Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1 . Пластическая деформация и разрушение Иридия (Литературный обзор)
1.1 Очистка иридия от примесей 9
1.2 Деформация и разрушение поликристаллического иридия 10
1.3 Деформация и разрушение монокристаллов иридия 14
1.4 Причины хрупкого разрушения иридия 19
1.5 Влияние легирования на свойства зеренной структуры иридия 30
1.6 Морфология поверхности разрушения сплавов семейства Ir-0,3%W 33
1.7 Анализ литературных данных по свойствам иридия и постановка задачи 37
ГЛАВА 2. Пластическая деформация монокристаллов иридия при комнатной температуре
2.1 Приготовление монокристаллических образцов для испытаний 40
2.2 Пластическая деформация монокристаллов иридия 42
2.3 Распределение следов деформации на боковой поверхности дефор мированных монокристаллов иридия
2.4 Электронно-микроскопическое исследование дислокационной структуры монокристаллов иридия
2.5 Заключение 59
ГЛАВА 3. Пластическая деформация и разрушение поликристаллического Иридия
3.1 Приготовление образцов для испытаний 60
3.2 Пластическая деформация и разрушение иридиевых проволок в интервале температур 20С-Ч500С
3.3 Аттестация собственной моды разрушения поликристаллического иридия при комнатной температуре
3.4 Заключение 90
ГЛАВА 4. Развитие трещин в тонких фольгах для просвечивающего электронного микроскопа (Литера турный обзор)
4.1 Развитие опасных трещин в фольгах гцк металлов и сплавов (работы Вильсдорфа). 91
4.2 Испускание дислокаций из микротрещин в тонких фольгах ГЦК металлов (работы Ора) 94
4.3 Наблюдение роста трещин в тонких фольгах гцк металлов (работы Робертсона) 97
4.4 Формирование двойниковых ламелей перед микротрещинами в тонких фольгах алюминия (работа Понда и Гарсия). 108
4.5 Роль деформационных двойников в разрушении тонких монокристаллических пленок гцк-металлов (работа Мэтьюза) 110
4.6 Трещины в тонких фольгах монокристаллов, в которых затруднена пластическая деформация 112
4.7 Обсуждение и выводы 118
ГЛАВА 5. Развитие трещин в тонких фольгах иридия и алюминия 121
5.1 Испускание двойников и дислокаций из микротрещин в монокристаллических фольгах иридия. 121
5.2 Распределение испущенных дислокаций около микротрещин 132
5.3 Переход от микротрещины к зигзагообразной опасной трещине 138
5.4 Развитие микротрещин в фольгах алюминия 143
5.5 Развитие опасных трещин в фольгах алюминия ] 48
5.6 Обсуждение результатов 154
ГЛАВА 6. Развитие трещин в монокристаллах ГЦК металлов 157
6.1 Развитие трещин в монокристаллах иридия (плоскость рабочей поверхности {100}), растягиваемых вдоль жесткого направления 100 157
6.2 Развитие трещин в монокристаллах иридия (плоскость рабочей поверхности {100}), растягиваемых вдоль мягкого направления 110 171
6.3 Развитие трещин в монокристаллах иридия (плоскость рабочей поверхности {ПО}), растягиваемых вдоль направления 110 177
6.4 Развитие трещин в монокристаллах иридия при изгибе (плоскость рабочей поверхности {ПО}, ось растяжения 110 ) 180
6.5 Развитие хрупких трещин в монокристаллах ГЦК металла 192
6.6 Заключение 202
Приложение 1. Развитие трещин в монокристаллах алюминия, по крытых слоем твердого галлия, при растяжении. 203
Заключение 213
Список используемых источников 219
- Деформация и разрушение монокристаллов иридия
- Электронно-микроскопическое исследование дислокационной структуры монокристаллов иридия
- Испускание дислокаций из микротрещин в тонких фольгах ГЦК металлов (работы Ора)
- Переход от микротрещины к зигзагообразной опасной трещине
Введение к работе
Актуальность работы.
Считается, что ГЦК металл - это пластичное твердое тело, деформирующееся за счет октаэдрического скольжения полных дислокаций с векторами Бюр-герса <110>, не способное к сильному упрочнению при нагружении и разрушающееся на вязкий манер [1-3]. Если же он разрушается хрупко, то исключительно благодаря влиянию примесей [4]. Но, оказалось, существует металл с ГЦК решеткой, не укладывающийся в рамки данного правила - это тугоплавкий металл платиновой группы иридий, температура плавления которого равна 2443С [5]. Это последний оставшийся практически неизученным металл с такой структурой.
Первая информация о механических свойствах иридия, появившаяся в начале 60-х годов прошлого века, показала, что они плохо согласуются с существующими представлениями о том, как должен себя вести ГЦК металл. Действительно, с одной стороны монокристаллы иридия обнаруживали значительную пластичность при аномально сильном упрочнении и разрушались сколом при растяжении [6-8], тогда как, при сжатии довести их до распада на части не удавалось вообще [7,9]. С другой стороны, в поликристаллическом состоянии иридий показывал типично хрупкое поведение: при комнатной температуре он разрушался практически без предварительного удлинения хрупко по границам зерен, а повышение температуры испытания не приводило к существенному подъему пластичности и смене моды разрушения с хрупкой на вязкую [10-13]. И вообще можно ли рассматривать такое поведение как отклонение от нормы, ведь, благодаря высокой температуре плавления, иридий занимает особое «крайнее» положение в ряду ГЦК металлов?
Сильное упрочнение иридия в процессе деформации, а также ограниченная пластичность и склонность к хрупкому разрушению делают его поведение близким к интерметаллидам ряда металлов, рассматриваемых сейчас в качестве перспективных конструкционных материалов [14]. Опыт последних десятилетий показывает, что решить проблему обрабатываемости такого сорта материалов, путем использования одних только технологических приемов, не удается. Поэтому разработка и развитие физических моделей разрушения металлов и материалов на их основе рассматривается научным сообществом в качестве перспективного пути решения этой проблемы [15,16]. Иридий же является уникальной модельной субстанцией, поскольку с его помощью можно определить механизм сильного упрочнения и хрупкого разрушения чистого ГЦК металла.
Большинство подходов к проблеме хрупкости металлических материалов основано на представлении, что переход из хрупкого состояния в пластичное связан со значительным повышением подвижности дислокаций [3,17,18]. Иногда это явление называют вязко-хрупким переходом. В чистых ОЦК металлах такой переход детально изучен и связан с особенностями атомного строения [19]. В металлах же с ГЦК решеткой вязко-хрупкого перехода обнаружено не было [3,14-16]. Несмотря на это, для материалов на основе ГЦК металлов используют физические модели трещин, справедливость применения которых можно считать обоснованной только для кристаллов с вязко-хрупким переходом. В связи с чем, представляется актуальной разработка физических моделей разрушения, применимых к металлическим материалам с ГЦК решеткой, которые бы сочетали в себе одновременно как способность к пластической деформации, так и склонность к хрупкому разрушению.
Цель работы состоит: в детальном описании поведения иридия в поле механических сил; в аттестации механизмов его пластической деформации и разру-
шения; в определении «места» иридия среди металлов с ГЦК решеткой; и в разработке на этой основе физической модели хрупкого разрушения ГЦК металла.
Научная новизна.
Впервые аттестован механизм пластической деформации и на его основе объяснены основные особенности механического поведения тугоплавкого ГЦК металла иридия.
Впервые определена собственная мода разрушения иридия в поликристаллическом состоянии и установлена причина его зернограничной хрупкости.
Описано развитие трещин в тонких фольгах тугоплавкого иридия и алюминия и установлено в чем состоит различие в поведении этих ГЦК металлов. Предложен механизм перехода от микротрещины к опасной трещине зигзагообразного профиля в тонкой фольге ГЦК металла.
Описано развитие трещин на боковых поверхностях монокристаллов иридия и покрытых галлием монокристаллов алюминия. Определены причины появления и механизмы роста трещин в этих материалах, а также установлена связь между траекторией движения трещины и морфологией поверхности изломов монокристаллических образцов.
Определено место тугоплавкого иридия среди металлов с ГЦК решеткой и сформулирована физическая модель хрупкого разрушения ГЦК металла.
Основные положения, выносимые на защиту.
Иридий деформируется за счет октаэдрического скольжения полных дислокаций с векторами Бюргерса <110>; вклад альтернативных механизмов при комнатной температуре либо отсутствует, либо исчезающе мал.
Высокие значения предела текучести тугоплавкого иридия по сравнению с ГЦК металлами, имеющими температуры плавления ниже 2000С, обусловлены низкой подвижностью <110> дислокаций (или сильными межатомными связями);
Сильное упрочнение при низких температурах и, как следствие, высокие значения предела прочности иридия связано с тем, что пластическая деформация в нем происходит за счет накопления в кристалле сеток дислокаций, которые из-за низкой подвижности <110> дислокаций, не могут трансформироваться в малоугловые границы или ячеистую структуру;
Собственной модой разрушения иридия является хрупкое внутризеренное разрушение или транскристаллитный скол. Важно, такая мода разрушения не означает низкой пластичности материала. Появление зернограничной хрупкости в поликристаллических образцах вызвано охрупчивающим действием неметаллических примесей;
Развитие процесса разрушения в тонких фольгах иридия для просвечивающего электронного микроскопа не отличается оттого, что происходит в фольге ГЦК металла с температурой плавления ниже 2000С. Это обусловлено тем, что дислокационная сетка не является стабильной конфигурацией в тонкой фольге;
Развитие трещин на боковых поверхностях и, как следствие этого, разрушение транскристаллитным сколом монокристаллов иридия при приложении растягивающих нагрузок связано с потерей кристаллом «пластичности», которая происходит в результате накопления высокоплотных дислокационных сеток, которые препятствуют движению дислокаций с векторами Бюргерса <110>.
Научная и практическая значимость.
Представленные в работе экспериментальные данные и физическая модель хрупкого разрушения пластичного металла представляют интерес для анализа причин и механизмов разрушения конструкционных материалов, созданных на основе ГЦК металлов. Кроме того, они могут быть использованы для разработки теоретических моделей, описывающих поведение пластичных, но склонных к сильному упрочнению кристаллов. А данные по испусканию дислокаций из микротрещин и формированию двойниковых ламелей представляются весьма полезными при обсуждении результатов работ, посвященных моделированию роста трещин в металлах. Приведенные в работе сведения о морфологии хрупкого внутризеренного и хрупкого межзеренного разрушения в чистом ГЦК металле можно использовать в качестве справочного материала при анализе причин разрушения металлических материалов.
Апробация результатов работы.
Материалы диссертации докладывались и обсуждались на 16 всесоюзных, всероссийских и международных научно-технических конференциях, семинарах и совещаниях: VI Всесоюзной конференции «Физика разрушения» (Киев, 1989); ХШ Всесоюзном совещании «Получение, структура, физические свойства и применение высокочистых монокристаллических тугоплавких и редких металлов» (Суздаль, 1990); I Международном семинаре «Эволюция дефектных структур в металлах и сплавах» (Барнаул, 1992); XV Черняевском совещании по «Химии, анализу и технологии платиновых металлов» (Москва, 1993); VII Международном семинаре «Структура дислокаций и механические свойства металлов и сплавов» (Екатеринбург, 1996); XVI Международном Черняевском совещании по «Химии, анализу и технологии платиновых металлов» (Москва, 1996); VI Международной конференции «Производство и эксплуатация изделий из сплавов благородных металлов» (Екатеринбург, 1996); II Международной конференции «Благородные и редкие металлы» (Донецк (Украина), 1997); International symposium on iridium, 2000 TMS Annual Meeting (Nashville (USA), 2000); IX «Национальная конференция по росту кристаллов» (Москва, 2000); Ш Международной конференции «Благородные и редкие металлы» (Донецк (Украина), 2000); 6th International Conference on Fundamentals of Fracture (ICFF-6) (Cirencester (U.K.) 2001); «Mechanisms and mechanics of fracture: symposium in the honor of Professor J. F. Knott», ASM 2002 Materials Solutions and TMS 2002 Fall Meeting (Columbus (USA) 2002); X «Национальной конференции по росту кристаллов» (Москва, 2002); II Международной конференции «Разрушение и мониторинг свойств металлов» (Екатеринбург, 2003); ICF Interquadrennial Conference «Fracture at Multiple Dimensions» (Moscow, 2003).
Объем и структура работы.
Диссертация содержит 224 страницы, включая 327 рисунков, 9 таблиц и состоит из введения, шести глав, приложения, заключения и списка литературы из 101 наименования.
Публикации.
Основные результаты диссертации отражены в 40 научных публикациях, включающих в себя 1 монографию, 15 статей в рецензируемых журналах, 4 статьи в сборниках международных конференций, а также 20 тезисов докладов в материалах всесоюзных, всероссийских и международных конференций и семинаров.
Во введении обосновывается актуальность темы, выбор модельного материала, дается аннотация диссертации с выносимыми на защиту положениями, а также приводятся сведения об ее апробации.
Деформация и разрушение монокристаллов иридия
В природе иридий встречается как примесь к шлиховой платине из некоторых месторождений на Юге Африки и в России. В чистом (самородном) виде этот металл не встречается. После извлечения платины концентрат, содержащий иридий, перерабатывают методами «мокрой» химии до получения металлического иридия в виде порошка. Описание процесса химического аффинажа можно найти в статье [25]. Такой металл содержит большое количество примесей, понизить концентрацию которых можно в процес се электронно-лучевого переплава. Однако получаемые подобным образом слитки плохо поддаются термомеханической обработке, а изготовленный из них прокат склонен к хрупкому межзеренному разрушению. Поэтому повышение обрабатываемости иридия является основной задачей, на решении которой сосредоточено внимание производителей.
Другой проблемой, связанной с иридием, является переработка вторичного металла или лома отслуживших свой срок изделий. Традиционная схема химического аффинажа требует значительного времени, и, кроме того, в себестоимость конечного продукта включаются немалые затраты на охрану окружающей среды. Альтернативная пирометаллурги-ческая схема переработки вторичного иридия, описанная в монографии [26], позволяет существенно снизить время переработки с двух - трех месяцев до нескольких часов. Процедура очистки включает окислительный переплав скрапа в периклазовом (MgO) тигле и электронно-лучевую плавку. В качестве финальной стадии очистки может быть использовано выращивание массивных монокристаллов иридия и его сплавов методом зонной плавки электронным лучом. Такой металл не содержит опасных неметаллических примесей и поддается обработке практически как платина.
В отличие от других металлов с ГЦК решеткой, включая близкую к нему по физическим свойствам платину, иридий практически невозможно очистить до уровня ниже двух девяток после запятой. Однако степень влияния разных примесей на физико-механические свойства матрицы различна, и, поэтому, качество иридия оценивают не традиционными знаками после запятой, а по концентрации опасных неметаллических примесей, таких как углерод и кислород. Иридиевая заготовка начинает коваться подобно платине, если содержании в ней углерода не превосходит 10 ррм [23], тогда как 3 и 2 весовых процента рения и рутения в иридиевой матрице не ведут к качественным изменениям механического поведения материала [26]. Поэтому иридий можно считать пригодным к термомеханической обработке (обрабатываемым или пластичным), если в нем отсутствуют неметаллические примеси. Промышленной технологией получения такого металла обладает ограниченное число производителей, среди которых компании Johnson Matthey PLC. (Великобритания), W.C. Heraeus GmbH (Германия), Engelhard-Clal Corporation (США), Национальная лаборатория в Окридже (США) и Екатеринбургский завод по обработке цветных металлов (Россия). Это обстоятельство оказало решающее влияние на степень «изученности» иридия - это последний из металлов с ГЦК решеткой (и единственный тугоплавкий ГЦК металл), физико-механические свойства которого оказались неисследованными в конце XX - начале XIX века!
Первой публикацией, посвященной механическим свойствам иридия, была статья Мордайка и Брукса в журнале Platinum Metals Review за 1960 год [10]. В ней описывается механическое поведение плоских поликристаллических образцов, деформируемых в режиме активного растяжения при температурах от 20С до 2000С. Содержание примесей в матрице (металл был предоставлен компанией Johnson Matthey) представлено в таблице 1.1. В интервале 20С - 900С пластичность материала практически не менялась, оставаясь на уровне 2-ї-3% удлинения. Разрушались образцы хрупко по границам зерен (рис. 1.3а). И хотя частиц второй фазы на краях зерен обнаружено не было, в качестве основной причины хрупкости иридия была названа сегрегация примесей по границам. При температурах 1000С - 1600С наблюдалось повышение пластичности иридия до 10% и смена моды разрушения с хрупкого межзеренного на смешанное хрупкое внутри- и межзеренное разрушение. По мнению авторов, этот эффект связан с процессом рекристаллизации, которая начинается в иридии при 1000С. Дальнейший рост температуры испытания приводит к снижению пластичности и смене моды разрушения на межзеренное (рис. 1.36). На рис. 1.4 представлены температурные зависимости предела текучести и удлинения до распада на части поликристаллических образцов прямоугольного сечения. Предел текучести (и его температурная зависимость) у иридия в несколько раз выше, чем у нормального гцк металла, а по прочностным свойствам при высоких температурах он близок к вольфраму и другим тугоплавким металлам с ОЦК решеткой. Сильное упрочнение в процессе деформации авторы связывают со склонностью иридия к двойникованию, особенно при повышенных температурах, когда на боковой поверхности образцов можно увидеть появление двойниковых ламелей (рис. 1.5).
Дуглас и Джаффи в 1962 году [11] подтвердили {на образцах круглого сечения), что в интервале температур от 0С до 500С поликристаллический иридий разрушается по границам зерен практически без предварительной деформации. Далее следует подъем пластичности до значений порядка 10% и смена моды разрушения на смешанное меж- и внутри- зеренное разрушение. Несмотря на значительный рост удлинения и смену моды разрушения, признаков формирования шейки на боковых поверхностях образцов обнаружено не было. Мордайк с Бруксом [10] также не отмечали локализации деформации при высоких температурах. При температурах свыше 1250С удлинение образцов до распада на части начинало снижаться, а при 1500С и выше разрушение снова становилось межзе-ренным. Анализ морфологии поверхностей разрушения был проведен на основании данных оптической металлографии, что не позволило даже качественно оценить степень «хрупкости» испытанных образцов. В обсуждении, авторы отмечают, что механические свойства иридия могут быть корректно описаны в рамках общепринятой теории пластической деформации металлов с ГЦК решеткой (то есть здесь вряд ли стоит ожидать существенного вклада альтернативных механизмов деформации, таких как механическое двой-никование или неоктаэдрическое скольжение).
Экспериментальные данные, отчасти позволяющие понять причины отсутствия шейки в поликристаллах иридия, были опубликованы Рейнакером в журнале Metall в 1964 году [12]. Основное содержание работы состояло в том, что если на поликристаллический иридий нанести платину, то обрабатывать такой «сэндвич» будет значительно лучше, чем чистый иридий. Оказалось, что «платинирование» снижает предел текучести иридия, повышается удлинение до распада образца на части, уменьшает упрочнение (наклеп) образцов, а при повышенных температурах на покрытых платиной образцах даже формируется шейка.
Как видно из рис. 1.12 сужения образцов из чистого иридия в месте разрушения практически не происходит ни при 700С, ни при 1500С, когда удлинение до распада на части достигает наибольшей величины. Не влияет на этот и процесс и мода разрушения: при 700С - это смешанное внутри- и межзеренное, а при 1500С - чисто межзеренное разрушение. Исходя же из фотографии на рис. 1.12г, можно предположить, что при 1500С в иридии имеет место эффект «плавающей» шейки, правда с очень малым сужением. В «платинированных» образцах шейка становится заметной при 700С, а величина сужения в шейке увеличивается с возрастанием температуры испытания (см. рис. 1.126 и в). При температурах выше точки рекристаллизации на них проявляется эффект «плавающей» шейки (особенно это заметно на образцах, покрытых тонким слоем платины). Так на рис. 1.12е показано практически полное утонение в точку, что на языке эмпирической теории деформации означает 100% вязкое механическое поведение.
Электронно-микроскопическое исследование дислокационной структуры монокристаллов иридия
С целью определения влияния металлических примесей, границ зерен и геометрии образцов на механические свойства иридиевой матрицы были проведены испытания на растяжение монокристаллов сплава Ir-3%Re-2%Ru жесткой и мягкой ориентировок и поликристаллических образцов круглого и прямоугольного сечений (в наклепанном состоянии и после рекристаллизации). На рис. 2.3 показаны деформационные кривые монокристаллов сплава и иридиевой проволоки диаметром 0,3мм, приготовленной из монокристаллической заготовки. Видно, что механическое поведение сплава качественно подобно поведению чистого иридия, с той разницей, что здесь предел текучести в направлении 100 был 50-400 МПа, а в 110 - около 200 МПа. Из-за высокой твердости материала (4500 МПа в недеформированном состоянии) практически все образцы «проскальзывали» в захватах разрывной машины, что не могло не сказаться на точности измерения пределов текучести. Предел прочности монокристаллов сплава в обоих направлениях был 500+550 МПа при удлинении 5+8% для 100 и порядка 30% для 110 . И в этом случае формирования шейки на поверхности образцов не наблюдалось. Мода разрушения этих монокристаллов также была определена как транскристаллитный скол. Предел текучести на-гартованной иридиевой проволоки был порядка 100 МПа, а предел прочности при 17% удлинения - 380 МПа. При этом на поверхности проволоки были зарегистрированы признаки образования шейки. Деформация до распада на части рекристаллизованной иридиевой проволоки, плоских (нагартованных и рекристаллизованных) образцов иридия и сплава Ir-3%Re-2%Ru была практически равна нулю (порядка 1+3%)), и поэтому их кривые на рис. 2.3 не приводятся.
Результаты испытаний иридия на сжатие при комнатной температуре представлены на рис. 2.4 (Данные опубликованы в работах [51,52]). Пределы текучести монокристаллов иридия с осями сжатия 100 , 110 и 111 и образцов, приготовленных из сильнодеформированного массивного монокристалла, размерами 3x2x2 мм были приблизительно равны 100 МПа. Для монокристаллических образцов размерами 4x3x3 мм этот параметр также был порядка 100 МПа. Как ожидалось, предел текучести для монокри сталлов сплава Ir-3%Re-2%Ru увеличился по сравнению с чистым иридием (-200 МПа), тогда как у кристаллов сплава Ir-0,3%W, который можно считать иридием после дугового переплава с вольфрамовым нагревателем, предел текучести не изменился (-100 МПа). Предел текучести поликристаллических образцов иридия был порядка 200 МПа. При на-гружении наиболее сильно упрочнялись монокристаллы иридия, сжимаемые вдоль оси 100 , а слабее всех кристаллы с осью сжатия 110 . Образцы с осью 111 занимали промежуточное положение. Реально же кривые образцов этих ориентировок располагались плотным пучком, перекрывая друг друга, и поэтому на рис. 2.4 приведены только «крайние» деформационные кривые образцов размерами 3x2x2 мм. Кривые образцов, приготовленных из рекристаллизованного монокристалла, всегда шли чуть выше монокристальных кривых, но ниже чем кривые монокристалла сплава Ir-3%Re-2%Ru (см. рис. 2.4). Причем экспериментальные кривые монокристаллического иридия, образцов из сильнодеформированного массивного монокристалла и кристаллов сплава Ir-3%Re-2%Ru никогда не пересекались. Тогда как упрочнение монокристаллов сплава Ir-0,3%W было самое значительное среди всех изученных материалов. Несмотря на значительную деформацию, довести монокристаллы и образцы из сильнодеформированного массивного монокристалла иридия до распада на части, а значит, и определить их моду разрушения, не удалось. Степень конечной осадки зависел от линейных размеров образцов и определялся максимальным усилием разрывной машины. На 10 тонном прессе образцы размерами 3x2x2 мм удавалось сплющить до 80% при напряжениях порядка 5000 МПа, тогда как при размерах 4x3x3 мм усилий машины хватало только на усадку в 70% при напряжении в 2000 МПа. Если же в образцах имелись границы зерен, то их пластичность была ограничена в пределах 10- -20% сжатия при прочности около 1000 МПа. 110 20 30
Деформационные кривые растяжения монокристаллов: 1 - сплава Ir-3%Re-2%Ru вдоль жесткого 100 направления; 2 - сплава Ir-3%Re-2%Ru вдоль мягкого 110 направления; 3 - проволоки иридия диаметром 0,3 мм, приготовленной из монокристаллического иридия. Рис. 2.4 Деформационные кривые монокристаллов иридия на сжатие: 1 - ось сжатия 100 , 2 - ось сжатия 110 , 3 - образец, приготовленный из сильнодеформированного массивного монокристалла, 4 - монокристалл Ir-3%Re-2%Ru, ось сжатия 110 , 5 - монокристалл Ir-0,3%W, ось сжатия 110 .
Из рис. 2.1 и 2.3 следует, что при растяжении монокристаллов иридия имеет место ориентационная анизотропия предела текучести, характера упрочнения и деформации до распада на части [51]. Причем разница между параметрами, характеризующими механическое поведение, может достигать одного порядка! Это противоречит заключению сделанному в работе [13], но это действительно так, поскольку данное поведение характерно и для образцов с «жесткой» и «мягкой» ориентировкой, вырезанных как из одного, так и из разных массивных монокристаллов, так и для монокристаллов сплава Ir-3%Re-2%Ru. Более того, деформационные кривые, взятые из этой работы и показанные на рис. 1. 7, близки к полученным нами результатам. Зная о том, что Хазен с соавторами [7] работал с кристаллами «жесткой» 100 ориентировки, Брукс, Гринвуд и Роутборт [8,13] сравнили их данные со своими результатами, полученными на «мягких» 110 образцах, однако данное обстоятельство не нашло отражения в обсуждении и выводах. И это тем более удивительно, что ориентационная анизотропия характерна для механического поведения монокристаллов ГЦК металлов, хотя она никогда не была столь ярко выражена как в иридии [53]. Позднее, Рид и Роутборт [9] обнаружили ориентационную анизотропию при сжатии, но в обсуждении результатов они не касались вопроса об анизотропии монокристаллов иридия при растяжении. Как отмечалось ранее, при сжатии монокристаллы иридия ведут себя подобно нормальным ГЦК металлам: разница лишь в том, что их пределы текучести и напряжения деформирования близки к высокопрочных сплавам, но не к чистым металлам [54]. В наших экспериментах деформационные кривые образцов с «мягкой» 110 ориентировкой шли всегда ниже кривых образцов с «промежуточной» 111 и «жесткой» 100 ориентировками, однако существенных различий в пределах текучести мы не наблюдали. Возможно, это связано с определенной «грубостью» эксперимента, когда мы были вынуждены использовать для измерений предельно большую шкалу 10-тонной разрывной машины для фиксации хода деформационной кривой, что не позволило получить детальную кривую начального этапа нагружения. Но, так или иначе, при сжатии монокристаллов иридия ориентационная анизотропия тоже есть, хотя она и выражена значительно слабее, чем при растяжении. Был подтвержден результат Брукса с соавторами [8] что, несмотря на значительное удлинение (до 60% в «мягком» направлении), каких-либо признаков локализации деформации на поверхности монокристаллов иридия обнаружено не было. Повышение однородности распределения пластической деформации по поверхности образцов ГЦК металлов наблюдается при испытаниях при гелиевых температурах, когда подвижность 110 дислокаций понижается, в сравнении с комнатными температурами, но вязко-хрупкого перехода в материале не происходит [55]. При этом модой разрушения столь пластичного материала является хрупкое внутризеренное разрушение, что также согласуется с получе-ными ранее данными Дугласа [6] и Брукса [8]. С другой стороны, формирование шейки происходило на проволоке, приготовленной из массивной монокристаллической заготовки, причем при значительно меньших удлинениях, чем это имеет место в нормальных ГЦК металлах [2,3]. Последнее расходится с данными Брукса, согласно которым формирование шейки начинается при температурах не ниже 1000С [10,13], и Рейнакера, когда шейка формируется только в покрытых платиной иридиевых проволоках [12]. Имеется еще одна особенность хода деформационных кривых монокристаллов иридия, отличающая его от других ГЦК металлов. При растяжении и при сжатии деформационные кривые представляют собой монотонные кривые с одинаковым степенью выпуклости - создается впечатление, что образцы деформируются исключительно на первой стадии пластической деформации (на стадии легкого скольжения). И только вблизи точки разрыва для растяжения или места, когда, по всей видимости, начинается деформация опорных пластин разрывной машины (при сжатии) степень выпуклости кривых могла меняться. Тогда как на деформационных кривых монокристаллов остальных ГЦК металлов различаются несколько стадий пластической деформации [2,3,53].
Испускание дислокаций из микротрещин в тонких фольгах ГЦК металлов (работы Ора)
Если сравнивать поведение толстых (поликристаллических) проволок с литературными данными [10-13], то видно, что удлинение наших образцов при повышенных температурах значительно больше, хотя пластичность при комнатных температурах везде одинаково низкая. В литературе ничего не говорится о формировании шейки в чистом иридии, но упомянуто о его пластификации при 500С. Под этим явлением Брукс с соавторами понимали именно локализацию деформации в шейке, однако, наблюдая на поверхности изломов хрупкое межзеренное разрушение, предпочли почему-то не обсуждать данный эффект [13]. На наших проволоках, локализация деформации становится заметной при температурах порядка 400С. Развитие шейки здесь происходит как в ГЦК металле с температурой плавления ниже 2000С со средней или высокой энергией дефекта упаковки: с увеличением температуры испытания сужение растет, но утонения в точку не происходит. Еще одним важным отличием является мода разрушения. В нашем случае, это смешанное хрупкое, с преобладанием внутризеренного (до 70%), разрушение, а у Брукса с соавторами и Рейнакера [12,13] разрушение идет на 100% по границам зерен, и только после 1000С оно становится смешанным.
Для поликристаллических ГЦК металлов с температурами плавления ниже 2000С 100% хрупкого межзеренного разрушения и удлинение порядка нескольких процентов означает, что материал охрупчен, например, под действием водорода или жидкого металла, проникших в границы зерен [4,16,32]. Поэтому неслучайно, что влияние примесей рассматривается в качестве основной причины хрупкого межзеренного разрушения и плохой обрабатываемости поликристаллического иридия [10,13]. Логично предположить, что, имея такой излом на образцах с шейкой, Брукс с соавторами не стали вдаваться в обсуждение механизма данного эффекта, так как причина его для них была очевидной, а получить экспериментальные данные о распределении примесей на границах зерен с концентрацией менее 10 ррм в конце 60-х годов было нельзя. Если принять, что металл у Брукса и Рейнакера был загрязнен, а наш монокристаллический иридий свободен от опасных примесей (см. табл. 2.1), то описанные выше свойства проволок диаметром 1,5 мм и есть собственно механическое поведение поликристаллического иридия при растяжении. Таким образом, незначительное удлинение перед распадом образца на части при комнатной температуре; хрупкое (внутри- и межзеренное) разрушение; повышение пластичности материала в районе 400С и высокая степень локализации деформации в области шейки при повышенных температурах являются теми свойствами тугоплавкого иридия, которые выделяют его среди ГЦК металлов с температурой плавления ниже 2000С.
Очевидно, что границы зерен играют определяющую роль в особом механическом поведении поликристаллического иридия. И если бы удалось удалить их из матрицы, то пластичность тугоплавкого иридия была бы как у ГЦК металлов с температурой плавления ниже 2000С. В случае монокристаллов это действительно так, а различие в модах разрушения не следует принимать во внимание, поскольку оно не сказывается на пластичности образцов. С другой стороны, пластины, прутки и проволоки, приготовленные из монокристаллических заготовок, если их не подвергать рекристаллизационному отжигу, можно считать сильнодеформированными монокристаллами, тем более что их мода разрушения была аттестована как хрупкое внутризеренное разрушение. Получить на них монокристальные Лауэграммы, конечно же, нельзя, но и границ зерен, в обычном понимании [18], там нет (и, наверное, не было). При сжатии же этот металл является столь же пластичным материалом как монокристаллический иридий: при комнатной температуре образцы размерами 3x2x2 мм выдерживают осадку до 80% на 10-тонной машине и не разрушаются (см. кривую 3 на рис. 2.4). В этой связи интересно проанализировать механическое поведение нерекристаллизованных иридиевых проволок диаметром 0,3 мм при растяжении.
Начнем с того, что микротвердость неотожженной иридиевой проволоки, равно как и пластин, приготовленных из монокристаллических заготовок, была порядка 6000 МПа, а это соответствует микротвердости монокристаллов после прокатки при комнатной температуре с обжатием 70% (образец потрескался, но на части не распался). Для сравнения, микротвердость монокристаллов при растяжении была 4500-=-5000 МПа. То есть, плотность дислокаций в материале должна быть не ниже, чем в тонкой фольге из деформированного монокристалла, где она сравнима с плотностью дислокаций при водородном ох-рупчивании и составляет величину порядка 100-1012 см"2. А поскольку в исходном состоянии заготовка была монокристаллической, то накопление дислокаций в проволоке при температурах ниже точки рекристаллизации происходит путем формирования высокоплотных сеток дислокаций. Очевидно, что при столь высокой плотности дислокаций, ГЦК металл не может деформироваться ни за счет скольжения по первичной системе, ни по вторичным системам скольжения. Весь ресурс пластичности кристалла по этим механизмам должен быть исчерпан в процессе приготовления проволоки, о чем и свидетельствуют «поликристаллические» круги вместо размытых точечных рефлексов на Лауэграм-мах, снятых с проволоки. Поэтому единственным путем эволюции дислокационной структуры в этом сильнодеформированном материале будет переход от высокоплотной сетки к ячеистой структуре. И, именно этот процесс и проходит в ГЦК металлах в месте образования шейки [3,16,18].
В тонких иридиевых проволоках шейка формируется даже при комнатной температуре, а присутствие в иридиевой матрице упрочняющих элементов, снижает подвижность дислокаций, но не приводит к качественным изменениям в механическом поведении. Повышение температуры, а значит и подвижности дислокаций, ведет к росту сужения в области шейки, но к понижению общего удлинения образца до распада на части. Это означает, что образец деформируется преимущественно в области шейки, и, судя по моде разрушения, материал там находится в сильно упрочненном состоянии. Когда же подвижность дислокаций оказывается достаточной для начала процесса рекристаллизации или близкой к этому уровню (для иридия это 900С, для сплава - 1000С), возникает эффект «плавающей» шейки и начинает увеличиваться удлинение до распада на части. Иными словами, неотожженная иридиевая проволока, приготовленная из монокристаллической заготовки, ведет себя подобно ГЦК металлу в области шейки.
Таким образом, удается объяснить практически все особенности механического поведения поликристаллического иридия, за исключением смешанной моды разрушения, а точнее доли хрупкого межзерен-ного разрушения на поверхности изломов. Действительно, две собственные моды разрушения (одна хрупкое внутризеренное разрушение, а другая смешанная хрупкая внутри- и межзеренное разрушение) слишком много даже для такого «загадочного» металла как иридий [63]. С целью разрешения этого противоречия, ниже будет проведена аттестация собственной моды разрушения иридия в поликристаллическом состоянии.
Выяснение механизмов низкой когезионной прочности границ зерен в иридии можно рассматривать, по сути дела, как определение причин плохой деформируемости этого металла, поскольку именно зернограничная хрупкость является препятствием при его термомеханической обработке. Оптимальным способом решения задачи могло бы стать изучение развития трещин в поликристаллических агрегатах, с различным содержанием примесей на границах зерен. Главной проблемой будет регистрация малого количества примесей на границах зерен. Чувствительность методики должна быть достаточной для регистрации уровня примеси в 10 ррм, и в тоже время анализ должен быть локальным. В идеале это может быть просвечивающий электронный микроскоп с высокочувствительными зондами, для отраженных и для проходящих электронов, чтобы можно было исследовать кристаллогеометрию границы зерна и, одновременно, проводить локальный элементный анализ на легкие и тяжелые элементы. В настоящее время приборы с такими характеристиками для нас недоступны, а потому пришлось искать другие способы аттестации собственной моды разрушения поликристаллического иридия. Результаты по механическому поведению сплавов Ir-0,3%W и Ir-3%Re-2%Ru показывают, что растворенные в матрице упрочняющие (металлические) добавки не могут качественно изменить поведения иридиевой матрицы [54]. Микролегирование же иридия торием и церием, судя по ряду косвенных признаков, приводит к сегрегации этих примесей на межзеренных границах. В результате чего снижается доля хрупкого межзеренного разрушения по сравнению с нелегированными составами или, другими словами, возрастает когезионная прочность границ зерен, особенно при температурах свыше 400С и скоростях растяжения порядка 1 мм/мин [39,40].
В качестве альтернативы, как говориться, «лобовому» подходу, пришлось предложить следующее. Описывается мода разрушения поликристаллических иридиевых образцов, в которых бы гарантированно отсутствовали опасные примеси, после чего она сравнивается с разрушением загрязненного металла (с поиском такого материала проблем не возникает, поскольку любой коммерческий иридий содержит достаточное количество примесей, чтобы разрушаться по границам зерен без предварительной деформации). Иридиевый прокат пирометаллургической очистки, приготовленный из монокристаллической заготовки, отвечает предъявленным требованиям и является свободным от опасных неметаллических примесей, таких как углерод и кислород, [26], а потому его мода разрушения может рассматриваться как собственная мода разрушения поликристаллического иридия. Рекристаллизация такого металла, проведенная в «чистой» среде, не должна приводить к смене моды разрушения, поскольку и новые межзеренные границы будут чистыми от примесей. И, наоборот, если выполнять рекристаллизационные отжиги в атмосфере, загрязненной опасными примесями, то смена моды разрушения должна произойти.
Первое, что следует проверить, будут ли границы зерен, возникшие в монокристалле иридия, местами наиболее вероятного появления трещин. Для чего из «промышленного» монокристаллического слитка, состоящего из нескольких крупных зерен, вырезали бикристаллические образцы размером 30x2x2 мм в средней части которых располагалась межзеренная граница, ориентированная к оси растяжения под углами от 60+90. Такие образцы деформировали до распада на части при комнатной температуре в режиме либо растяжения, либо изгиба (а часть из них удалось сначала растянуть до разрыва, а потом еще и разрушить при изгибе), после чего провели аттестацию их поверхностей изломов. Для выполнения основного эксперимента взяли поликристаллические образцы, приготовленные из массивных монокристаллов иридия и сплава Ir-3%Re-2%Ru. Сплав был нужен для того, чтобы оценить влияние металлических примесей на характер разрушения поликристаллического агрегата. Была исследована морфология поверхностей изломов образцов в состоянии поставки и после рекристаллизационных отжигов, которые проводили при 1200С в вакууме 10 5 и 10"2 торр (в откачанных ампулах из кварцевого стекла) в течение 20, 40, 60, 80, 100 и 120 минут с последующим охлаждением в холодной воде. Сначала образцы растягивали до распада на части, а после чего их длинные куски изгибали до разрушения (все при комнатной температуре). Поверхности изломов изучали на сканирующем электронном микроскопе. Кроме этого подобным образом же была аттестована мода разрушения поликристаллических образцов, приготовленных из иридия электроннолучевого переплава, обработанного по той же схеме, что и монокристаллические заготовки; а также из коммерческого иридия и из иридиевого тигля, полученного методом гальванопластики. У двух последних материалов границы зерен гарантированно содержали опасными примесями.
Переход от микротрещины к зигзагообразной опасной трещине
Как и в случае массивных образцов, появлению трещин в фольге предшествовала локализация пластической деформации: сначала происходило «равномерное» удлинение образца на 15 50%, а затем накопление деформации становилось локализованным - в образце начинала формироваться шейка. В ней и появлялась опасная трещина, которая развивалась как за счет собственного роста, так и путем слияния с более мелкими трещинами, возникающими перед ее вершиной (рис. 4.1). В результате локализованного накопления деформации, материал в области шейки становился прозрачным для электронов, и можно было наблюдать эволюцию дислокационной структуры вблизи вершины опасной трещины и в местах развития и слияния пор.
Анализ дислокационных структур вблизи краев трещины и около пор показал, что пластическая деформация в области шейки реализуется за счет октаэдрического скольжения полных дислокаций с векторами Бюргерса 110 - обычного для ГЦК металлов механизма деформации. Ни деформационных двойников, ни дислокаций со специфическими векторами Бюргерса, что бы давало основание говорить об альтернативных механизмах деформации, в фольгах серебра обнаружено не было. Росла опасная трещина в направлении 112 (это одно из направлений двойникования в ГЦК решетке), образуя с осью растяжения угол 60. В условиях данного эксперимента, края самой опасной трещины и края пор были четко ориентированы вдоль направления 110 (см. рис. 4.1), из-за чего излом фольги приобретал характерный ломанный или зигзагообразный профиль, получивший название зубов дракона (dragon tooth).
Распространение трещины и слияние пор сопровождалось интенсивным зарождением и движением 110 дислокаций. Источники дислокаций располагались в прозрачных участках фольги, причем не только вблизи краев трещин и пор, но и вдали от них. Рожденные в них дислокации имели тенденцию к быстрому движению «вглубь» фольги, при этом они не образовывали ни скоплений, ни каких-либо других стабильных дислокационных конфигураций, по крайней мере, на прозрачных участках образцов. Рост трещины или зарождение поры происходили, когда фольга становилась настолько тонкой, что количество источников дислокаций в этом месте было практически равным нулю. Испускание же дислокаций непосредственно из вершины движущейся трещины наблюдалось очень редко, да и к тому же только тогда, когда вершина оказывалась вблизи толстого участка фольги.
Присутствие в ГЦК металле границ зерен и упрочнение алюминиевой матрицы частицами второй фазы никак не влияло на характер разрушения тонких фолы [65]. Также как и в предыдущем случае, при растяжении в высокопрочном алюминиевом сплаве формировалась шейка, в области которой материал становился прозрачным для электронов. В утоненном месте появлялась трещина с характерным ломаным профилем (рис. 4.2), развитие которой осуществлялось как за счет собственного подрастания, так и за счет слияния с порами, возникающими вблизи вершины. Ни границы зерен, ни частицы второй фазы не были местами наиболее вероятного появления пор, а, равно, как и то, что траектория движения опасной трещины не была связана ни с межзеренными границами, ни с частицами второй фазы. Зубы дракона или края трещин и пор не имели четкой кристаллогеометриче-ской ориентировки, что вполне естественно, поскольку фольга была поликристаллической, и, следовательно, направление оси растяжения и рабочая поверхность фольги имели произвольную ориентировку, которая, к тому же, менялась при переходе от одного зерна к другому. Стоит отметить, что наличие частиц второй фазы вблизи края трещины приводило к появлению скоплений дислокаций на тонких участках фольги (из-за торможения дислокаций на препятствиях), но это не препятствовало утонению материала и не сказывалось на геометрии «зубов дракона».
В последней работе из этой серии [66] изучалось разрушение высокочистых поликристаллов золота при растяжении. И хотя изначально образцы имели толщину порядка 1 мм, в процессе приложения нагрузки, они утонялись до «прозрачного» состояния, так что область шейки вблизи излома можно было изучать на просвечивающем электронном микроскопе. Оказалось, что и здесь опасная трещина обладала характерным зигзагообразным профилем (см. рис. 4.3 а), а «зубы дракона» были параллельны либо направлению 110 , либо 112 (рис. 4.3 б). На утоненных участках наблюдали большое количество двойниковых ламелей деформационного происхождения, располагавшиеся вдоль направления 112 , но особенно много двойников было зарегистрировано в "зубах дракона". Анализ кристаллогеометрии вершины опасной трещины (рис. 4.3 в) также указывает на то, что трещина развивается вдоль низкоиндексовых направлений 110 и 112 . Испускания дислокаций непосредственно из вершин таких растущих трещин также обнаружено не было. Видимо по этому, авторы определили зигзагообразное разрушение как вязкое, а растрескивание внутри прозрачной зоны как хрупкое разрушение.
Первым детальным электронно-микроскопическим исследованием процесса испускания дислокаций из вершины трещины в кубических металлах (ГЦК и ОЦК) можно считать работы Ора из Окриджской национальной лаборатории (США) [67]. Им было изучено развитие трещин, размером порядка 1- -5 микрон, при нагружении в колонне просвечивающего электронного микроскопа. Использовалось два режима деформации: первый -это когда в материале развиваются только трещины III типа; и, второй - когда все трещины в фольге являются трещинами I типа. Принимая во внимание разницу размеров трещин, исследованных Вильсдорфом и Ором, представляется целесообразным называть трещины, описанные Ором, микротрещинами. Это позволит в дальнейшем избежать терминологических трудностей, и как будет показано ниже, хорошо согласуется с механизмом разрушения тонких фолы ГЦК металлов.
Исследуя развитие трещин Ш типа в меди на микроскопе с центральным вводом образца (поэтому, единственной возможностью деформировать фольгу непосредственно в колонне был изгиб), Ор обнаружил, что перед клиновидной (V shaped) микротрещиной длиною 1+5 мкм находится массив полных дислокаций, число которых может достигать трех сотен (см. рис. 4.4) [68]. Между вершиной микротрещины и началом массива существует зона, где полных дислокаций нет, получившая название зоны свободной от дислокаций (dislocation-free zone - ДФЗ) длина которой была порядка 1 мкм. В зависимости от материала размеры ДФЗ менялись, равно как менялось и состояние дислокаций в массиве. Так, в меди (материале с низкой энергией дефекта упаковки) дислокации могли быть расщеплены, чего никогда не наблюдалось в алюминии (материале с высокой энергией дефекта упаковки). И хотя авторы не смогли снять на пленку момент испускания дислокаций из вершины микротрещины, они были уверены, что дислокации генерируются именно там, а не в конце ДФЗ, примыкающем к массиву. Следует заметить, что подрастить микротрещину и, вообще, довести металлическую фольгу до распада на части при такой геометрии нагружения практически невозможно. Кроме того, при столь сложном режиме деформации как изгиб, возможно образование специфических дислокационных конфигураций, проявлением чего и может быть формирование ДФЗ между вершиной и массивом испущенных дислокаций.
Изначально информация о ДФЗ перед микротрещиной была получена при изгибе тонких фольг (0,]-Ю,3 мкм) в 200 KB микроскопе. И, поэтому, критики указывали авторам на то, что ДФЗ может быть эффектом «тонкой фольги», а не собственным свойством металлов. Впоследствии Ор повторил свои эксперименты на высоковольтном микроскопе (ускоряющее напряжение 1 MB), в колонне которого он деформировал монокристаллические фольги железа толщиной 2 5 мкм (геометрия нагружения образцов была такой же) [69]. На рис. 2.5 приведены фотографии микротрещин на разных этапах эволюции. И на ранних этапах испускания дислокаций (см. рис. 4.5а), и когда трещина интенсивно генерирует полные дислокации (рис. 4.56), и даже когда интенсивность испускания начинает спадать, а в пластической зоне перед трещиной уже формируется ячеистая структура, между трещиной и пластической зоной существует ДФЗ. Согласно проведенным измерениям, длина ДФЗ была порядка 10 мкм, толщина материала в области ДФЗ - около 0,5 мкм, тогда как в пластической зоне толщина была в два раза больше - 1 мкм. Оценки показы-вают, что трещина длиною 10-К20 мкм может испустить порядка 10 полных дислокаций. С ростом трещины длина ДФЗ уменьшались. По всей видимости, это было связано с тем, что испущенные трещиной дислокации встречали на своем пути препятствия и тормозились, мешая тем самым движению сгенерированных позже дислокаций.
