多晶Be的室温脆性研究

发布时间：2020-10-14 07:59

　　 铍(Be)具有优异的物理性能(低密度,高刚度,强的热中子散射能力以及低的热膨胀系数等)和良好的力学性能,在武器、惯性导航、核能、红外光学和高能物理学等领域有着重要的应用。但Be的室温脆性是其致命弱点,故解析Be的脆性机理,进而提高Be的塑性一直是Be科学研究的关键问题。我国历史上重视Be的工艺技术研究,相应的基础研究工作较少,对影响Be的塑性机制缺乏认识,造成目前我国铍材性能难以提高、成品率低、新型铍材研发周期长等一系列问题。论文以热等静压铍材为研究对象,对影响多晶Be塑性的微观机制进行了较为系统的研究,主要研究内容和结果如下：1、通过SEM原位拉伸试验、断口组织分析,研究不同延伸率多晶Be的裂纹起源、长大和扩展行为,以及微观组织缺陷对多晶Be塑性的影响机制。结果表明：多晶Be微裂纹起源于晶粒内一侧晶界,穿晶扩展,在另一侧晶界终止,裂纹起源符合Stroh位错塞积生裂纹理论。多晶Be为典型的脆性解理断裂,基本解理面不仅有(0001)基面还有{1010}柱面,两者均是多晶Be解理萌生和扩展的主要路径。因晶界对裂纹扩展强烈的阻碍作用,多晶Be的裂纹长大依靠不同微裂纹之间的汇合,汇合路径有解理台阶和撕裂2种。多晶Be抵抗裂纹扩展的能力差,有限的延伸率主要来自于微裂纹形核阶段。虽然多晶Be的微裂纹并不优先起源于微观组织缺陷,但微观组织缺陷造成缺陷处的裂纹过早地达到裂纹临界扩展尺寸,这是造成多晶Be延伸率降低的主要原因。杂质汇聚区、片状晶体疏松和孔洞缺陷,相当于在Be中预制一定尺寸的微裂纹；大颗粒杂质和大晶粒造成局部应力集中；晶界薄膜状杂质析出物,容易造成多晶Be晶界结合强度降低而引发晶间断裂。2、通过拉伸/压缩应力不同屈服阶段多晶Be的孪晶变形分析和SEM原位拉伸试验,研究多晶Be拉伸/压缩应力状态下的变形行为。结果表明：拉伸应力状态下多晶Be的滑移和孪晶变形均十分困难,孪晶变形晶粒约占晶粒总数的5%,拉伸变形过程中存在(0001)基面和{1010}柱面之间的交滑移。压缩应力状态下多晶Be表现出良好的塑性(6=36.30%),这主要是滑移变形的贡献,孪晶变形主要发生在压缩变形初期(压缩应变≤5.74%)。压缩应变5.74%时孪晶变形晶粒约占晶粒总数的40～50%,之后不再明显增加。拉伸／压缩应力状态下,多晶Be的孪晶变形不易导致微裂纹的萌生。3、利用透射电镜较为系统地分析了Be中主要杂质BeO在组织中的分布形态,研究BeO杂质对铍材塑性的影响。结果表明：相比于BeO含量,BeO杂质的分布状态和颗粒尺寸对力学性能的影响更为关键。弥散细小分布的BeO杂质对多晶Be主要起第二相粒子强化作用,对延伸率影响不大。但随着BeO杂质颗粒的增大,BeO与Be基体之间的应力集中加剧,多晶Be表现出明显的脆性。BeO杂质强化和脆化Be基体的临界尺寸在300 nm左右。4、利用EBSD技术分析了热等静压铍材的晶界特征分布,研究铍粉末烧结体热等静压时的微观组织演化过程及其对塑性的影响。结果表明：铍粉末烧结体热等静压时存在回复和再结晶。再结晶晶粒与Be基体存在特定取向关系,这些取向大部分位于Be的重位点阵(Coincidence Site Lattice, CSL)晶界附近。通过回复和再结晶,铍粉末烧结体消除了晶格畸变,降低了热等静压铍材的位错密度。热等静压温度越高,铍粉末烧结体回复再结晶越充分,热等静压铍材的位错密度越低。因此,热等静压温度升高,热等静压Be延伸率提高,强度下降。位错密度对热等静压铍材的延性有重要影响。5、通过断口和金相组织分析,研究了粉末热等静压和精密铸造Be-Al合金的断裂机理及其改善铍材塑性的机制。结果表明：铸造Be-Al合金裂纹形核于Be相内部,终止于A1相,Be/Al两相界面结合强度大于Be相强度。而粉末热等静压Be-Al合金裂纹起始于Be/Al两相界面和A1相的细薄组织,Be/Al两相界面结合强度小于Be相的强度。Be-Al合金的裂纹长大和扩展方式与多晶Be的裂纹扩展长大和方式十分相似,但在多晶Be中,对裂纹扩展起阻挡作用的是晶界,而在Be-Al合金中,A1相承担起对裂纹扩展的阻挡作用。韧性的A1相可以通过塑性变形释放裂纹尖端的应力集中,以及传递脆性Be相的滑移,而多晶Be的晶界无法起到这种作用,这是Be-Al合金比多晶Be塑性提高的根本原因。但Be-Al合金整体塑性受Be的塑性控制。通过以上研究,本论文初步掌握了影响多晶Be室温塑性的微观因素及其作用机理,为我国工业级铍材延伸率和成品率提高,以及我国Be-Al合金的成功研制提供了基础信息。依据本论文发现的“多晶Be的微裂纹不优先起源于微观组织缺陷处,弥散细小分布杂质对多晶Be塑性影响不大”的客观事实,利用Be中固有杂质(BeO和FeBe11)成功研制了我国新型仪表级铍材—RJY-60级铍材,其微屈服强度(或称精密弹性极限)达到了80 MPa以上,比现在最高值提高了～20 MPa(国防专利,申请号：201318005230.3)。
【学位单位】：东北大学
【学位级别】：博士
【学位年份】：2015
【中图分类】：TG146.24
【部分图文】：

?第１章绪论??见图１．１。由于单晶Ｂｅ的李晶变形总是因样品在相当低的塑性下发生解理断裂而终止，??目前对Ｂｅ的李晶变形的研究还很不充分。一些研究认为，李晶变形容易导致沿基面和??李晶面形成解理裂纹ｍｉｗｗｗ’ｉｍ：！。??（Ｈ２?０）??。０巧?ｐｙｒａｍｉｄ?ｔｗｉｎｎｉｎｇ?（００…ｂａｓａｌ?Ｓ邮口０．７?ＭＰａ）??ａｎｄ?ｆｒａｃｔｕｒｅ?口?１?？０?ＭＰａ）??龜＂。？??Ｔｙｐｅ?ＩＩ?ｐｒｉｓｍ。Ｉ?乏?０）?ｂ己ｎｄｉｎｇ?ｄｉ化ｏｎｔｉｎｕｉｔｙ，??ｆｒａｃｔｕｒｅ?（１７９．３?ＭＰａ）??图１．１室温下中等纯度的金属Ｂｅ变形模式，括号内的应力为临界分切应力??巧呂．１．１?Ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ?ｍｏｄｅｓ?ｉｎ?ｂｅｒ｝ｄｌｉｕｍ?ｃｒｙｓｔａｌｓ?ｏｆ?打ｏｍｉｎａｌ?ｐｕｒｉｔｙ

第１章绪论??左右有一个塑性离峰，达到２８?％左右，超过６００’Ｃ，延伸率又降低到几乎与室温相同，??见图１．３［２１］。文献１３９］给出了不同晶粒尺寸的真空热压被材力学性能随温度的变化规律，??．它们表现出与文献口?１响同的规律，但这些皱材的塑性峰值出现在４〇〇￣５５０?‘Ｃ的范围内，??见图１．４。??３０?－??ｉ諭??１００?２００?３００?４００?５００?６００??Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ，?°Ｃ??图１．３多晶Ｂｅ塑性与温度的关系Ｐｉｌ??口１１??Ｆｉｇ．?１３?Ｐｏｌｙｃｒｙｓｔａｌｌｉｎｅ?ｂｅｒｙｌｌｉｕｍ?ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ?ｃｈａｎｇ巧?ａｓ?化ｍｐｅｒａｔｕｒｅＬ??Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ，?Ｔ??４００?８００?１２００??４００?广?Ｐ?ｎ?＾?Ｉ?了ｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ，Ｔ??这?／１７?ｕｒｎ?－５０逗?４孤?齡Ｑ?１撕０??ｓ?３００?ａ?——＾——５?２〇ｒ—７?ｒ￣￣￣ｒ—？??Ｉ?１。。＇Ｉ?。掛。４如做。８阳??号?Ｄ?Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ，。Ｃ??０?０?２００?４００?６００?８?孤??Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ，?Ｖ??图１．４真空热压被晶粒尺寸和温度对被材力学性能的影响??Ｆｉｇ．?１．４?Ｅｆｆｅｃｔ?ｏｆ?ｇｒａｉｎ?ｓｉｚｅ?ｏｎ?化ｅ?ｅｌｅｖａｔｅｄ－ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ?ｔｅｎｓｉｌｅ?ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ?ｏｆ??ｖａｃｕｕｍ?ｈｏｔ?ｐｒｅｓｓｅｄ?ｂｅｒｙｌｌｉｕｍ［ｉ３９］??拉伸试验的应变速率对Ｂｅ的初脆转变温度有显著的影响。图１．５是应变速率??６．５ｘ１〇－４／ｓ、２．５ｘ１〇－５／ｓ和２．５ｘ１〇－６／ｓ时

２．３．３．１试样的取样、加工和处理??将热等静压被锭去表皮见光面后，用线切割机沿横向从表面取样（横向试样）。在??数控车床上，按规定的加工程序加王成图２．２的尺寸。从图２．２可Ｗ看出，Ｂｅ试样为圆??形非比例试样，标距／〇?＝?２５?ｍｍ，直径成＝６?ｍｍ。然后用化学腐蚀的方法将表面剥离??０．１０－化１２?ｍｍ，去除机械加王造成的表面损伤层。每个热等静压皱锭常规拉伸力学性??能测量取试样３根，测量微屈服强度的热等静压皱锭需额外再取３根试样。??Ｒ８?００??／?—ｉ／ｙ｜ｃ?巧：??．?／?－－－－－?一?—ｉ？ｌ〇．〇ｇ｜Ａ｜??＾??—盛?＾?ｉ??￣?…輔?「三?１｜???＾??Ｌ?！???坑卽??巧??己．００?３Ｇ．０Ｑ??图２．２拉伸试样，单位：ｍｍ??巧長．２．２?Ｓｃｈｅｍａｔｉｃ?ｄｉａｇｒａｍ?ｆｏｒ?化ｎｓｉｏｎ?ｔ；ｅｓｔ?ｓａｍｐｌｅ，ｕｎｉｔ：?ｍｍ??２．３．３．２拉伸力学性能测试??被材拉伸力学性能检测采用国家标准《ＧＢ／Ｔ?２２８－２００２金属室温拉伸方法》试??验在美国Ｉｎｓｔｒｏｎ公司的Ｉｎｓｔｒｏｎ４５０５和Ｉｎｓｔｒｏｎ５５８２万能材料试验机上进行，拉伸速率为??３．３ｘｌ（Ｔ６ｍ／ｓ，载荷精度为０．５％。试验过程自动给出试样的抗拉强度巧，屈服强度口?０．２。??延伸率５是在王具显微镜下
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本文编号：2840402