ПЛАСТИЧЕСКАЯ ДЕФОРМАЦИЯ И РАЗРУШЕНИЕ ТУГОПЛАВКОГО МЕТАЛЛА С ГРАНЕЦЕНТРИРОВАННОЙ КУБИЧЕСКОЙ РЕШЕТКОЙ
|
ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ
СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ
ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ
ПУБЛИКАЦИИ
СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ
ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ
ПУБЛИКАЦИИ
Актуальность работы.
Считается, что ГЦК металл - это пластичное твердое тело, деформирующееся за счет октаэдрического скольжения полных дислокаций с векторами Бюргерса <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 2443оС [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 разрушения; 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 2000оС, 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 2000оС. 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 раз-рушения 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
Считается, что ГЦК металл - это пластичное твердое тело, деформирующееся за счет октаэдрического скольжения полных дислокаций с векторами Бюргерса <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 2443оС [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 разрушения; 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 2000оС, 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 2000оС. 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 раз-рушения 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
Основными целями работы были: аттестация механизмов пластической деформации и разрушения тугоплавкого ГЦК металла; определение места иридия в ряду металлов с ГЦК решеткой (или же в чем состоят различия между тугоплавким ГЦК металлом и ГЦК металлом с температурой плавления ниже 2000оС); а также построение физической модели хрупкого разрушения ГЦК металла.
Полученные экспериментальные результаты позволяют сделать однозначный вывод о том, что при комнатной температуре монокристаллы иридия и его высокопрочного сплава деформируются исключительно за счет октаэдрического скольжения полных дислокаций с векторами Бюргерса <110>. Вклад альтернативных механизмов деформации, таких как механическое двойникование или не-октаэдрическое скольжение, в пластическое течение обоих материалов отсутствует.
Высокое, более чем на порядок, значение пределов текучести иридия, по сравнению с остальными ГЦК металлами, связано с низкой подвижностью <110> дислокаций. Этой же причиной вызваны сильное упрочнение и высокие значения пределов прочности иридия. Низкая подвижность <110> дислокаций препятствует трансформации дислокационных сеток в малоугловые границы или ячеистую структуру, в результате чего основной дислокационной конфигурацией в иридии оказывается высокоплотная сетка. Следовательно, вся гигантская пластичность монокристалла иридия реализуется на стадии легкого скольжения. Поэтому при растяжении монокристаллов вдоль мягкого <110> и жесткого <100> направлений проявляется ориентационная анизотропия предела текучести, и наблюдается однородное распределение деформации по поверхности образца.
Собственной модой разрушения, как монокристаллов, так и поликристаллического иридия является хрупкое внутризеренное разрушение или транскристаллитный скол. Это позволяет говорить о подобии механизмов разрушения в моно- и поликристаллах иридия. При этом транскристаллитный скол на изломе иридиевого образца не означает, что материал не способен к пластической де-формации. Появление на изломах иридиевых образцов хрупкого межзеренного разрушения вызвано охрупчивающим действием неметаллических примесей, та-ких как углерод и кислород.
Развитие трещин в монокристаллах иридия изучали как на тонких фольгах для просвечивающего электронного микроскопа, так и на массивных образцах. Разрушение металлических фольг, как-то алюминия, или же тугоплавкого иридия, было аттестовано как вязкое. Единственное, что отличало картину растрескивания тонких фольг иридия от других ГЦК металлов, это торможение массивов испущенных из микротрещин дислокаций на высокоплотных дислокационных сетках. При растяжении иридиевых фольг в колонне микроскопа, дислокационные сетки, по какой-то причине теряли устойчивость, и дислокации в них начинали аннигилировать, вследствие чего различия между поведением иридиевой фольги и фольги из «обычного» ГЦК металла на стадии роста опасной трещины зигзагообразного профиля исчезали. И, поэтому, можно утверждать, что склонность к хрупкому внутризеренному разрушению является свойством только массивных иридиевых образцов.
Изучение боковых поверхностей массивных монокристаллов иридия после приложения растягивающей нагрузки показало, что там имеются объекты, которые могут быть аттестованы как хрупкие транскристаллитные трещины. Их появление в изначально пластичном ГЦК металле оказалось возможным в результате формирования в кристалле высокоплотной сетки из <110> дислокаций, что при-водит к потере способности к пластической деформации. Распад на части моно-кристаллов иридия происходит в результате роста одной такой хрупкой трещины. Кинетика роста опасной трещины определяется ходом «потери» кристаллом способности к пластической деформации: когда трещина попадает в материал, «исчерпавший» ресурс пластичности, она растет на хрупкий манер, а если «выходит» из него, то ведет себя подобно надрезу в пластичном образце. Распространяются они исключительно по низкоиндексовым плоскостям {100}, {210}, {110}, однако поверхность разрушения всегда оказывается макроскопически параллельной либо плоскости куба, либо {210}. Вследствие чего на плоской поверхности излома монокристалла иридия возникают неровности, которые образуют ручеистый узор.
Представляется, что основное отличие иридия от остальных ГЦК металлов, которое определяет его место в ряду материалов с такой решеткой, это высокая температура плавления или же сильные межатомные связи в решетке. Именно с этим связаны низкая подвижность дефектов-носителей пластической деформации - полных дислокаций с векторами Бюргерса <110> и аномально высокий предел текучести. По свойствам же, которые определяются кристаллической решеткой, а именно: механизму пластической деформации и характеру эволюции дислокационной структуры, по крайней мере, качественных различий обнаружено не было. Так механизм деформации у всех ГЦК металлов один и тот же (октаэдрическое скольжение <110> дислокаций), равно как и то, что вклад альтернативных механизмов в пластическое течение исчезающее мал. И дислокационная структура в поле механических сил эволюционирует одинаковым образом: стадия накопления одиночных дислокаций, стадия формирования сеток, стадия трансформации сеток в ячеистую структуру. Отличие только в том, что в иридии последняя стадия реализуется только в случае сильнодеформированного материала (неотожженных проволок), когда на образцах круглого сечения происходит образование шейки уже при комнатных температурах.
Что же касается собственной моды разрушения иридия, то она, безусловно, отличается оттого, что наблюдается в ГЦК металлах с температурами плавления ниже 2000оС. Однако данное отличие практически никак не сказывается на способности иридия к пластической деформации. Оно также обусловлено сильными межатомными связями в иридии.
И в заключение о физической модели хрупкого разрушения ГЦК металла. Под этим термином обычно понимается описание условий и механизмов, благодаря действию которых в пластичном металле с ГЦК решеткой оказывается возможным зарождение и развитие хрупких трещин. Появление хрупкой (транскристаллитной) трещины в ГЦК металле становится возможным при условии неспособности материала к дальнейшей пластической деформации и при приложении к образцу растягивающих напряжений. В чистом металле с ГЦК решеткой такая возможность реализуется только в случае тугоплавкого иридия, когда благодаря низкой подвижности <110> дислокаций в кристалле накапливается высокая плотность дислокаций в форме высокоплотных сеток. Такие сетки блокируют движение дефектов-носителей пластической деформации, создавая, тем самым, условия для появления и роста хрупкой трещины.
Полученные экспериментальные результаты позволяют сделать однозначный вывод о том, что при комнатной температуре монокристаллы иридия и его высокопрочного сплава деформируются исключительно за счет октаэдрического скольжения полных дислокаций с векторами Бюргерса <110>. Вклад альтернативных механизмов деформации, таких как механическое двойникование или не-октаэдрическое скольжение, в пластическое течение обоих материалов отсутствует.
Высокое, более чем на порядок, значение пределов текучести иридия, по сравнению с остальными ГЦК металлами, связано с низкой подвижностью <110> дислокаций. Этой же причиной вызваны сильное упрочнение и высокие значения пределов прочности иридия. Низкая подвижность <110> дислокаций препятствует трансформации дислокационных сеток в малоугловые границы или ячеистую структуру, в результате чего основной дислокационной конфигурацией в иридии оказывается высокоплотная сетка. Следовательно, вся гигантская пластичность монокристалла иридия реализуется на стадии легкого скольжения. Поэтому при растяжении монокристаллов вдоль мягкого <110> и жесткого <100> направлений проявляется ориентационная анизотропия предела текучести, и наблюдается однородное распределение деформации по поверхности образца.
Собственной модой разрушения, как монокристаллов, так и поликристаллического иридия является хрупкое внутризеренное разрушение или транскристаллитный скол. Это позволяет говорить о подобии механизмов разрушения в моно- и поликристаллах иридия. При этом транскристаллитный скол на изломе иридиевого образца не означает, что материал не способен к пластической де-формации. Появление на изломах иридиевых образцов хрупкого межзеренного разрушения вызвано охрупчивающим действием неметаллических примесей, та-ких как углерод и кислород.
Развитие трещин в монокристаллах иридия изучали как на тонких фольгах для просвечивающего электронного микроскопа, так и на массивных образцах. Разрушение металлических фольг, как-то алюминия, или же тугоплавкого иридия, было аттестовано как вязкое. Единственное, что отличало картину растрескивания тонких фольг иридия от других ГЦК металлов, это торможение массивов испущенных из микротрещин дислокаций на высокоплотных дислокационных сетках. При растяжении иридиевых фольг в колонне микроскопа, дислокационные сетки, по какой-то причине теряли устойчивость, и дислокации в них начинали аннигилировать, вследствие чего различия между поведением иридиевой фольги и фольги из «обычного» ГЦК металла на стадии роста опасной трещины зигзагообразного профиля исчезали. И, поэтому, можно утверждать, что склонность к хрупкому внутризеренному разрушению является свойством только массивных иридиевых образцов.
Изучение боковых поверхностей массивных монокристаллов иридия после приложения растягивающей нагрузки показало, что там имеются объекты, которые могут быть аттестованы как хрупкие транскристаллитные трещины. Их появление в изначально пластичном ГЦК металле оказалось возможным в результате формирования в кристалле высокоплотной сетки из <110> дислокаций, что при-водит к потере способности к пластической деформации. Распад на части моно-кристаллов иридия происходит в результате роста одной такой хрупкой трещины. Кинетика роста опасной трещины определяется ходом «потери» кристаллом способности к пластической деформации: когда трещина попадает в материал, «исчерпавший» ресурс пластичности, она растет на хрупкий манер, а если «выходит» из него, то ведет себя подобно надрезу в пластичном образце. Распространяются они исключительно по низкоиндексовым плоскостям {100}, {210}, {110}, однако поверхность разрушения всегда оказывается макроскопически параллельной либо плоскости куба, либо {210}. Вследствие чего на плоской поверхности излома монокристалла иридия возникают неровности, которые образуют ручеистый узор.
Представляется, что основное отличие иридия от остальных ГЦК металлов, которое определяет его место в ряду материалов с такой решеткой, это высокая температура плавления или же сильные межатомные связи в решетке. Именно с этим связаны низкая подвижность дефектов-носителей пластической деформации - полных дислокаций с векторами Бюргерса <110> и аномально высокий предел текучести. По свойствам же, которые определяются кристаллической решеткой, а именно: механизму пластической деформации и характеру эволюции дислокационной структуры, по крайней мере, качественных различий обнаружено не было. Так механизм деформации у всех ГЦК металлов один и тот же (октаэдрическое скольжение <110> дислокаций), равно как и то, что вклад альтернативных механизмов в пластическое течение исчезающее мал. И дислокационная структура в поле механических сил эволюционирует одинаковым образом: стадия накопления одиночных дислокаций, стадия формирования сеток, стадия трансформации сеток в ячеистую структуру. Отличие только в том, что в иридии последняя стадия реализуется только в случае сильнодеформированного материала (неотожженных проволок), когда на образцах круглого сечения происходит образование шейки уже при комнатных температурах.
Что же касается собственной моды разрушения иридия, то она, безусловно, отличается оттого, что наблюдается в ГЦК металлах с температурами плавления ниже 2000оС. Однако данное отличие практически никак не сказывается на способности иридия к пластической деформации. Оно также обусловлено сильными межатомными связями в иридии.
И в заключение о физической модели хрупкого разрушения ГЦК металла. Под этим термином обычно понимается описание условий и механизмов, благодаря действию которых в пластичном металле с ГЦК решеткой оказывается возможным зарождение и развитие хрупких трещин. Появление хрупкой (транскристаллитной) трещины в ГЦК металле становится возможным при условии неспособности материала к дальнейшей пластической деформации и при приложении к образцу растягивающих напряжений. В чистом металле с ГЦК решеткой такая возможность реализуется только в случае тугоплавкого иридия, когда благодаря низкой подвижности <110> дислокаций в кристалле накапливается высокая плотность дислокаций в форме высокоплотных сеток. Такие сетки блокируют движение дефектов-носителей пластической деформации, создавая, тем самым, условия для появления и роста хрупкой трещины.