cromium monocrystals of various orientation and cleanliness, including alloyed by europium, are investigated in temperature area 4,2…500 K. It was established that temperature of ductile-brittle transition Тх depends on orientation of a monocrystal ([110] has highest Тх) and decreases with increase of cleanliness. The elements of plastic deformation and frscture are determined. The influence of the structural factors on tendency of cromium to twinning and twinning on its mechanical properties is found. Is shown, that relaxation of stresses attween boundaries is an effective method of increase of cromium plasticity in Тх range. ru Національний науковий центр «Харківський фізико-технічний інститут» НАН України Вопросы атомной науки и техники Общие вопросы Структура и механические свойства монокристаллoв хрома различной чистоты Article published earlier |
| institution |
Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| collection |
DSpace DC |
| title |
Структура и механические свойства монокристаллoв хрома различной чистоты |
| spellingShingle |
Структура и механические свойства монокристаллoв хрома различной чистоты Борисова, И.Ф. Неклюдов, И.М. Соколенко, В.И. Стародубов, Я.Д. Трефилов, В.И. Общие вопросы |
| title_short |
Структура и механические свойства монокристаллoв хрома различной чистоты |
| title_full |
Структура и механические свойства монокристаллoв хрома различной чистоты |
| title_fullStr |
Структура и механические свойства монокристаллoв хрома различной чистоты |
| title_full_unstemmed |
Структура и механические свойства монокристаллoв хрома различной чистоты |
| title_sort |
структура и механические свойства монокристаллoв хрома различной чистоты |
| author |
Борисова, И.Ф. Неклюдов, И.М. Соколенко, В.И. Стародубов, Я.Д. Трефилов, В.И. |
| author_facet |
Борисова, И.Ф. Неклюдов, И.М. Соколенко, В.И. Стародубов, Я.Д. Трефилов, В.И. |
| topic |
Общие вопросы |
| topic_facet |
Общие вопросы |
| publishDate |
2001 |
| language |
Russian |
| container_title |
Вопросы атомной науки и техники |
| publisher |
Національний науковий центр «Харківський фізико-технічний інститут» НАН України |
| format |
Article |
| description |
Изучены прочностные и пластические свойства при сжатии монокристаллов хрома различной ориентации и чистоты, в том числе и легированных европием, в температурной области 4,2…500 К. Установлено, что температура вязко-хрупкого перехода Тх зависит от ориентации монокристалла ([110] обладает самой высокой Тх) и уменьшается с повышением чистоты. Определены элементы пластической деформации и разрушения. Выяснено влияние структурных факторов на склонность хрома к двойникованию и двойникования на его механические свойства. Показано, что релаксация напряжений у границ двойников является эффективным методом повышения пластичности хрома в области Тх.
Вивчено міцнісні та пластичні властивості при стиску монокристалів хрому різної орієнтації і чистоти, у тому числі і легованих європієм, у температурній області 4,2…500 К. Встановлено, що температура в’язко-крихкого переходу Тх залежить від орієнтації монокристалу ([110] має найвищу Тх) і зменшується з підвищенням чистоти. Визначено елементи пластичної деформації і руйнування. З’ясовано вплив структурних факторів на схильність хрому до двійникування та двійникування на його механічні властивості. Показано, що релаксація напруги у границь двійників є ефективним методом підвищення пластичності хрому в області Тх.
The strength and plastic properties at compression of cromium monocrystals of various orientation and cleanliness, including alloyed by europium, are investigated in temperature area 4,2…500 K. It was established that temperature of ductile-brittle transition Тх depends on orientation of a monocrystal ([110] has highest Тх) and decreases with increase of cleanliness. The elements of plastic deformation and frscture are determined. The influence of the structural factors on tendency of cromium to twinning and twinning on its mechanical properties is found. Is shown, that relaxation of stresses attween boundaries is an effective method of increase of cromium plasticity in Тх range.
|
| issn |
1562-6016 |
| url |
https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/78269 |
| citation_txt |
Структура и механические свойства монокристаллoв хрома различной чистоты / И.Ф. Борисова, И.М. Неклюдов, В.И. Соколенко, Я.Д. Стародубов, В.И. Трефилов // Вопросы атомной науки и техники. — 2001. — № 4. — С. 19-27. — Бібліогр.: 13 назв. — рос. |
| work_keys_str_mv |
AT borisovaif strukturaimehaničeskiesvoistvamonokristallovhromarazličnoičistoty AT neklûdovim strukturaimehaničeskiesvoistvamonokristallovhromarazličnoičistoty AT sokolenkovi strukturaimehaničeskiesvoistvamonokristallovhromarazličnoičistoty AT starodubovâd strukturaimehaničeskiesvoistvamonokristallovhromarazličnoičistoty AT trefilovvi strukturaimehaničeskiesvoistvamonokristallovhromarazličnoičistoty |
| first_indexed |
2025-11-26T00:09:48Z |
| last_indexed |
2025-11-26T00:09:48Z |
| _version_ |
1850594201042944000 |
| fulltext |
УДК: 669. 266: 620. 17/18
СТРУКТУРА И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА МОНОКРИСТАЛЛOB
ХРОМА РАЗЛИЧНОЙ ЧИСТОТЫ
И.Ф. Борисова, И.М. Неклюдов, В.И. Соколенко, Я.Д. Стародубов, В.И. Трефилов*
Институт физики твёрдого тела, материаловедения и технологий ННЦ ХФТИ, г.
Харьков, Украина, E-mail: vsokol@kipt.kharkov.ua, тел.:(0572) 404-703;
*Институт проблем материаловедения НАНУ, г. Киев, Украина
Вивчено міцнісні та пластичні властивості при стиску монокристалів хрому різної орієнтації і чистоти, у тому числі і
легованих європієм, у температурній області 4,2…500 К. Встановлено, що температура в’язко-крихкого переходу Тх за-
лежить від орієнтації монокристалу ([110] має найвищу Тх) і зменшується з підвищенням чистоти. Визначено елементи
пластичної деформації і руйнування. З’ясовано вплив структурних факторів на схильність хрому до двійникування та
двійникування на його механічні властивості. Показано, що релаксація напруги у границь двійників є ефективним мето-
дом підвищення пластичності хрому в області Тх.
Изучены прочностные и пластические свойства при сжатии монокристаллов хрома различной ориентации и чистоты,
в том числе и легированных европием, в температурной области 4,2…500 К. Установлено, что температура вязко-хрупко-
го перехода Тх зависит от ориентации монокристалла ([110] обладает самой высокой Тх) и уменьшается с повышением
чистоты. Определены элементы пластической деформации и разрушения. Выяснено влияние структурных факторов на
склонность хрома к двойникованию и двойникования на его механические свойства. Показано, что релаксация напряже-
ний у границ двойников является эффективным методом повышения пластичности хрома в области Тх.
The strength and plastic properties at compression of cromium monocrystals of various orientation and cleanliness, including
alloyed by europium, are investigated in temperature area 4,2…500 K. It was established that temperature of ductile-brittle tran-
sition Тх depends on orientation of a monocrystal ([110] has highest Тх) and decreases with increase of cleanliness. The elements
of plastic deformation and frscture are determined. The influence of the structural factors on tendency of cromium to twinning
and twinning on its mechanical properties is found. Is shown, that relaxation of stresses attween boundaries is an effective
method of increase of cromium plasticity in Тх range.
ВВЕДЕНИЕ
Интерес к хрому и сплавам на его основе как
конструкционным материалам обусловлен рядом по-
ложительных свойств, в частности, высокой темпе-
ратурой плавления, высоким модулем упругости,
стойкостью к окислению, жаропрочностью, низким
сечением захвата нейтронов. Подобная совокуп-
ность свойств обусловливает использование хрома и
его сплавов в атомной энергетике, газотурбострое-
нии, химическом машиностроении. Вместе с тем
возможности широкого использования этих матери-
алов ограничиваются склонностью хрома к хрупко-
му разрушению, более высокой по сравнению с дру-
гими тугоплавкими металлами.
Эффективными методами формирования запаса
пластичности хрома являются глубокая очистка от
примесей внедрения, в том числе и микролегирова-
нием химически активными элементами, и механи-
ко-термические воздействия, приводящие к созда-
нию специфических дефектных структур [1-3].
При необходимости реализации одновременного
сочетания низкотемпературной пластичности и вы-
сокой жаропрочности вопрос пластификации хрома
особенно обостряется. Одним из действенных
способов решения данной проблемы может быть со-
здание структур с максимально равномерным по
объёму распределением мелкодисперсных включе-
ний. Перспективными в этом отношении являются
мелкозернистые и монокристаллические материалы.
В связи с этим особую актуальность приобретают
сведения о механических свойствах монокристалли-
ческого хрома, особенно при температурах ниже
комнатной, о влиянии чистоты, уровня и характера
микролегирования и кристаллографической ориен-
тации на особенности протекания процессов пласти-
ческой деформации и разрушения в широкой обла-
сти температур.
Целью данной работы являлось изучение темпе-
ратурной зависимости механических свойств моно-
кристаллов хрома разной чистоты и различных кри-
сталлографических ориентировок в интервале 4,2…
500 К, а также влияния целенаправленного измене-
ния дефектной структуры на пластичность хрома.
1. МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ИССЛЕДО-
ВАНИЯ
Материалом для исследования служили моно-
кристаллы хрома, полученные :
- твёрдофазным методом из электролитически ра-
финированного хрома марки ЭРХ, включающим вы-
сокоградиентное циклирование и последующий вы-
сокотемпературный 1650 0С отжиг ( суммарное со-
держание примесей внедрения 2•10–2
вес.%) – I
партия;
- твёрдофазным методом из ЭРХ с добавлением при
переплавке 0,2 вес. % европия (содержание приме-
сей внедрения 10–3 вес. %) – II партия;
- методом зонной рафинировки с шестью проходами
расплавленной зоны (содержание примесей внедре-
________________________________________________________________
ВОПРОСЫ АТОМНОЙ НАУКИ И ТЕХНИКИ. 2001. №4
Серия: Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение (80), с.19-27.
19
ния 5•10–4 вес.%) – III партия.
Исследовались образцы в виде прямоугольных
параллелепипедов размером 2,5×3,0×4,0 мм с
направлением вдоль длинной стороны [100], [110],
[111], [112] и [123]. Образцы вырезали из прутков на
электроискровом станке. Погрешность при ориенти-
ровании кристаллографических направлений не пре-
вышала 2 o. Перед испытаниями образцы шлифова-
ли и тщательно электролитически полировали в
охлажденном электролите, состоящем из ледяной
уксусной кислоты (133 мл) , хромового ангидрида
(25 г) и воды (20 мл), при напряжении 20 В. Од-
новременно с полировкой удалялся поверхностный
слой глубиной ~0,1 мм. Механические свойства
определяли в условиях сжатия при постоянной тем-
пературе в интервале 4,2…500 К со скоростью 10-
3 с-1.
Температуру выше комнатной создавали печью
сопротивления. Ниже 300 К измерения осуществля-
ли в среде жидкого гелия (4,2 К), азота (77 К), в па-
рах азота и в охлажденном бензине. Температуру
выше 77 К измеряли медь-константановой термопа-
рой с точностью ±0,5 град. Из машинных кривых
“нагрузка – деформация” определяли уровень меха-
нических свойств: предел текучести σТ, относитель-
ную деформацию δ и коэффициент деформационно-
го упрочнения Θ. Точность измерения нагрузки со-
ставляла ±40 г, деформации - ±5 мкм. Методически
испытания на сжатие не позволяют получить конеч-
ные значения характеристик пластичности и пре-
дельного разрушающего усилия в области высокой
пластичности хрома из-за резкого увеличения сече-
ния образцов (“бочка”) и соответствующего возрас-
тания деформирующего напряжения. В таких случа-
ях испытания прекращались по достижении пре-
дельной для испытательной машины нагрузки.
Температуру, выше которой образец деформиро-
вался с остаточной пластичностью, а ниже – разру-
шался хрупко на стадии упругого нагружения,
обозначили как температуру вязко-хрупкого перехо-
да Тх.
С целью определения элементов деформации и
оценки их вклада в пластическую деформацию хро-
ма в зависимости от ориентации образцов и темпе-
ратуры испытания проводили металлографический
анализ следов скольжения и двойникования. Для
этого определяли углы между ребром образца и де-
формационными следами на двух взаимно перпен-
дикулярных гранях. Затем с помощью стереографи-
ческой сетки находили положение искомой плоско-
сти сдвига относительно граней кристалла и по
стандартным проекциям и вычисленным углам
определяли её индексы.
2. РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЙ
И ОБСУЖДЕНИЕ
2.1. Ориентационная зависимость
Проведенные испытания показали, что, как и для
других ОЦК-металлов [1], исходная ориентация кри-
сталла оказывает существенное влияние на вид кри-
вой деформационного упрочнения образцов. Об
этом свидетельствуют данные, приведенные на
рис. 1, где показаны типичные кривые сжатия моно-
кристаллов хрома 1 партии при 300 К. Общим для
всех кривых является наличие переходного участка
в области малых пластических деформаций, на кото-
ром происходит непрерывное уменьшение коэффи-
циента деформационного упрочнения Θ. Однако в
области развитого пластического течения вид кри-
вых существенно зависит от ориентации образца.
Рис.1.Кривые деформационного упрочнения моно-
кристаллов хрома I партии различных ориентаций
при 300 К
Так, для кривых деформационного упрочнения мо-
нокристаллов с ориентацией оси сжатия вдоль [110],
обладающих самым низким пределом текучести,
вслед за переходным участком наблюдаются две ста-
дии упрочнения, а при δ≥15 % величина Θ начинает
возрастать, что подобно характеру упрочнения ГЦК-
монокристаллов. Для ориентировки [100], характе-
ризующейся самым высоким пределом текучести,
переходной участок существенно растянут, а при δ≥
15 % наблюдается линейный участок с низким коэф-
фициентом упрочнения. Наиболее интенсивное
упрочнение наблюдается для образцов с ориентаци-
ей оси сжатия вдоль [111], причём параболический
характер зависимости σ–δ сохраняется и при высо-
ких степенях деформации. Протяженный нелиней-
ный участок характерен для относительно не-
больших деформаций (δ≤10 %) кристалла [123], а за-
тем наблюдается уменьшение величины Θ. Средние
значения коэффициента деформационного упрочне-
ния для кристаллов I партии при 300 К приведены в
табл. 1.
ТАБЛИЦА 1
Коэффициент деформационного упрочнения
Θ (МПа) монокристаллов хрома I партии
при 300 К
Стадия
кривой
упрочне-
ния
Ориентация
[100] [110] [123]
1 87 G/850 248 G/300 - G/50
2 - - 813 G/95 92,5 G/800
Данные металлографических наблюдений свиде-
тельствуют о том, что пластическая деформация
кристаллов с ориентацией оси сжатия в углах
________________________________________________________________
ВОПРОСЫ АТОМНОЙ НАУКИ И ТЕХНИКИ. 2001. №4
Серия: Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение (80), с.19-27.
20
стереографического треугольника при комнатной
температуре начинается путём действия сопряжен-
ных плоскостей скольжения типа {123}. С развити-
ем деформации наблюдаются признаки поперечного
скольжения дислокаций, проявляющиеся в увеличе-
нии волнистости следов скольжения. Наиболее
благоприятной для проявления поперечного сколь-
жения является ориентировка [110], для которой на I
стадии и наблюдается наименьший коэффициент де-
формационного упрочнения. Параболический харак-
тер упрочнения монокристаллов с ориентацией оси
сжатия вдоль [111] связан с тем, что кроме системы
{123} начинается скольжение и по системе {112}. В
области больших деформаций уменьшение скорости
деформационного упрочнения становится характер-
ным и для ориентировок [111], [100] и [123], что
свидетельствует о существенном развитии процес-
сов динамического возврата в образцах этих ориен-
таций.
Рис.2. Микроструктура хрома I партии ориентации
[110] на II стадии деформационного упрочнения (×
340)
Рис.3. Кривые упрочнения монокристаллов хрома
ориентации [110] при 300 К: 1- I партия;
2- II партия; 3- III партия
В то же время на образцах ориентации [110] на
второй стадии наблюдается увеличение коэффици-
ента Θ. По данным металлографии в этом интервале
δ наряду с развитым поперечным скольжением
{123} начинает действовать вторичная система
скольжения (рис. 2), идентифицировать которую не
удалось. С работой этой системы скольжения и свя-
зано увеличение Θ на второй стадии кривой дефор-
мационного упрочнения кристаллов ориентации
[110].
Влияние чистоты материала на вид кривых де-
формационного упрочнения иллюстрирует рис. 3.
Как видно, самым низким пределом текучести обла-
дают образцы III партии, самым высоким - II пар-
тии. Обращает на себя внимание инверсия зависи-
мости σT от чистоты материала I и II партий.
В области пластического течения наблюдается
общая тенденция влияния концентрации примесей
внедрения на вид кривой упрочнения. Повышение
степени чистоты материала приводит к существен-
ному (более чем в 2 раза) снижению коэффициента
деформационного упрочнения на 1 и 2 стадиях
(табл. 2). Это свидетельствует о том, что наряду с
барьерами Пайерлса-Набарро примеси внедрения
являются одним из основных типов препятствий,
контролирующих движение дислокаций в хроме.
Таблица 2
Влияние концентрации примесей на
коэффициент деформационного упрочнения
монокристаллов хрома (сжатие вдоль [110]
при 300 К)
Партия Θ, МПа
1 стадия 2 стадия
I 248 G/300 813 G/95
II 125 G/590 600 G/123
III 105 G/704 - -
Данные о влиянии температуры испытания на
механические характеристики монокристаллов хро-
ма приведены на рис. 4 и 5 и в табл. 3.
Рис.4. Температурная зависимость предела текуче-
сти монокристаллов хрома I партии ориентаций:
а- [110], б- [111]
Из рис. 4 следует, что до порога хрупкости тем-
пературные зависимости σТ нелегированных образ-
цов имеют общий, классический для ОЦК-металлов
________________________________________________________________
ВОПРОСЫ АТОМНОЙ НАУКИ И ТЕХНИКИ. 2001. №4
Серия: Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение (80), с.19-27.
21
характер. При Т>300 K можно выделить участок от-
носительно слабой температурной зависимости σТ.
Согласно существующим представлениям [4] на
этом участке пластическое течение контролируется
дальнодействующими препятствиями, поля напря-
жений которых слабо зависят от температуры, а уро-
вень термической активации таков, что близкодей-
ствующие препятствия не оказывают влияние на
движeние дислокаций. При Т<300 K по мере пони-
жения температуры уровень термической активации
снижается, при этом возрастает вклад близкодей-
ствующих препятствий в торможение дислокаций,
чему соответствует более резкий рост предела теку-
чести.
Для образцов II партии зависимость σТ (Т) до по-
рога хрупкости также двухстадийна. В интервале
500>T>300 K изменение σТ более сильное, чем для
образцов I и III партий, а п ри Т<200 К происхо-
дит резкое увеличение скорости изменения предела
текучести (см.рис. 5).
Рис.5. Температурная зависимость предела текуче-
сти σТ монокристаллов хрома II партии
ориентаций: а-[110], б- [112]
При температурах ниже Тх дальнейший ход кри-
вых σТ –Т зависит от ориентации образцов. Так, для
образцов I партии ориентировок [110] и [123], II пар-
тии – [110] и [112] и III партии – [110] по достиже-
нии Тх прочностные характеристики уменьшаются с
понижением температуры. Для кристаллов I партии
ориентировок [111] и [100] снижение прочностных
характеристик происходит при Т<77 K.
Таблица 3
Скорость изменения предела текучести мо-
нокристаллов хрома с температурой
Партия I II III
Ориента-
ция [100] [110] [111] [123] [110] [112] [110]
dσT/dT 2,4 2,9 2,2 2,7 4,2 5,6 5,0
Температуры вязко-хрупкого перехода монокри-
сталлов хрома, приведенные в табл. 4, свидетель-
ствуют о том, что в среднем для исследованных об-
разцов сохраняется известная из литературных дан-
ных [1] тенденция снижения Тх с повышением чи-
стоты материала, а в пределах одной чистоты ве-
личина Тх зависит от ориентации образцов. При
этом ориентировка [110] оказывается самой хруп-
кой. В монокристаллах [100] и [123] развитие тре-
щин затруднено, что может быть обусловлено двой-
никованием, приводящим к релаксации напряжений
у вершины трещины и блокировке распространения
трещин вследствие появления в материале границ
раздела.
Из табл. 4 видно, что Тх образцов II партии очень
слабо меняется по сравнению с Тх образцов I партии.
Этот результат хорошо коррелирует с данными по
зависимости σT от чистоты для образцов II партии,
приведенными выше, и является скорее всего эффек-
том микролегирования европием. Вследствие высо-
кой химической активности европий связывает часть
примесей внедрения с образованием соединений
типа Eu2O3, которые в виде мелкодисперсных вклю-
чений располагаются в объёме материала, в том чис-
ле и на дислокационных линиях. Последнее может
привести к уменьшению эффективной длины дисло-
кационных сегментов и увеличению как стартовых
напряжений перемещения дислокаций, так и напря-
жений работы источников дислокаций Франка-Рида.
Таблица 4
Температура вязко-хрупкого перехода моно-
кристаллов хрома
Пар-
тия I II III
Ори-
ента-
ция
[100] [110] [111] [123] [110] [112] [110]
Тх, К ~170 ~180 ~170 ~160 ~170 ≤170 ~120
Дополнительной причиной повышения σT образ-
цов II партии будет фактор твёрдорастворного
упрочнения, обусловленный наличием европия, не
связанного примесями внедрения. Несмотря на срав-
нительно низкую растворимость Eu в матрице Cr (её
можно сравнить с растворимостью La, составляю-
щей 0,05 ат. % [5]) увеличение критического напря-
жения сдвига также может быть и следствием раз-
мерного несоответствия (d Eu/d Cr=1,61, где d -атом-
ный радиус).
Кроме того, существенным фактором влияния
микролегирования хрома европием является измене-
ние электронной подсистемы. Известно [6.7], что
для переходных металлов примеси внедрения (O, C,
N, H) приводят к снижению плотности состояний на
уровне Ферми, обусловленному переходом части
электронов проводимости в связанные состояния.
При введении европия в загрязненный такими при-
месями хром происходит очистка матрицы от приме-
________________________________________________________________
ВОПРОСЫ АТОМНОЙ НАУКИ И ТЕХНИКИ. 2001. №4
Серия: Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение (80), с.19-27.
22
сей внедрения и их связывание европием с образова-
нием кластеров и мелкодисперсных включений. По-
мимо этого, в пределах твёрдого раствора европий
ввиду особенностей его электронной конфигурации
обусловит эффективный рост плотности состояний
на уровне Ферми. Таким образом, как очистка евро-
пием матрицы хрома от примесей внедрения, так и
присутствие европия в качестве элемента замещения
приводит к увеличению плотности состояний.
Известно, что для переходных металлов энергия
дефекта упаковки (ЭДУ) изменяется полярным об-
разом по сравнению с плотностью состояний на
уровне Ферми [7]. Снижение ЭДУ, связанное с ука-
занными выше механизмами увеличения плотности
состояний, должно было бы проявиться в пониже-
нии температуры вязко-хрупкого перехода хрома, ле-
гированного европием. Отсутствие заметного изме-
нения Тх образцов II партии следует связать с другим
аспектом влияния микролегирования европием – об-
разованием мелкодисперсных включений в объеме
материала. Небольшой размер этих включений пред-
полагает в значительной мере когерентный характер
их связи с матричным кристаллом. В условиях при-
ложения внешней нагрузки они будут проявлять
себя в качестве концентраторов напряжений, иници-
ирующих появление двойников. Нерелаксированные
границы двойников как источники перенапряжений
являются в условиях низких температур потенциаль-
ными местами зарождения и распространения ми-
кротрещин - процесса, лимитирующего температуру
вязко-хрупкого перехода. Таким образом, на каче-
ственном уровне становится понятна негативная
роль интенсификации двойникования как процесса-
предвестника вязко-хрупкого перехода в хроме, ле-
гированном европием.
Таблица 5
Отношение σТ монокристаллов хрома I пар-
тии различных ориентаций
Температура испыта-
ния 500К 300К 170К
σT[100]/σT[110] 1,90 1,65 1,08
σT[111]/σT[110] 3,30 1,75 1,10
σT[111]/σT[100] 1,76 1,06 1,03
σT[123]/σT[110] 2,50 1,00 0,96
σT[100]/σT[123] 0,74 1,65 1,14
σT[111]/σT[123] 1,30 1,75 1,17
Среди факторов, определяющих инверсионный
характер изменения предела текучести монокри-
сталлов легированного хрома, учитывая реальную
возможность сохранения большой доли когерентно-
сти на границах выделений второй фазы с матрич-
ным кристаллом и, следовательно, высокую упру-
гую энергию связи, вполне вероятным представляет-
ся процесс преодоления движущимися дислокация-
ми связанных с европием включений не продавлива-
нием по механизму Орована, а перерезанием и про-
хождением дислокаций через препятствия, требую-
щие более высоких напряжений. Этот процесс яв-
ляется термически активируемым, что хорошо со-
гласуется с отсутствием атермической области на
кривых температурных зависимостей образцов хро-
ма II партии исследованных ориентаций (см.рис. 5).
Кроме того, при легировании вполне вероятно изме-
нение доли ковалентной составляющей сил связи,
что может явиться причиной некоторой затруднен-
ности осуществления пластической деформации как
скольжением, так и двойникованием и, как след-
ствие, повышения температуры вязко-хрупкого
перехода и сохранения ее на уровне, характерном
для более загрязненной I партии, а также наблюдаю-
щегося роста предела текучести (см.рис. 3).
В заключение проанализируем температурную
зависимость отношения пределов текучести моно-
кристаллов хрома различных ориентаций, которая
характеризует степень анизотропии σТ при различ-
ных температурах (табл. 5).
Из таблицы видно, что изменение отношения σТ
для монокристаллов различных ориентаций с пони-
жением температуры неоднозначно, и наряду с мо-
нотонным уменьшением этой величины для пар ори-
ентаций в углах стереографического треугольника
имеется немонотонное изменение в случае пар с
ориентировкой оси сжатия одного из образцов в се-
редине треугольника. Однако в температурном ин-
тервале 300…170 К (температура 170 К выбрана в
качестве средней Тх для монокристаллов исследо-
ванных ориентаций) наблюдается общая тенденция
– существенное нивелирование ориентационной за-
висимости величины σТ с понижением температуры
испытания. Эти данные свидетельстуют о том, что
рост предела текучести для наименее прочных при
300 К ориентировок при понижении температуры
происходит быстрее, чем для более прочных.
2.2. Элементы пластической деформации и
разрушения монокристаллов хрома
Выполненные в работе металлографические ис-
следования с кристаллографической идентификаци-
ей элементов деформации позволили установить ха-
рактер и основные закономерности протекания пла-
стической деформации и разрушения монокристал-
лов хрома в температурной области 77…500 К.
Так, в области 300…500 К пластическая дефор-
мация образцов всех исследованных ориентаций
осуществляется скольжением по плоскостям типа
{123} в направлении [111] (табл. 6). Скольжение по
{112}, характерное для деформации некоторых ОЦК
металлов [8,9] в этой области температур, в наших
экспериментах реализовалось только в образцах
[100], причём вклад его в пластическую деформа-
цию по сравнению со скольжением {123} крайне
мал. C понижением температуры деформации сколь-
жение по {112} удавалось наблюдать и на других
ориентациях, но роль его в пластической деформа-
ции хрома исследованных партий невелика.
Таблица 6
Cистемы скольжения и двойникования мо-
нокристаллов хрома
Партия Ориента- Тумпература Скольжение Двойнико-
________________________________________________________________
ВОПРОСЫ АТОМНОЙ НАУКИ И ТЕХНИКИ. 2001. №4
Серия: Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение (80), с.19-27.
23
ция деформиро-
вания
вание
I
100
77 отсутствует -
300 {123} отсутствует
500 {123} {112} отсутствует
[110]
185 {110} -
300 {123} отсутствует
500 {123} отсутствует
[111]
173 {110} {112} -
300 {123} отсутствует
III [110]
155 Отсутствует -
173 {110} {112} отсутствует
500 {123} отсутствует
Значительную роль в реализации пластической
деформации хрома в температурном интервале
300…500 К играет поперечное скольжение и сколь-
жение “карандашного” типа, происходящее по
нескольким плоскостям, принадлежащим зоне
<111>. Оно проявляется, как правило, уже при 300 К
и усиливается по мере роста температуры дефор-
мирования. Это является общей закономерностью
для хрома I партии всех исследованных ориентаций.
С повышением степени чистоты материала попереч-
ное скольжение облегчается, что может быть связа-
но с увеличением энергии дефекта упаковки и
уменьшением величины расщепления дислокаций.
Так, на образцах III партии ориентации [110] волни-
стые следы скольжения, свидетельствующие о суще-
ственной роли поперечного скольжения в пластиче-
ской деформации, наблюдаются уже при температу-
ре 173 К (рис. 6).
Рис.6. Микроструктура монокристалла хрома III
партии ориентации [110] после деформации при
173 K (×340)
При больших деформациях в условиях повышен-
ных температур в хроме может реализоваться вто-
ричное скольжение, идентифицировать которое, как
указывалось ранее, с применением металлографиче-
ского метода не удается.
C понижением температуры деформирования
усиливается роль двойникования. При температурах,
близких к температуре вязко-хрупкого перехода,
пластическая деформация реализуется в основном в
результате двойникования в плоскостях типа {112}.
Эта система характерна для всех ОЦК металлов
[10]. Следует отметить, что в образцах всех исследо-
ванных ориентаций двойникование идет в несколь-
ких сопряженных плоскостях. Даже в случае почти
хрупкого разрушения наблюдаются двойники двух
систем (рис.7,г).
С повышением степени чистоты склонность хро-
ма к двойникованию уменьшается. Так, образец с
ориентацией [110] III партии при 173 К деформиру-
ется скольжением, а двойникование проявляется
только ниже 150 К, в то время как образец такой же
ориентировки, но с большим количеством примесей
(I партия) двойникуется уже при 220 К. Этот факт
находится в хорошем соответствии с данными о
вкладе поперечного скольжения, приведенными
выше, и свидетельствует в пользу того, что с повы-
шением чистоты увеличивается энергия дефектов
упаковки.
В испытаниях при температурах вблизи вязко-
хрупкого перехода кроме двойникования небольшая
доля пластической деформации реализуется за счёт
скольжения по сопряженным плоскостям типа
{110}, следы которого наблюдаются на образцах I и
II партий, ориентированных вдоль [110] и [111].
Идентификация элементов скольжения и двойни-
кования дают возможность оценить спектр дефек-
тов, возникающих в процессе пластической дефор-
мации при различных температурах. Известно [10-
12], что при скольжении в ОЦК-решетке наиболее
важными дислокационными реакциями являются
реакции типа:
a/2[111] → a/3[112] + a/6[111].
a/2[111] + a/2[111] = a[100],
a/2[111] → a/3[111] + a/6[111].
Частичная дислокация a/3 [111] может, в
свою очередь, расщепиться на две дислокации
a/6[111], лежащие в двух плоскостях скольжения
(211) и (121), которые пересекаются с исходной
плоскостью скольжения (112) вдоль частичной дис-
локации a/3 [111]:
a/2[111] = a/6[111] + a/6[111] + a/6[111].
Конечный продукт этой реакции представляет
собой три полоски дефектов упаковки вдоль
a/6[111], лежащие в трёх плоскостях скольжения. Та-
кая конфигурация является полностью сидячей. Её
образованием можно частично объяснить слабую
подвижность винтовых дислокаций в ОЦК-металлах
при низких температурах. При двойниковании реа-
лизуется следующая схема:
Можно предположить, что в хроме при низких
температурах, когда действующими механизмами
являются двойникование {112} и скольжение {110},
возможна реализация всех трех указанных реакций,
и в структуре будут присутствовать дислокации всех
типов. При повышенных температурах, когда дей-
ствует скольжение {123}, спектр линейных дефектов
будет значительно беднее, поскольку в этом случае
реакции с образованием a[100] и a/3[112] не могут
идти.
В образцах, деформированных в температурной
________________________________________________________________
ВОПРОСЫ АТОМНОЙ НАУКИ И ТЕХНИКИ. 2001. №4
Серия: Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение (80), с.19-27.
24
области вязко-хрупкого перехода, наблюдаются ми-
кро- и макротрещины, зарождающиеся чаще всего у
поверхности, а также в местах пересечения двойни-
ков и у других концентраторов и распространяющи-
еся в глубь кристалла в основном по плоскости ско-
ла {100}. Развивающаяся трещина может стопорить-
ся на границе двойника, но может преодолеть сопро-
тивление границы, и тогда её распространение пой-
дет по плоскости двойникования {112}. Взаимодей-
ствие трещин друг с другом также может привести к
остановке, по крайней мере, одной из них. Часто у
вершины трещины, а также в прилегающем по дли-
не трещины слое наблюдаются следы пластической
деформации в виде двойников и следов скольжения.
Релаксация напряжений, связанная с пластической
деформацией, обусловливает остановку трещины.
Такая релаксированная трещина может возобновить
движение только при увеличении приложенного
напряжения и является квазиравновесной.
2.3. Влияние структурного фактора на
склонность хрома к двойникованию и двой-
никования на механические свойства
Двойникование является важным механизмом
пластической деформации ОЦК-металлов, причём с
единичным двойником связано протекание большой
сдвиговой деформации. В разд. 2.1 и 2.2 уже отмеча-
лось, что при пластической деформации монокри-
сталлов хрома различных ориентаций при Т<300 К
наблюдается двойникование по системам
{112}<111>, причём его вклад в общую пластиче-
скую деформацию увеличивается с понижением
температуры испытания. Рассмотрим эксперимен-
тальные данные об особенностях протекания двой-
никования и о влиянии его на механические свой-
ства хрома более подробно.
Рис.7. Микроструктура хрома первой партии ори-
ентации [110] после деформации
при температурах: а, б – 500 К; в – 300 К; г – 185 К
(×300)
На склонность хрома к двойникованию суще-
ственное влияние оказывает температура испытания
и чистота материала. Так, при комнатной температу-
ре пластическая деформация монокристаллов, ис-
следованных ориентаций I, II и III партий, в исход-
ном состоянии вплоть до высоких степеней дефор-
мации осуществляется путём скольжения. При тем-
пературе 220 К на монокристаллах I и II партий по-
сле небольших (~5 %) деформаций обнаруживается
развитое двойникование, однако монокристаллы III
партии при этой температуре не двойникуются, а за-
рождение двойников фиксируется лишь при Т≤150
К. Таким образом, повышение чистоты материала
подавляет склонность хрома к двойникованию. Это
может быть связано с резким уменьшением количе-
ства включений в хроме, являющихся концентрато-
рами напряжений, а также с увеличением энергии
дефекта упаковки, что подавляет склонность матери-
ала к двойникованию.
Большое влияние на склонность материалов к
двойникованию оказывает и исходная дислокацион-
ная структура металла. Так, предварительная дефор-
мация скольжением может существенно подавить
двойникование при низких температурах [13]. Это
связано с тем, что деформация скольжением приво-
дит к релаксации перенапряжений у их концентрато-
ров и создает возможность протекания пластической
деформации при низких температурах пу- тем введе-
ния свежих, незакрепленных примесями дислока-
ций. В связи с этим образцы II партии с ориентацией
оси сжатия вдоль [112] были предварительно дефор-
мированы при 300 и 700 К на ~ 7 %. Изучение дис-
локационной структуры этих монокристаллов пока-
зало, что после деформации при 300 К возникло рав-
номерное распределение дислокаций, в то время как
после сжатия при 700 К в образцах наблюдалась сла-
боразориентированная ячеистая структура.
Таблица 7
Влияние предварительного двойникования
на предел текучести монокристаллов хрома
II партии при 300 и 500 К
Ори-
ента-
ция
Состояние
Образца
σT, MПa
300 K 500 K
[110]
Исходный 330 100
Предварительно
двойникованный 404 171
[112]
Исходный 458 200
Предварительно
двойникованный
560 -
Последующие испытания этих образцов при 220
К (температура, при которой наблюдается развитое
двойникование) показали, что в образцах с равно-
мерным распределением дислокаций двойникование
не наблюдается, в то время как у монокристаллов с
неоднородным распределением дислокаций возни-
кают двойники, хотя интенсивность двойникования
гораздо ниже, чем в исходном кристалле. Таким об-
разом, характер распределения дислокаций оказыва-
ет влияние на склонность монокристаллов хрома к
двойникованию, причём равномерное распределение
дислокаций более эффективно подавляет двойнико-
вание в хроме.
________________________________________________________________
ВОПРОСЫ АТОМНОЙ НАУКИ И ТЕХНИКИ. 2001. №4
Серия: Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение (80), с.19-27.
25
Рис. 8. Возникновение трещины на границе двойни-
ка в монокристалле хрома (×340)
Протекание двойникования в монокристаллах
хрома приводит к изменению его прочностных
свойств при повышенных температурах. Из данных,
приведенных в табл. 7, следует, что предварительное
двойникование приводит к увеличению предела те-
кучести монокристаллов при 300 и 500 К, что, оче-
видно, связано с ограничением длины плоскостей
скольжения вследствие появления в материале гра-
ниц двойников, а также с повышением уровня даль-
нодействующих напряжений, контролирующих на-
чало макроскопической пластической деформации.
Результаты металлографических исследований
свидетельствуют о том, что двойникование всегда
наблюдается при разрушении материала, даже в об-
ласти температур вязко-хрупкого перехода. При этом
роль двойников в процессах зарождения и распро-
странения трещин неоднозначна. Так, возникнове-
ние трещин может происходить на границах двойни-
ков (рис. 8). Это свидетельствует о том, что их гра-
ницы являются источниками высоких внутренних
напряжений в материале. С другой стороны, наблю-
дается торможение трещин при их пересечении с
двойниками, а также релаксация напряжений в вер-
шине трещины в результате двойникования, что, в
свою очередь, препятствует распространению тре-
щин.
Рис.9. Микроструктура монокристалла хрома II
партии ориентировки [110] (×400): а – после дефор-
мации на 5 % при 210 К; б – то же место после по-
следующей деформации на 7 % при 300 К
Рис.10. Микроструктура монокристалла хрома II
партии ориентировки [110] (×400): а–- после де-
формации на 5 % при 210 К; б–- то же место после
последующей деформации при 500 К на 7 %.
Полученные данные дают основание предполо-
жить, что релаксация перенапряжений у границ
двойников может существенно затруднить процесс
образования трещин в хроме и тем самым повысить
запас пластичности монокристаллов при температу-
ре вязко-хрупкого перехода. В связи с этим монокри-
сталлы второй партии с ориентацией оси сжатия
вдоль [110] были продеформированы на 5 % при
210К, т. е. при температуре выше Тх, с целью вы-
звать развитое двойникование. Затем эти монокри-
сталлы деформировали при 300 и 500 К на ~ 7 %.
При металлографических исследованиях установле-
но, что последующая деформация при 300 К приво-
дит к возникновению новых двойников (рис. 9), в то
время как при 500 К деформация осуществляется
только путем скольжения, причем линии скольжения
активно взаимодействуют с границами двойников
(рис. 10). Это дает основание считать, что деформа-
ция при 500 К способствует существенной релакса-
ции перенапряжений у границ двойников, переводя
их в более равновесное по сравнению с исходным
состояние. Последующие испытания этих образцов
при 170 К (температура вязко-хрупкого перехода)
показали, что образцы, предварительно деформиро-
ванные по схеме 210 → 300 К , перед разрушением
деформируются на ~ 2 %, а по схеме 210 → 500 К –
на ~20 %. Таким образом, релаксация напряжений у
границ двойников путём относительно небольшой
деформации при 500 К препятствует возникновению
трещин и существенно повышает запас пластично-
сти монокристаллов хрома в области вязко-хрупкого
перехода.
ВЫВОДЫ
1. Повышение чистоты по примесям внедрения
нелегированных монокристаллов хрома приводит к
существенному (более чем в 2 раза) изменению ко-
эффициента деформационного упрочнения на I и II
стадиях.
2. Температура вязко-хрупкого перехода зависит
от ориентации ([110] характеризуется самой высо-
кой Тх) и уменьшается с повышением чистоты
(например, с 180 до 120 К для монокристаллов [110]
с концентрацией примесей внедрения 2•10-2 и 5•10-
4 вес. % соответственно).
________________________________________________________________
ВОПРОСЫ АТОМНОЙ НАУКИ И ТЕХНИКИ. 2001. №4
Серия: Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение (80), с.19-27.
26
3. Температурная зависимость предела текучести
монокристаллов хрома различной степени чистоты и
всех изученных ориентаций имеет немонотонный
характер. По мере понижения температуры от 500 К
до Тх величина σТ возрастает (в зависимости от ори-
ентации и чистоты в 2,5–14 раз), а при дальнейшем
уменьшении температуры снижается, за исключени-
ем ориентации [100] и [111], для которых уменьше-
ние σТ происходит при Т<77 K, что связано с тормо-
зящим влиянием двойникования на развитие трещин
в кристаллах этих ориентировок.
4. Микролегирование европием (0,2 вес. %) хро-
ма с содержанием примесей внедрения 10-3 вес. %,
не снижая запаса пластичности в области от 500 К
до Тх, приводит к значительному (в 1,5 раза) росту σ
Т.
5. В температурной области 300…500 К пласти-
ческая деформация хрома всех исследованных ори-
ентаций осуществляется скольжением преимуще-
ственно по плоскостям типа {123} в направлении
[111]. При температурах, близких к температуре вяз-
ко-хрупкого перехода, пластическая деформация ре-
ализуется в основном двойникованием по плоско-
стям типа {112} и скольжением по сопряженным
плоскостям [110]. При этом с повышением степени
чистоты температура, при которой наблюдается
двойникование, понижается.
6. Предварительное двойникование при низких
температурах увеличивает предел текучести моно-
кристаллов хрома при 300 и 500 К со-ответственно
на 20 и 70 %. Небольшая деформация (∼5 %) при
500 К предварительно двойникованного монокри-
сталла способствует релаксации перенапряжений у
границ двойников и существенно увеличивает пла-
стичность хрома (до 20 %) в области температуры
вязко-хрупкого перехода.
Авторы выражают благодарность Н.А.Крапивке
за предоставление монокристаллов хрома.
ЛИТЕРАТУРА
1. В.И. Трефилов, Ю.В. Мильман, С.А. Фирстов.
Физические основы прочности тугоплавких метал-
лов. Киев: “Наукова думка”, 1975, 315 с.
2. Д.Е. Кратули, С.Н. Рейд. Новые тугоплавкие ма-
териалы. Москва: “Мир ”, 1971, с. 27-33.
3. А.Н. Ракитский, В.И. Трефилов. Влияние редкозе-
мельных металлов на структуру и свойства хрома.
Киев: “Наукова думка”, 1974 , с. 97-105.
4. Р.Бернер, Г.Кронмюллер. Пластическая деформа-
ция монокристаллов. Москва: “Мир”, 1969, 272 с.
5. Р.П. Эллиот. Структуры двойных сплавов. Моск-
ва.: Металлургия, том.1, 1970, 455 с.
6. В.И. Трефилов. Физическая природа хрупкого раз-
рушения металлов. Киев: “Наукова думка” 1965, с.
22-55.
7.В.И. Соколенко, Я.Д Стародубов, Б.А. Мерисов,
Г.Я. Хаджай. Изменение сверхпроводящих, транс-
портных и микроскопических характеристик пере-
ходных металлов при введении примесей внедрения
и деформационных дефектов //Физика низких тем-
ператур, 2001, т.27, №5, с. 471-481.
8.Р.Хоникомб. Пластическая деформация металлов.
Москва: “Мир”, 1972, 408 с.
9. A.J. Opinski, K. Smoluchowski. The crystallographic
aspect of sleep in bodi-centered cubic single crystals //J.
Appl. Phis. (22), 1951, pp. 1488-1492.
10.R.A. Toxall, N.S. Duesbery, P.V. Hirsch. The defor-
mation of niobium single crystals //Can. J. Phys., 1967,
vol.45, pp. 607-629.
11.Ж.Фридель. Дислокации. Москва: “Мир”, 1967,
643 с.
12.Ч.В. Копецкий. Структура и свойства тугоплав-
ких металлов, Москва: “Металлургия”, 1974, 206 с.
13. G.Taylor. J.W. Christian. Experiments on the defor-
mation of niobium single crystals. P.I. Stress versus
strain curver and sleep sistem in compression and ten-
sion //Phil. Mag., 1967, vol.15, p.873-892.
________________________________________________________________
ВОПРОСЫ АТОМНОЙ НАУКИ И ТЕХНИКИ. 2001. №4
Серия: Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение (80), с.19-27.
27
структура и МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА МОНОКРИСТАЛЛob ХРОМА различной чистоты
Введение
1. Материал и методика исследования
2. Результаты исследований
и обсуждение
2.2. Элементы пластической деформации и разрушения монокристаллов хрома
2.3. Влияние структурного фактора на склонность хрома к двойникованию и двойникования на механические свойства
ВЫВОДЫ
ЛИТЕРАТУРА
|