Твердость чистых металлов при нагреве и охлаждении

Автором совместно с С.Г. Федотовым проведены исследования, позволившие установить закономерность изменения твердости ряда чистых металлов в пределах от комнатной температуры до 0,8—0,9 Tпл, но не выше 1000°С.

Для исследования были взяты образцы поликристаллической и монокристаллической меди, карбонильного железа после переплавки в вакууме, технического железа (до 0,03—0,05% С), электролитического никеля, кобальта высокой чистоты, йодидного титана и циркония, содержащих до 0,01% примесей, а также технического титана с 0,8—1% примесей. Кроме того, изучалась температурная зависимость твердости других чистых металлов: вольфрама, молибдена, тантала, хрома, бериллия, ниобия, платины, палладия, родия, иридия, золота, серебра и др.

Все образцы металлов предварительно отжигали в вакууме. Такая обработка необходима для того, чтобы получить однородные результаты измерений и устранить искажения, создаваемые наклепом поверхности, возникающим в процессе изготовления образцов (разрезка, шлифование и полирование).

Каждая точка на всех приводимых ниже графиках представляет среднее значение не менее чем из трех, а во многих случаях из шести и более измерений твердости.

Образцы меди вырезали перпендикулярно и параллельно оси слитка из монокристалла, имевшего форму цилиндрического стержня диаметром около 15 мм и длиной 65 мм. Такой монокристалл был получен путем медленного охлаждения на воздухе кварцевого тигля с расплавом, перемещаемого из зоны нагрева со скоростью около 2 мм/час.

Рентгенографическое исследование позволило установить, что ось монокристалла, из которого изготовлены образцы, направлена под углом 8° к направлению. Таким образом, на образцах монокристалла, вырезанных во взаимно перпендикулярных направлениях, твердость измеряли на поверхности, имеющей близкую ориентировку к плоскости (111).

На рис. 254 показано изменение твердости поликристаллической и монокристаллической меди в интервале от 20 до 950°, а в табл. 27 приведены полученные средние значения твердости.

Образцы меди нагревали до 950 °C и после выдержки в течение одного часа охлаждали до указанных в табл. 27 температур. Твердость измеряли после выдержки в течение 15 мин. Для сопоставления на рис. 254 приведена кривая изменения модуля упругости поликристаллической меди в интервале от 20 до 900 °С.

Особый интерес, по нашему мнению, представляет различный характер изменения твердости монокристаллической и поликристаллической меди в указанном интервале температур. Предварительная механическая обработка при изготовлении образцов, по-видимому, не оказывает влияния на значения твердости, так как высокотемпературный отжиг при 950 °C полностью снимает внутренние напряжения. Следует отметить, что низкотемпературная часть кривой твердости для поликристаллической меди лежит выше кривой твердости для монокристаллов меди; в то же время выше 500 °С сказывается влияние разупрочняющихся при этих температурах границ зерен и поликристаллическая медь становится менее твердой и прочной по сравнению с монокристаллическим образцом.

При температурах от 800 °С и выше твердость моно- и поликристаллической меди одинакова.

На рис. 255, а и б приведены микрофотографии поверхности образца монокристаллической меди с нанесенными на нее при 500 и 700 °C в вакууме отпечатками алмазной пирамиды (при нагрузке 1 кг и выдержке в течение 1 мин.), а на рис. 255, в и г — микрофотографии поверхности образца поликристаллической меди с отпечатками индентора, нанесенными при 550 и 700 °C и аналогичном режиме нагружения.

Как следует из рис. 255, б, в зоне вдавливания индентора при 700 °C происходит локальное разрушение монокристалла, например, в участках, отмеченных стрелками. Характерное смещение по границам отдельных зерен в поликристаллическом образце в зоне вдавливания алмазного наконечника при температуре испытания 700 °C показано на рис. 255, г.

Можно полагать, что на поверхности образца из монокристалла, параллельной плоскости (111), при нагреве до 700 °C деформация при вдавливании алмазной пирамиды идет путем сдвига. При более высоких температурах в монокристалле наряду с деформацией сдвигового характера происходит образование границ раздела отдельных объемов (блоков). Это напоминает процесс деформации, наблюдаемый в зернах, поворачивающихся одно относительно другого в поликристаллическом образце меди.

Следует отметить, что в обзорной статье Д. Вестбрука приведены данные Энгля и Хендткомпа о твердости монокристаллической меди на плоскостях (111), (011) и (001). Эти данные показывают, что до 900 °C твердость на всех этих плоскостях изменяется по одинаковой закономерности и имеет примерно одинаковое значение. Наибольшее различие (около 10%) в твердости обнаруживается при 500—600 °С. Более высокой твердостью обладают плоскости монокристалла (001). Следует отметить, что изучавшиеся указанными авторами монокристаллы меди содержали до 2% Ag и это могло оказать влияние на полученные данные.

Рентгенографический анализ монокристалла меди показал, что в нем имеются отдельные объемы (блоки), несколько различающиеся между собой по кристаллографической ориентировке. Установлено, что исследованный участок монокристалла не имел областей с резко различной ориентировкой. В то же время сложное строение пятен на рентгенограммах свидетельствует о присутствии блоков, разориентированных между собой на угол порядка нескольких минут.

Для определения влияния кристаллографической ориентации на механизм деформации в зоне вдавливания алмазной пирамиды при нагреве был приготовлен образец монокристалла меди, испытуемая плоскость которого располагалась под углом около 10° к плоскости (111).

Как показали измерения, абсолютные значения чисел твердости монокристаллической меди в интервале от комнатной температуры до 900 °С при этом остались такими же, как и в предыдущем случае. Однако на монокристаллическом образце последнего типа сдвиговый характер деформации сохранился до более высокой температуры (750 °С), и только при 800 °C было замечено дробление монокристалла.

На рис. 256 приведен график изменения твердости при нагреве до 1100 °C карбонильного железа, а также переплавленных в вакууме кобальта и никеля. Как видно из рисунка, при комнатной температуре кобальт имеет наибольшую твердость. В табл. 28 даны средние данные измерения твердости указанных металлов. Изменение твердости металлов данной группы при нагреве имеет различный характер.

Снижение твердости никеля при нагреве наступает по достижении температуры ~ 350 °С, при которой изменяются магнитные свойства: ниже указанной температуры никель ферромагнитен, а выше — слабо парамагнитен.

При нагреве до 400 °С наблюдается некоторое повышение твердости железа, однако дальнейшее повышение температуры приводит к резкому падению его твердости, продолжающемуся до температуры около 900 °С (температура а-y-превращения). Следует отметить повышенную твердость у-железа.

Необходимо указать, что выполненные Н.Ф. Лашко, В.Г. Петренко и Г.Я. Слободянюком определения предела прочности при растяжении на образцах технического железа при нагреве позволили установить значительное возрастание значения ob при переходе а-железа в у-железо. Эти экспериментальные данные приведены ниже.

При комнатной температуре кобальт имеет более высокую твердость, чем никель и железо, но быстро разупрочняется при нагреве, оставаясь, однако, почти во всем температурном интервале от 20 до 1100 °C самым твердым из данной группы металлов. Около 470 °C можно заметить резкое изменение твердости, связанное с превращением а-Со-в-Со.

На рис. 256 нанесена температурная зависимость модуля нормальной упругости железа, магнитонасыщенного никеля и кобальта, построенная по данным В. Кестера, а также значение модуля упругости отожженного никеля (по данным наших измерений). Следует обратить внимание на то, что изменение твердости при нагреве железа, кобальта и никеля в состоянии магнитного насыщения хорошо совпадает с закономерностью изменения модуля упругости. В частности, в интервале аллотропического превращения железа наблюдаются увеличение твердости и рост модуля упругости.

На рис. 257 приведен график изменения твердости и модуля упругости титана и циркония, содержащих до 0,01 % примесей. Образцы этих металлов были изготовлены из стержней, полученных йодидным способом. Отмечается монотонное снижение их твердости то мере повышения температуры.

На рис. 257 можно видеть, правда, очень слабо выраженный, перегиб на кривой твердости титана в интервале температур превращения a-Ti-p-Ti, составляющих 880—890 °C. Более резко этот перегиб заметен на кривой для циркония.

График, помещенный на рис. 258, показывает характер изменения твердости технического титана, содержащего до 1 % примесей, при нагреве до 1000 °С и при последующем охлаждении до комнатной температуры. Следует обратить внимание, что примеси резко повышают твердость титана при 20 °С. Однако по мере роста температуры различие в твердости между этими образцами технически чистого и йодидного титана уменьшается и твердость всех образцов оказывается практически одинаковой.

Некоторое повышение твердости титана в результате нагрева в вакууме порядка 1*10в-4 мм рт. ст. до 1000 °С, выдержки в течение 10 мин. при этой температуре и последующего охлаждения можно объяснить дисперсионным твердением вследствие выделения примесей, содержавшихся в образцах, а также, возможно, высокой химической активностью титана, взаимодействующего с незначительным количеством азота и кислорода, содержащимся в вакуумной рабочей камере при указанном выше остаточном давлении.

Данные об изменении твердости и модуля упругости полученных металлокерамическим способом технически чистого вольфрама и молибдена при нагреве до 1100 °C приведены на рис. 259. Общее содержание примесей в изучавшихся образцах не превышало 0,1%. В состав образцов вольфрама входило до 0,05% SiO2, 0,004% Аl2O3, 0,002%) CaO, 0,007% Fe2O3 и 0,03% Mo.

В табл. 29 приведены экспериментальные данные по определению твердости этих металлов. Нагрев вольфрама всего до 100 °С приводит к снижению его твердости почти на 20%, а молибден при этой температуре теряет почти 30% твердости по сравнению с твердостью при 20 °С. Причина этого несколько аномального снижения твердости при очень невысоких температурах в настоящее время не установлена При нагреве до 500° твердость вольфрама снижается более чем на 60%, но при температурах выше 500° уменьшение твердости вольфрама резко замедляется. Точка перегиба на кривой твердости вольфрама совпадает с температурой превращения.

Для вольфрама и молибдена, как и следовало ожидать, наблюдается полное восстановление исходной твердости после охлаждения образцов до комнатной температуры. Это можно объяснить обратимостью процессов, протекающих в чистых металлах при нагреве и охлаждении в вакууме в исследованном интервале температур, тогда как, например, в титане этой обратимости не было (см. рис. 258).

Образцы из вольфрама и молибдена более высокой чистоты, чем использованные в наших опытах, должны обладать меньшей твердостью и большей пластичностью. Можно полагать, что в этом случае величина твердости при нагреве во всем температурном диапазоне должна изменяться аналогично. Штрих-пунктиром на рис. 259 показано предположительное изменение твердости рассматриваемых металлов высокой чистоты.

В табл. 30 приведены экспериментальные данные, полученные в результате измерения твердости металлов платиновой группы при каждой приведенной в таблице температуре. На рис. 260 графически представлена закономерность изменения твердости платины, палладия, родия и иридия при нагреве в вакууме. Образцы платины и палладия были в литом состоянии, а образцы родия и иридия были приготовлены методами порошковой металлургии. Образцы платины и палладия содержали менее 0,01 % примесей. В образце родия было 99,6% Rh и 0,06% Pt; иридий содержал 99,93% Ir, 0,03% Rh и 0,02% Pt.

Образцы всех четырех металлов до измерения твердости подвергались отжигу в вакууме при 1300 °C в течение 3 час. с последующим медленным охлаждением. Образец иридия был вторично отожжен в течение 1,5 час. при 2000 °С, а родия — при 1600 °С (при индукционном нагреве в высокочастотной вакуумной печи).

Все четыре рассматриваемых металла имеют гранецентрированную кубическую кристаллическую решетку и в исследованном интервале температур не претерпевают полиморфных превращений. Однако температурная зависимость твердости этих металлов различна. Твердость иридия и родия почти линейно снижается по мере роста температуры от 20 до 1100 °C. Твердость платины при нагреве до 600 °С, а палладия до 450—500 °C изменяется мало. Незначительное превышение этих температур приводит к интенсивному снижению твердости.

На рис. 260 нанесены построенные, по данным кривые изменения модуля упругости рассматриваемых металлов при повышенных температурах. Интересно отметить, что ход кривых изменения твердости этих металлов аналогичен характеру изменения их модуля упругости.

В современной металлургии при производстве жаропрочных сплавов широко используется хром, обладающий высокой температурой плавления (~ 1900 °С). На рис. 261 приведена температурная зависимость твердости хрома высокой чистоты, переплавленного в вакууме. На этом же графике показано изменение твердости технически чистых тантала и ниобия при нагреве до 1100 °C в вакууме. Образцы этих металлов, как и образцы хрома, были предварительно отожжены в течение 6 час. в вакууме при 1100 °C.

Заслуживает внимания закономерность изменения твердости и модуля упругости бериллия, содержащего около 0,1% примесей (рис. 262). Снижение твердости бериллия наблюдается сразу же после начала подъема температуры.

Температурная зависимость модуля упругости бериллия (построенная по данным до 600 °С) хорошо согласуется с изменением твердости. Однако при более высоких температурах графики изменения твердости и модуля упругости имеют различный характер.

На рис. 263 приведена температурная зависимость твердости урана при нагреве в вакууме, построенная по данным В. Чабба. На данном графике, выполненном в полулогарифмическом масштабе, видны резкие изменения твердости урана в интервале температур его фазовых превращений.

Изменение твердости при нагреве чистого золота, серебра и алюминия графически показано на рис. 264, а в табл. 31 приведены средние значения твердости.

Характер изменения твердости алюминия (рис. 264) позволяет отметить его интенсивное разупрочнение при нагреве от 20 до 600 °С.

Для обобщения приведенных выше данных на рис. 265 сопоставляются значения твердости и модуля упругости чистых металлов при 20, 500 и 800 °С.

При 20 °C зависимость между твердостью и модулем упругости для большинства металлов может быть изображена прямой линией. Исключение составляют вольфрам, молибден, титан и цирконий, для которых экспериментально установлено разупрочнение при незначительном повышении температуры от комнатной.

Сопоставление рассматриваемых характеристик при 500 °С показывает, что при данной температуре величины твердости вольфрама и молибдена укладываются на прямую линию, тогда как величины твердости титана и циркония отклоняются от этой прямолинейной зависимости.

При нагреве до 800 °C для большинства чистых металлов имеется прямолинейная зависимость между твердостью и модулем упругости.

Приводимые данные позволяют утверждать, что в сопротивлении пластическому деформированию важную роль играет величина межатомной связи в кристаллической решетке металлов, хорошо характеризуемая модулем упругости. Поэтому для оценки механических свойств материалов при нагреве следует рекомендовать определение температурной зависимости твердости, а также модуля упругости.

Выше были рассмотрены закономерности изменения твердости при нагреве ряда чистых металлов, определенные методом вдавливания индентора при нагрузке 1 кг. Значения горячей микротвердости получены В.С. Миротворским и автором на образцах технического железа при нагреве до 1300 °С в вакууме на установке ИМАШ-9.

Образцы после изготовления подвергали отжигу в вакуумной печи при 950 °C в течение 1,5 час. для снятия наклепа после механической обработки и приготовления металлографического шлифа на поверхности. Для каждой температуры испытания на образец наносили от 15 до 20 отпечатков индентора при нагрузке 50 г. Каждая точка на графике, приведенном на рис. 266, является результатом измерений отпечатков не менее чем на 2—3 образцах. Температуру образца во время опыта повышали «ступенчато», начиная от комнатной. В табл. 32 приведены значения температур, при которых измеряли микротвердость, а также средние значения твердости по Виккерсу.

Микротвердость технического железа при нагреве до 200 °C монотонно снижается, а при повышении температуры образца до 300 °C возрастает примерно на 10%, что обусловлено процессом старения.

Дальнейшее увеличение температуры образца до 880 °С приводит к постепенному падению микротвердости. В интервале температур полиморфного превращения железа (около 900 °С) обнаруживается «подскок» микротвердости, аналогичный обнаруженному при испытании чистого карбонильного железа. По мере дальнейшего повышения температуры впервые обнаружено возрастание твердости при 1020°С. При наблюдении в микроскоп на установке ИМАШ-9 установлено, что микротвердость начинает увеличиваться одновременно с развитием собирательной рекристаллизации.

Падение микротвердости технического железа наблюдается только начиная с 1200 °С, а при 1300 °С составляет около 5 кг/мм2.

Чтобы установить, какое влияние на микротвердость технического железа оказывает напряженное состояние, возникающее в образце при его растяжении, на установке ИМАШ-9 была проведена следующая серия опытов. В процессе испытания на нагретый и выдержанный в течение 15 мин. при определенной температуре образец, не подвергавшийся нагружению, наносили 10 отпечатков индентора при нагрузке 50 г. Затем в образце создавали растягивающие напряжения, постепенно увеличивающиеся «ступенями» около 3—5 кг/мм2 при 900—1000 °C и несколько большими при менее высокой температуре.

Рис. 267 иллюстрирует изменение микротвердости в зависимости от значений растягивающих напряжений при изотермических режимах испытания. По мере повышения температуры образца во время опыта величина растягивающего напряжения, вызывающего наибольшее снижение микротвердости, уменьшается. Такой «провал» значений микротвердости обнаруживается до 700 °С.

При 800 и 900 °С увеличение растягивающих напряжений вплоть до значений, приводящих к быстрому течению образца, не вызывает существенного изменения его микротвердости. Увеличение температуры опыта до 1000 °C и растяжение образца напряжениями выше 1 кг/мм2 сопровождается повышением его микротвердости с одновременным протеканием роста зерен.

Увеличение растягивающих напряжений за пределы, приводящие к падению значений микротвердости (в интервале 20—700°С), сопровождается ростом микротвердости, что можно объяснить наклепом материала образца под влиянием пластической деформации при растяжении.

Исследование характера изменения твердости различных металлов и сплавов под влиянием растяжения и сжатия при комнатной температуре проводил ряд авторов. Применение методов высокотемпературной металлографии открывает широкие перспективы для дальнейшего развития этих исследований при различных режимах Нагрева и нагружения образцов.