Хрупкое разрушение монокристаллов чистых металлов с гранецентрированной кубической решеткой тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

НШШСТИРСТВО НАУКИ. 1Я1СЕШГ1 сколи П ТЕХНИЧЕСКОЙ ПОЛИТИКИ РОССШ! УРАЛЬСКИМ Г О СУДА Р СТ ВЕШШЛ УНИВЕРСИТЕТ 1«!. Д.Н.ГОРЬКОГО

на правах рукописи

уда 639.32+539.378.1

ПАНФИЛОВ Петр Езгеиьевнч

ХРУПКОЕ РАЗРУШЕНИЕ МОНОКРИСТАЛЛОВ ЧИСТШС МЕТАЛЛОВ С ГРАИЕЦЕИТРИРОВАПИОГ! КУБНЧКСКОП РЕШЕТКОЙ

01.04.07 - физика твердого тела

Автореферат Диссертации на соискание ученой степени кандидата Физико-математнчеекня наук

7 , >

; > %

/

/

/

/- ( с-У Ь °

Екатеринбург - 1993

Габота выполнена и Уральской государственном университете им. П.М.Г'орького на кафедре физики твердого тела.

Офнциалыше оппоненты: доктор Физико-математических

наук, ведущий научный

сотрудник П.В.Добромисаов;

доктор фнэико-матенатическил

наук, доцент Л.Н. Ь'абупкпн.

Недуцее учреждение - Уральский государственный технический университет - У11И (Екатеринбург)

Зацита состоится "

••¿¿СУ-с.? 1993 г. в часов на

/Г~

заседании Специализированного Совета К063.70.04 по присуждению ученой степени кадидата физико-математических наук в Уральском государственном университете им.Л.М.Горького (С20003 Екатеринбург, пр.Ленина, 51, аул.248).

С диссертацией мояно ознакомиться в библиотеке Уральского государственного университета.

Ученый секретарь Специализированного Сонета, кандидат Фиоико математических наук, старший научный сотрудник

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТ!/

Актуальность теми. Определение механизмов хрупкого разрушения неталлон с кубической гранецентрированной (г.ц.к.) реиеткой, на основе которых создано большинство современных конструкционных материалов, является одной из актуальных задач физики прочности н пластичности. На протяжении многих лет она привлекает к себе внимание исследователей как в нашей стране, так и за рубежом. В большинстве работ,, так скажем, физического плана, посвященных этой теме (в основном это теоретические »

работы, в которых обсуждаются простейшие феноменологические модели трещин) основное внимание уделено рассмотрению испускания дислокаций из трещин и влияния этого процесса на моду разрушения материала. Экспериментальных же работ,в которых бы описывалась эволюция хрупких трещин в металлических материалах с г.ц.к. решеткой,практически нет. Вполне естественно возникает вопрос: стоит ли рассматривать гипотетические механизмы хрупкого разрушения г.ц.к.-металла,если не известно,как в нем развивается хрупкая трещина и чем хрупкая трещина в г.ц.к.-металле отличается от трещин в таких хрупких кристаллических материалах как кремний?

Парадоксальная ситуация, когда описанное теоретическими моделями явление оказывается Практически не изученный экспериментально, сложилась прежде всего из-за трудностей, связанных с выбором модельного материала, поскольку принято считать, что чистые металлы с г.ц.к.-решеткой не могут разрушаться хрупко. Из этого правила есть исключение - самые тугоплавкие г.ц.к-ме-таллы, металлы платиновой группы родий и иридий (для НН Тпл = 1892С, для 1г Тпл = 2442С), но они практически Недоступны широкому кругу исследователей. Именно из-за своей недоступности

иридий и родиМ остаются наименее наученными металлами с г.и.к. решеткой. В качестве другой причины можно назвать трудности, связанные с наблюдением эволюции трещин в массивных образцах и тонки* Фольгах для просвечивающего электронного микроскопа.

Задача о хрупком разрушении чистого г.ц.к.-металла тесно связана с задачей определения механизмов охрупчипания г.ц. к.-металлов под воздействием окружающей среды. Действительно, как нохно говорить о развитии хрупкой транскрист^ллитной трещины в охрупченном г.ц.к.-металле, не зная как развивается хрупкая трещина и монокристалле хрупкого иридия.

[[елью настоящей работы является экспериментальное изучение эволюции транскристаллитных трещин в массивных монокристаллах и в тонких фольгах для просвечивающего электронного микроскопа собственно хрупкого г.ц.к.-металла иридия, и сравнение полученных результатов с данными о растрескивании монокристаллов алюминия, покрытых сдоем галлия, и тонких алюминиевых фольг. На основании полученного описания пх>едпринята попытка сформулировать механизм охрупчинания этих пластичных металлических материалов. Кроме того будет проведено сравение механического поведения иридии с поведением близкого ему по физико-химическим и механическим свойствам, но имеющего гексагональную плотноупакованную (г.п.у.) решетку.металла платиновой группы - рутения.

Ишгчнад^швлзна^айохи заключается в следующем:

1.Впервые было проведено комплексное изучение механи^ ческия свойств высокочистого иридия и его сплавов:

- при га стяжении в монокристаллах иридия обнаружена сильная ернентационная анизотропия предела текучести;

- установлено, что пр I кочиатноЛ температуре монокристаллы ири-г,ии деформируются га счет октаэдрического скольжения полных

дислокаций с векторами Бюргерса <110>;

- установлено, что собственной молой разрушения полнкрнстаали • ческого иридия является хрупкое внутризеренное раэрунение, хрупко« мехзеренпое разрушение, которое ранее считалось собственной модой, индуцировано влиянием внешней среди;

- обнаружено, что механистическая картина растрескивания тонких монокристаллических Фолы иридия идентична растрескиванию фолы* нормальных г.ц.к.-металлов, то есть хрупкость иридип проявляется только в случае массивных образцов.

?..Впервые було показано, что при комнатной температуре монокристаллы рутения деформируются преимущественно за счет базисного скольжении.

3.Впервые была описана эволюция хрупких транскристал-литных трещин на поверхности чистого г.ц.к.-металла и проведено ее сравнение с эволюцией транскристаллитнмх трещин на поверхности охрупченного чистого г.ц.к.-металла (покрытый слоем галлия монокристалл алюминия).

4.Впервые была описана эволюция трещин в тонких Фольгах чистых г.ц.к.-металлов с момента появления трещины до перехода от клиновидной микротрещины до опасной трещины зигзагообразного профиля.

11а_заш1хх_яшшсй1ся следующие полоаенил:

1. Монокристаллы иридия при комнатной температурь деформируются за счет октаэдрического скольжения полных дислокаций с векторами Бюргерса <110>, вклад альтернативны» механизмов в Нзненеие линейных разиероп образцов незначителен.

2. Нонокриеталлы рутения При коНнатной температуре деформируются по преимуществу за счет базисного скольвения, чем и объясняются их склонность к сколу н Плохая обрабатива-ность.

3. Склонность иридия к разрушению транскристаллитным сколом является его внутренним свойством, связанным со способностью материала сильно упрочниться в процессе предварительной пластической деформации.

4. Хрупкость иридия проявляется только в случае массивных образцов, мода разрушения его тонких фольг не отличается от моды разрушения фольг нормальных г.ц.к.-металлов.

5. В охрупченных галлием монокристаллах гиоминия транс-кристаллитные трещины развиваются на хрупкий манер только на начальной этапе эволюции, далее мода их роста может быть охарактеризована как смешанная "хрупко-вязкая".

Цау.,шаа_и.лшак1и-Ческаа ишжть^ Результаты, изложенные в настоящей работе, могут быть использованы при обсуждении механизмов разрушения различных металлических материалов как в инертных , так и в охрупчивающих средах. Данные электронно-микроскопических наблюдений трещин в тонких фольгах позволяют лучше понять как роль эмиссии дислокаций из вершины трещины, так и роль внешних препятствий для движения дислокаций при росте хруп кой трещины в металлическом материале, стимулируя, тем самым, развитие новых теоретических моделей роста трещин.

Использованные в работе методики наблюдения трещин в массивных образцах и тонких Фольгах могут быть применены при исследовании разрушений любых других металлических материалов, например, интерметаллидов или композитов на основе металлов.

Прикладное значение работы может быть кратко охарактеризовано следующим образом: это первая на русском языке работа,в которой подробно рассмотрены механические свойства иридия и, отчасти, рутении, и проанализированы причини их хрупкого повеления. -

ШШйСстна.Л'абот. Результаты работы докладынлдиск:

т на V Всесоюзной конференции "Текстуры н рекристаллизация в металлах и сплавах" (Уфа, Ю87г.);

- на VI Всесоюзной конференции по Физике разруиешш (Киев, сентябрь 1089г.);

- на ХШ Всесоюзном совещании "Получение, структура, фи знческие. свойства и применение високочистих и монокрнета.чличее-кил тугоплавких и редких металлов" (Суздаль, октябрь 1990г.);

- на I Международном семинаре "Эволюция дефектных структур в металлах и сплавах" (Барнаул, сентябрь 1992).

Публикации. О с и о в нц е результаты работы опубликован!!., в пести- журнальных статьях и в одной статье в сборнике материалов международной конференции.

введения, пяти глав, заключения и списка литературы. Работа изложена на 151 странице, содержит 7 таблиц, 48 рисунков и библиографический список из 96 наименований.

Ва_да&деШ111 обоснована актуальность,научная ¡{ практическая значимость темы; сформулированы цели работы и выносимые на зациту положения.

В петжой главе рассмотрены литературные данные,каса1 юцнеся роста трещин » массивных кристаллах и в тонких фольга»

металлов и сплавов с гранецентрироьанной кубической (г.ц.к.)

«

репеткой. В основном это результаты наблюдений эволюции трещин истодами оптической и электронной микроскопии.

посвященных механическим свойствам иридия и рутения. О степени изученности" этих металлов говорит тот Факт, что список пуб-

. Диссертация состоит из

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

В конце главы приводится обзор практически всех работ

«ш:аций по этой теме содержит около дщ'и дсситков натасно&иипй.

Согласно литературным дашшм, на нслеит постаногзг.и сл-дичи н начала исследований, отсутствовал!! систематические данные по механизмам деформации приди« рутешш, юрапт'сру ид разруиения и по зиолыцчи ^рупкиа транскриегаллитш:: трсцип а чистом металле с г.ц.к. решеткой.

Ро птррой главе оплсаи способ приготовления оСраэ-цоп из иридия, сплава 1г - О.ЗессЙЪ?, сплава 1г - ЗессЙПо -2всс%Пи и рутении. Приведены данные о ссдерилшш принесен. Описаны методики испытаний монокристаллов на раетпгение ¡1 сжатие, методика температурных испытаний проволок на растсгеиие, техника наблюдения трещин в массивны: кристаллак и о тонкие фольгах для просвечивавцего электронного микроскопа.

Механические испытания проводили на орпстированыс ¡ю-нокристаллических образцах, которые погно считать свободными от опасных неметаллическил примесей. Пэ крушюгабаритниз кристаллов были иирезани образцы для испытаний сдедувцня ориентировок: иридий (ось растяжения <100>, плоскость рабочей поверхности {100}; ось растяжения <110>, плоскости рабочих повераностей {100} н {110}; ось схатия <100>, <110>, <111>); рутений (ось растягення перпендикулярна оси "с", плоскость рабочей поверг-иости - плоскость базиса; ось растяжения параллельна оси "с", плоскость рабочей поверхости близка к плоскости призмы; ось схатии либо параллельна оси "с", либо перпендикулярна ей. Использование таких образцов позволило просто и надскио опреде^-лить механизмы деформации иридия и рутения при коинатиой темпера туре. Температурные испытания на растяжения ь интервале температур от комнатной до 1500С проводили на проводках из иридия и сп.яаяа Тг-Пе Пи, пригмтоплунных из крупногабаритные монокристаллов.

Не панические испытания проводили на разринних накшидя П!?Л.ГЗ-207Б (растяжение) и Inetron-1195 (сгатне). В работе использовали металлографические ишгроскогтп МПП-ОН и liCH-Q, hsmc• ритольюю микроскопы УВД-21 (точность измерении 0,001 IUI) II Р5Я-1 (точность измерения 0,005 n*s), сканируздий электроний ннх-роскоп РЭИ-200, просвечнпаяпие электронное мнкроскопи Hitachi 1Ш-200П :i JE!1-200 CS (П-W УрО РАН). Пяатииоппя метая ли и и к сплавы бнли предоставлены Пкатернбургскга заводом по обрлботко цветнил «йтаалод (620014, Екатеринбург, пр.Ленина, 0).

Р глч.ле^ onncami пластическая деформация и ха-

рактер разрушения моделытх ггатерналоп: «оно- н поликристаллов иридия и его сплапоп, а такгз монокристаллов рутения и покрытия слоел галлия нонокристаллоп алюминия.

Па рис.1 приведены деформационные кришге нонокрмсталли-чсскиг ирндиепнз образцов, растягивается вдоль "лестЕгого" <100> и "мягкого" <110> направлений. Видно, что при растилвнин в иридии !'исст место ориентацноипая анизотропия предела текучести п характера упрочиеиня, гарактеркая для пстаялол с г.ц.к. резвт-!-:ой. При егдтн'л анизотропии обнаружено не било, что по-пидкис::7 спяяаио с палой точностью измерения дефорнациошшн кривня. От-нечаятся imcor.v.e, относительно друг:!" г.ц.::.-петздлоп, значения пределов текучсстм н прочности в иридии. Песгготря на зна»пп'ель-о прздпарнте.н.-;/л до рагрупе'ния.попохрпсталлтес^пз

«рнднеглю образци разругались баз оЗразопання сгПки транскрлс-таллнтим сколом. Палнчне в иридиевой патрице сильно упрочняп-

металлически:! добаво::, таких как вольфрам, роняй н рутеимй, но приводило к качестиенш.-"! изменениям п иеганическо!! попеденпп монокристаллов.

Анализ кристаллогеонетрии следов деформации на боковин поверхностна монокристаллов позволил сделать вывод о тон, что

Напряжение, МПа

Рис.1 Деформационные кривые (растяжения) образцов из иридия: 1 - монокристалл (ось растяжения <100>); 2 - монокристалл (ось растяхсин <110>); 3 - проволка.

Напряжение, !'!1а

-Х-

1 /

0 1и Лсу'срнация, %

Напряжен;:е, Мла

1000

Рис.26

Л0 60 ормация, $

Рис.2 Деформационные кривые монокристаллов рутения: а - растнхсние,. б - схатие ( 1 - ориентировка, благоприятна» дли базисного ско.-.ькенин: 2 - ориетировка, благоприятная дли призматического скольхснин) .

2 т

У

А

основный механизмом деформации монокристаллов иридия при комнатной температуре является октаэдрнческое скольяепие, вклад механического днойннкованип, если таковой имеете:!, незначителен. Результаты электронно-микроскопического исследования дислокационной структуры тонких монокристаллических фольг подтвердили данное заключение. То есть, по механизму деформации зрупкиЯ иридий ни чем не отличается от остальных г.ц.к.-металлов. Различие состоит в том, что иридий очень сильно упрочняется a процессе предварительной деформации и ото упрочнение ¡шест дислокационную природу.

Иехпническое поведение свободных от опасных иеметаллн-ческна примесей, таких как углерод, кислород и азот, поликристаллов иридия и его сплавов такде подобно поведении поликристаллов нормальных г.ц.к.-металлов: перед рг!СПлдом на части они выдергивают до 10-25Х удлинения (см.рис.1); на проволочных 00-разцая наблюдается формирование нейки. Различие состоит лмяь в том, что модой раэрупения пэликристадлнческого иридия является, транскристадлитнчй- скол. Хрупкое интеркристаллитное р.чзру пение поликристаллов иридия, всегда сопровождаемое сиихением пластичности до 1-5S удлинения, является проявлением охрупчмваюцего действия на иридиевую матрицу неметаллических примесей. Склонность иридия к разрупемию транскристаллнтным сколом можно рассматривать как его внутреннее свойство.

Данные по рутению включены в нпстоядую работу с цель«) показать, что в случае металлов такое "свойство" кик хрупкость э основном определяется их криеталлогеометрней, и его не стоит напрямую связывать с особенностями атомного строении мятеркяля (по физико химическим и механическим свойствам рутемий блиток к иридии). На рис.2а,б приведены деформационные кривые (р«<~га-хение н сжатие) монокристаллов рутения двух ориентировок: пор-

t>a¡¡ благоприятна дан базисного ссояьшши. - дая irjas-

м&тического. Образци ьтороЯ opwüimjpoa;:», и отличие от nupuori, i>íi:jppt¡íii3TCt¡ практически без предварительной дефолиации. Поэтому ноию утверадцть, что осношшл деформации

монокристаллов рутешш при ио.жатноЛ темпeparjpe явлиетсо базисной скольгсиие. В обонх случав к мода раз?уигм::а образцов биле аттестована кип транскриста-дхмтмий сков. Схедоютехызо, хрупкость и плохая обрабатываемость рутешш cGírcxoaxenxi его крнстаяхоогеонетрией. Это второй посхе берияянв г.п.у.-нетаяя с низким значением "с/а" (1,ЬС2), который дефорпнрустсп при KoiitíaíHoü температура за счет базисного скояьаешш.

Покрытие сдоем галлия нонокрнстадси ыцздишш растйгнш-дн на воздухе при комнатной температуре (raxsní; шигодилеп d твердом состоянии). Образцы распадались на части после удлинении на 16-20К без образования ссйки. Анализ крнстаххогеслетрип следов деформации на боковых поверкостях кристаллов ползал, что основный механизмом деформации здесь является ок^аэдричее-кое скохьнение. Схедов&тсяьцо, ка1: н в случае «оиоиристахяоа хрупкого г.ц.к.-метахаа иридии, хрупкое разрушение покрытых гаххиец монокристаллов ахишнпш происходит посхе значительной предварительной деформации и по связано с аньтерштпвшнн механизмами деформации.

ü_UBJCüepXQft.описана эдохвцыа хрупких трецпи на поверхности масошкиs ионоиристаахов ирндип при Растигешш и изгибе и проведено ее- сравнение с эвохицпеЛ гран скрн ста л хнтни х Греции на нокритих галлием монокристаллах ахгзмишш. В конце гхави сформулирована механнстнческаи схема или "сценарий" появлении м изначально пластичном монокристалле г.ц.к.-нетахха i.рушен» чретин.

Трецшш поивхидись на боковых поверкностпх сильно де-

£сг:;лро!?а:ш!1л (ne яонзс 50?S от деформации до рлспадa tía част») попопрпстлллсз прндиг*. On мокснт появления они плели кянновид-(7гол раскрытия, при растяжении, блл порядка 10-15 ), острие Dcpnmni, они били ориентирован1! перпендикулярно оси рпс-пг.', а пл длина по прчп.^^ала 0,02 уя. При дальнеГ;пем нагр?-сЗрлзЦл трегтп'-М 7дапдлось подранивать. "огда -ил длина достигала 0.03:^! около ял ггрдоз появлялись сяодм деЛор?5лц»»н »1 иа-*::н!ллл спагигатьсл крпстпллогесттстрччасклл ориентировка образца. При растп~я!?:1!1 вдоль <100> иаправлегп'е распространения трепки кч менялось; следи деформации поплатись около обои я лрг.сл тргг.:!!!. При рас?пгеии:1 вдоль <100> угол наклона трединп стгюсптел'мю осп рпстяттаип*! »««лился, а сяедч дсфрмпппн наблгз-дэл:! ?ел">;:о около одного крм треп,ян». При этом во всеч случа-яа Ocpífi п !?гол х>лсг.?!!тия Tfrvni не менялся. Кристаллогеомотрия еллдсп деЦ!Н1 сг.оло трл-нм совпадала с геометрией следов с::тл~Д"::"ссг:сго скодьюниз, по по своем? внешнему пнду они по-г,сд::л:! екер'гп на двс^пякопчэ ламели. Когда длина треяим провл-^.ла 0,1 :'.:! следов деформации, отяодгщил от hs веряннп частеЛ СЗППРТПЛ.ЧО г:с било. Рост ПКМЛ «ЛЯПОВИД1ГЧ5 трспнн приводил к распаду образцов на части. Па рис.3 приведена саема зволюции

на боковой поверхности монокристалла иридия при раотя-При изгибе 7гол раскрытия тредин бнл иескол;>ко мемъяе л пп рост но сопровождался отяодсч от ия краев следов деформа-ц:ш. Хак показал крясталлогесиетркческий анализ поверзностеЯ разрушения образцов, п иридии имеются две плоскости скола: основал - {100} п вторичная {210}.

Очевидно, что описанные внпе трспини следует считать хрупкими тганскристаллитними треяинаии в металле с г.ц.к. решеткой. Отход от нч краев следов деформации ни гак и<> г>•::•>,,-»)* с механизмом роста тречин. Следи аттестовав»

Длина трецини 0,03 ми Иридий и алгаминий+'галлий

Длима трецини 0,05 мм Иридий и алюминии галлий

Длима трецини« Ллюминмй+галлий 0,1 им Иридий

Алвмиишнгаллий ___________

1>нс.З Схема развития трещим на боковых поверхностях массивных монокристаллов иридия и покрытых слоец гал-лнк монокристдлдою алюминия.

новые ламели и только сопровождали рост хрупки* трещим в случае растяжения. Рост трещин осуществляется за счет разрыва межатомных связей непосредственно в вериине,"без участия" пластической деформации. Естественно, поскольку такое заключение делается на основании наблюдений г» оптический микроскоп, нельзя исключать того, что на более мелком масштабном уровне такая связь имеется. К сожалению этот уровень недоступен для прямого наблюдения на массивных образцах. От трещин в монокристалле кремния хрупкие транскристаллитные трещины в иридии отличаются больпим углом раскрытия н тем, что могут быть нод-рощены при повторном нагружении образца.

На основании полученных результатов можно сформулировать механистический сценарий появлении хрупких трещин в монокристалле иридия. В процессе предварительной деформации материал сильно упрочняется.Упрочнение происходит за счет накопло ния высокой плотности дислокаций. Из-за высокой температуры плавления иридия, при комнатной температуре эволюции дислокационной структуры монокристаллов иридия заканчивается на стадии образования дислокационных сит к (тонкие фольги иридия буквально "забиты" высокоплотными сетками дислокаций). В результате чего материал, сильно упрочняясь, сохраняет свою "ионокристалличость" при больиих степенях деформации. Начиная с некоторого момента, накопив "критическую" плотоность дислокаций, монокристалл исчерпывает свой "ресурс" пластичности и при дальнейяем нагружении в нем появляются трещины клиновидной формы с острыми веронцами, рост одной из которых приводит к разрушению образца сколом.

Схема эволюции транскристаллитных треаян мл поверхности покрытых слоем галлии монокристаллов алюминии показан/) на рис.3. Как и в случае с монокристаллами иридии, треянны помвля-

лись н.д поверхности сидыю дсфрниропашшх образной. На начально» этапе эиолмцми,когда длина трещин не превосходила 0,05 ми, транскристадлитные тр^цины об»адали клиновидной Формой (угол

к

раскрытии был морилка S -10 ), острыми вериннами и ил рост но сопровождалси понижением вблизи вершин следов деформации. Такие трещины мохно назвать хрупкими. При последующем росте, около трещин появляются следи октаьдриеского скольдения, развитие которых приводит к остановке роста и изменению формы трещины с клнновидйой lia линзообразную. Опасная трещина, рост которой приводил к распаду образца ни части,состояла из слившихся друг с другом таких линзообразных трещин. Похожее имеет место при развитии магистральной трещины в области шейки. Uoxtto заключить, что здесь имеет место, т;.к скажем, переход от хрупкой моды роста трещины к вязко-хрупкой. Он обусловлен тем, что охрупиваыцее влияние галлия на алюминиевую матрицу ограничено тонким поверхностным слоем, когда же трещина его проходит, происходит смена моды ее роста. По всей видимости, скорость диффузии галлия и алюминии (или "скорость охрупчиваиия"?) сравнима со скоростью роста (или затупления?) трещины в алюминии.

рассмотрена эволюция трещин b тонких фольгах дли просвечивающего электронного микроскопа хрупкого иридии и пластичного алюминия. Описано испускание частичных и полных дислокаций из вершин клиновидых микротрещин н переход от микротр^шнш к опасной трещине зигзагообразной формы, рост которой приводит к распаду фольги на части.

Наблюдения показали, что механистическая картина развития трещин в тонких фольгах хрупкого иридия мало чем отличается от '¿полиции трещин в фольгах пластичного алюминии, lia основании этого било сделано заключение, что хрупкость иридия про-ивдш'тси только » случае массивных образцов и не прояв-яетея в

тонких фольгал.

Эволюция транскристаллитннх трещин а тонких фольгах металлов с г.ц.к. реаеткой может бить условно разбита на следуя-ция этапы (см.рис.4):

Первый этап. На краях Фольги пояплнчтсл нельчаПми»« трещины клиновидной формы с острыми пераинами длине» порядка 0,01 мкм (следует отметить, что эти трещины мозно считать трещинами "атомного" масатаба!). От вершин таких трещин нсегда обходила тонкая полоска дефекта упаковки. С увеличением длины трещин примерно до 0,1икн "мощность" полоски дефекта упаковки возрастала и они "превращалась" в тонкий микродвойник. При этом форма трещин не менялась и их перпимы не затуплялись.Высказывается предположение,согласно которого появление вблизи вервии трещин полосок дефекта упаковки снизано с тем,что три-дины могут испускать частичные дислокации. Испускании из третий полных дислокаций зарегистрировано не было.

Второй этап. По достижении трещинами длины 0,2 мкм из ид вераин наблюдается испускание полных дислокаций (при этом вервины затупляются). Если на пути испущенных дислокаций нет мощных препятствий типа высокоилотных дислокационных сяток или Краев фольги, то они могут свободно "ушивать" вглубь, обрг ""уп перед веряинами трещин зону свободную от дислокаций (<11о1осл-tion-froe гопо), которая представляет их себя двойниковую ламель. Если препятствия имеются, то испущенные дислокации тормозятся н зоны свободной от (полных) дислокаций не возникает.

Третий этап. Из трещин длина которых превосходит 0,0 мкм происходит повторное испускание частичных и полных дислокаций. Такие трещины имеют затупленные перчимы, однако это tie меиа«;т им расти, 'fropwa трещин остается клиновидно!*.

Четвертый этап. Увеличении длины к/мнчнилниж "'т^чмн

ЗВМШ

Длина микротрещины 0,1 мкм 1-е испускание частичных дислокаций и формирование двойников

Длина микроч'рецины 0,5 икм 1-е испускание полных дислокаций

Длина микротрещины 1,0 мкм 2-е испускание частичных и полных дислокаций

Затупление вершины микротре-щини и переход от ыикротре-цики к опасной трещине

0.10.5 1,0

2.0 Длина трещины, мкм

Рис.4 Схема эволюции микротрецин в тонких Фольгах (для просввчивающего электронного микроскопа) металлов с г.ц.к. роветкой.

прекращается, когда от; досгпгапт длины 1-3 мкм. Поело чо-го трецпна начинает распространяться по ломаной траектории, приобретая онгзагоо5рас!!й профиль.Позно сказать,что на дачном этапе пронсаодит смена поди роста тредшеы. Клмиоимдниз трецпни Суди названы мигротрецинамн, поскольку их рос г но приводит к распаду фольги на части, а трещины зигзагообраэого профиля -опасными. Эволяция опасиыя тресни п тонкна Фольгав подробно описана в литературе.

1. Панфилов П.В., Ермаков A.B., Батурин Г.И., Т!имофеео Л.Я. Деформация H разруиение монокристаллов иридия при комнатной температуре.// <5101.-1939.- т.67, Н4, с.813-817.

, 2. Yeraakov A., Panfilov P., Adaisonku R. Tho &ain fea-

tures of plantío doforaatlon of iridlua ainalo cryatala.// J. tîator.Gel.Ijott.-1990.- v.9, p.690-697.

3. Panfilov P., Yernahov Л., Baturln G. Tho cauaa of cloavoge In iridiun a ins le cry eta In.// J.ííatnr.Boi.I.ott. 1990.- v.9, p.1162-1164.

4. Panfilov P., Baturln G., YorraJtov Л. Evolution of crachn In thin foils and naaaivo cryatala of iridium.// International J.Fracturo.- 1991.- v.50, p.153-157.

5. Panfilov P., Yarnakov A., IbitrJev V., Tlr.off!ov ÎI. Tho plastic flow of iridiun.// Platinua Mótala Rav.- 1991.-V.35. p.196-200.

6. Panfilov P., HovHorotlov V., Baturin G. An evolution of nicrocracha in thin foil of fnce-centrcl cubic nrlnl.//

J.Hater.Sei.Lett.- 1992.- v 11. p.229-232.

7. Panfilov P., Yermakov Л., Hatur in 0. Tho brlttlo

(

cracking of ninrtle cryntaln of pur« no ta í я.//. - ïi кн.: Thi Pro-cenainH. properties and npp 1 i cat 1 оч з of n-'italllc: and crnsln

Vol.II (ейи.Н.Ц.ЬогеЫэ сг.и С.Л.Иееуого).- В1г£.1г:;£" (и.К.). ИС£ РиЬПвЬога, 1902.- о.£Н1-01С.

Подписано в печать 25.03.03 г. Форнат 60 х 04 1/15 Бумага писчая . объем 1.0 п.я. Тир. 100. ЗакЛЗо^-^ Екатеринбург, К-03, пр.Ленина, 51, Тнпхабораториа УрГУ