Моделирование дефектов, дислокационные превращения в ГЦК металлах и упорядоченных сплавах тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ
|
Яковенкова, Людмила Ивановна
АВТОР
|
||||
|
доктора физико-математических наук
УЧЕНАЯ СТЕПЕНЬ
|
||||
|
Екатеринбург
МЕСТО ЗАЩИТЫ
|
||||
|
1994
ГОД ЗАЩИТЫ
|
|
01.04.07
КОД ВАК РФ
|
||
|
|
||||
^ госудаш.. ^
РОССИЙСКАЯ АКАДЕМИЯ НАУК
УРАЛЬСКОЕ ОТДЕЛЕНИЕ ОРДЕНА ТРУДОВОГО КРАСНОГО ЗНАМЕНИ ИНСТИТУТ ФИЗИКИ МЕТАЛЛОВ
На правах рукописи
ЯКОВЕНКОВА ЛЮДМИЛА ИВАНОВНА
МОДЕЛИРОВАНИЕ ДЕФЕКТОВ, ДИСЛОКАЦИОННЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В ГЦК МЕТАЛЛАХ И УПОРЯДОЧЕННЫХ СПЛАВАХ
Специальность 01.04.0? - физика твердого тела
Автореферат диссертация ва соискание ученой степени доктора физико-математических наук
Екатеринбург - 1994 г.
Официальные оппоненты:
Работа выполнена в лаборатории теории прочности Ордена Трудового Красного Знамени Иноплута физики мвтвллов УрО РАН.
Научный консультант - доктор фивмко-математичеоких
наук, профессор ГринСарг Балде Александровна
доктор фиаико-ыатематических неук, профессор
Кирсанов Владислав Владимирович
доктор физико-математических наук
Путин Владимир Григорьевич
доктор физико-катематических наук
Варакоин Анатолий Николаевич
иосковский Государственный университет им. К.В.Ломонооова
Запита оостоится "¿•5" ^^ 1994г. в чаоов
на заоедании диссертационного совета Д 002.03.01 в Института физики металлов УрО РЛН .
Адрес: 620219 г.Екатеринбург, ГСП-170, ул.С.Ковалевской, 18.
С диссертацией можно оанакомитьоя в библиотеке Института физики металлов УрО РАН.
Авторефврат равосдан " ^ " /УУ-^ Т994г.
Ведущая организация -
УчениИ секретарь диссертационного совета доктор физико-иатеыатических
ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ
Актуальность исследований. Одной из вакнейиих задач физики твердого тела является исследований реальной структура металлов и сплавов. Существенную роль во многих физических процессах играют дефекты структуры и взаимодействие между ими. Поэтому, изучению характеристик дефектов и их эволюции под действием различных факторов уделяется большое внимание.
Экспериментальные и теоретические исследования последних лет показали, что большинство особенностей поведения дислокаций, определяющих как механические свойства, так и те характеристики, в которых проявляется взаимодействие дислокаций с электронной системой, существенно зависят от атомной структуры ядра дислокации. Изучение структуры ядра является актуальной проблемой теории дислокаций. ' Ваннейшим подходом к решению этой проблемы является моделирование< на ЭВИ втомных конфигураций при заданных внесших условиях .с всполв-зованиеы заданного потенциала взаимодействия меяду атомами.
Структура ядра и характер расщепления дислокаций во многом определяют взаимодействие дислокаций с точечными дефектами (вакансиями, междоузлиями, примесными атомами). Ваяным в исследовании этих процессов являегоя оценка энергии взаимодействия точечных дефектов • о дислокациями, определение зоны захвата дислокзцияии вакансий н внедренных атомов в зависимости от типа реветки, её анизотропии к т.д. Всё это существенно для описания процессов термической и радиационной ползучести, распада твердого раствора и т.д.
Поиски новых путей повышения прочности металлов и сплавов привели к необходимости разработки дислокационных моделей и созданию достаточно обоснованных теорий пластичности не только чистых металлов, но также н более сложных объектов, таких как упорядочешшо сплавы и иятерметаллиды. Среди чистых металлов привлекает к собе особое внимание иридий - тугоплавкий неталл с высокой прочность!» и исключительной стойкостью к окислению и коррозии, который необычен своими механическими свойствами (хрупкий характер разруиенкя).
Интерес к упорядочивающимся твердый растворам и интерметаллз-дам обусловлен тем, что они обладают особыми электрическими, вагли-тными и механическими свойствами. Многие из них используются з современном энергетическом и химическом машиностроении. Это определяет актуальность их изучения.
Некоторые из этих материалов являются удобными модельнкмя
объектами и для проверки выводов теории прочности и пластичности металлов и сплавов. Экспериментальное изучение пластической деформации упорядоченных сплэвов со сверхструкгурами типа ¿{г и '• И0 выявило ряд характерных особенностей: во-первых, аномальную температурную зависимость, которой в ряде сплавов предшествует либо слабая температурная зависимость, либо сильное уменьшение деформационных характеристик о температурой; во-вторых, высокое деформационное упрочнение в сверхструктурах типа ¿{0 ., связанное с доменными границами и с появлением периодических антифазных границ как в структуре типа , тан и типа //<> .
В связи с непрерывно возрастающим опросом промышленности на материалы, являющиеся объектом исследования в данной работе, выяснение природы упрочнения . создание ясных представлений о механизмах пластической деформации этих материалов представляется своевременным .
Цель настоящей работы состоит в теоретическом исследовании с использованием метода компьютерного моделирования структуры и поведения дислокаций в металлах и упорядоченных сплавах, обладающих уникальными свойствами, и объяснении на этой основа особенностей их деформации и упрочнения.
Для её достижения было необходимо: сконструировать менатомные потенциалы взаимодействия, исследовать эволюцию структуры ядра дислокаций, изучить особенности расщепления краевой и винтовой дис яоквций, выяснить природу дислокационных механизмов упрочнения, исследовать структуру, и свойотяа иехфаэных границ.
Научная новизна полученных в диссертации результатов заключается в следующем:
1. Впервые построены эмпирические парные центральные потенциалы взаимодействия для ГЦК металлов с меняющимися в широких пределах (50...600 мДж/м^) значениями энергий дефектов упаковки.
2. Построены эмпирические потенциалы межатомного взаимодействия для упорядоченных сплавов типа /у^ с различным набором энергий пленарных дефектов.
3. Предложены потенциалы межатомного взаимодействия в иридии и родии. Установлена связь между особенностями деформационного поведения этих иетаяяов я структурой ядра дислокации.
Моделированием на ЭВМ с использованием предложенных в работе потенциалов установлено, что
- полосы дефектов упвковки, принадлежащие расщепленньа* дисло-
Кбцияп, являются активным стоком вакансий;
- энергия связи вакансии а расщепленной краевой дислокацией выше, чем о расщепленной винтовой, и увеличивается с ростом энергии дефекта упаковки;
- энергия связи вакансии с расщепленными дислокациями достаточно высока не только вблизи частичных дислокаций, но и в области дефекте упаковки;
- в ГДК иеталлах при высоких значениях энергий дефектов упаковки ядро винтовой дислокации становится некоипланарнш;
- конфигурации ядра дислокаций в упорядочении сплавах типа являются не компланарными.
5. Впервые проведен анализ существования сверхдислокаций различных типов в упорядоченных сплавах со сверхструктурой и найдены соотношения ыеиду энергиями поверхностных дефектов, при которых меняется тип расщепления сверхдислокация различной ориентация..
6. Исследованы твриически активируемые процесси образования и разрушения дислокационных.барьеров а упорядоченных сплавах со структурой ответственные за температурные аномалии деформационных характеристик данных сплавов. Показано, что:
- энергия активации обраговашт барьеров для сверхдислокаций I и п типов шяе, чей зьергия активации их разруезная;
- при ориентировке .¿100>осп деформации, когда -внешнее сдвиговое напряаенве в плоскости куба равно нулю, энергия активации образования барьеров не отличается существенно от соответствующих энергий активации при других ориентировках;
- сопоставление полученных результатов о экспериментальными • данными позволяет объяснить совокупность экспериментальных данных по пластической деформации а дислокационной структуре изучаемых сплавов.
?. Впервые изучено взаимодействие дислокаций (как водных, так и двойникутих) с граизцана доаеноз двойниковой оризвтацаа в сплавах со структурой ¿/е , а такжо в сплавах со структурой Ы'г и Но с периодическими антифазными доленными границами:
- предлояен новый тип двойникувщой дислокации, для которой доменные границы прозрачны;
- вычислены энергии активации прорыва дислокаций через доменные границы;
_ предложена модель прохоадения сдвига в сплавах типа а
¿/0 с периодический антифазными границами;
- дана интерпретация результатов исследований дислокационной структуры этих сплавов.
8. Расширено представление о кристаллогеоиетрии наследования дислокаций при ГЦК ¿з- ЩУ и ГПУ 5г ОЦК превращениях. Предложен способ оценки степени соответствия ОЦК/ГЦК межфазных границ при ори-ентационкых соотношениях Курдшова-Загса.
Научная и практическая ценность работы. Сконструированные эмпирические парные потенциалы взаимодействия атомов для ГЦК металлов и сплевов типа .могу* быть исподьвованы при проведении исследований в нескольких направлениях. Например, при изучении границ доменов, границ зерен и взаимодействия с ними точечных дефектов и дислокаций в упорядоченвых сплавах; при рассмотрении явление распухания и радиационной ползучести (взаимодействие междоузлий и других комплексов точечных дефектов о расцепленными дислокациями в ГЦК металлах и упорядоченных сплавах типа ).
Новая информация о форме зоны захвата вакансии расцепленными винтовыми и краевыми дислокациями и её эволюции с ростом энергии дефекта упаковки важна для анализа явлений радиационного распухания и радиационной ползучести.
Новые данные об изменении структуры ядра винтовой дислокации в ГЦК металлах и упорядоченных сплавах при возрастании энергии дефекта упаковки расширяют представления о возможных типах расцепления дислокаций в ГЦК структурах.
Полученные в работе результаты анализа дислокационных превращений в упорядоченных сплавах со структурами и / /„ позволяют интерпретировать экспериментально наблюдаемые особенности ех дислокационной структуры и упрочнения. Вместе с тел, эти теоретические иссаедования дают возможность сформулировать основные направления дальнейших экспериментальных исследований и иогут служить основой для разработки сплавов с различными типами температурной зависимости деформационных характеристик.
Метод расчета энергии активации, развитый в диссертационной работе, может бить использован и для других структур при изучении дислокационных превращений.
Рассмотренные в работе вопросы кристаллогеоиетрии наследования дислокаций при мартевситных превращениях и анализ ОЦК/ГЦК мех-фавных границ, могут быть учтены при разработке способов упрочнения сталей и сплавов.
На закату в»ноои?оя:
1. Результаты определения зоны захвата вакансии раскепленньшп дислокациями в ГЦК металлах с. различными Евлпчкнаня энергий дефектов упаковки, полученные с использованием сконструированных потенциалов медатонного взаимодействия атомов,
2. Расчет неконпланзрного расщепления ядра винтовой дислокация в ГЦК металлах яра высокой энергии -дефолтов упаковки.
3. Результаты.ЭВМ моделирования, структуры ядра дислокаций в иридия к родии, проявляют« аномальяув хрупкость после высоких степеней деформации.-
Парерзсвдпленяе ядра дислокаций, полученное з результата ЭВМ эксперимента, с которым связана пизкотэииерэтуриая аномалия деформационных характеристик упорядоченных сплавов типа //д .
5. Результат теоретического исследования термически актигиро-вашгах проврацекиЯ дпслопзцял, отазтсгвошпп: гз гадеэратуряие за-визпносхи дсфоргзцнонкых характеристик у орядочопннх.сплзаоз со структурой ¿/. ,
6. Результаты изучения прсараяспкЛ длсдокзиг.З при вззимолзгйтпгл о грапицаип С-доиеио:< я сплавах тплз М„ п с сплавах типа ¿{¡, ч
с период"'Пгси:!!'з аптн^азлн";! лсмеияшя граяицш:;?.
?. Результат;, зиэл;ш ОДЬ'/ГЦК тЦптв: границ пзилутевго ссот-вотстзня при орпзнтащ'о.'ш-:;;: со'откспеп;-,"" Йурм^огр-Ззгс.':.
Апробация работы. Мйтог-:;^;: дпасортацш! опубяикозчя в 30 сгэгь-■ а*. Результат!? исследэвзхша бигл представлена на различйюг нзялу-^тролл^л:: и все.оо*;з:ш-,{ копфоренпг.^".
Основниэ гззуль?01Я лкосортошя докззди^аляоь на 13-сч (Горькая*, 198).), 16-сл (Агча-Агг, 1902), 16-оч (Рссто? пэ Дону. 1253). 19-ом (Свердлодск, тл), '¿1-г: (Ал'-:а-4са,'1?П5), 22-0» (Тбкк-.е::. 1905), (Улик, 1991), 3>е г; (Карэияяэ, 19Й) гссоог.зп»х с-
ивворп по иололиротшт аа 31!' дозаадколти: я друга:: до^лжоа' г-¡,-01« (одессс,. 1992), 2-е: ('Гольяна, 19^3) и ЮГ <•}
коалунаролпнх семинарах по коипьпгзрнс:;? кэделгроотяиз десктоп: па 5-ои (Тона::, 1576), б-о-л (Кие?'. 1570), ?-ск (Сверцяэгзт;, 1?83) Всоосязнюс совоиаяипх по упорядо*зпир згеног и огэ змпкоз из с па!"-ство сплавов; на Координационных сеапязрпх по проблеме "Сизяка деформационного упрочнения'"1 (Бзрпау:;, 1978 и 1979); ¡'3 '»-сп (Сеэрд-лоеск, 1939), 5-си (Свердловск, 1950), б-ок (СЕордаотяк, 1993) Все-совзних секинараз; "Структура дислокаций я •.иеханпческге свой тез ¡»о-тадлов и сплавов"; на конференции по актуальна проблемам пласта-
чеокой деформации (Томок, 1982); на 5-ом семинара по теории радиационных повреждений материалов ядерных и термоядерных реакторов (Харьков, 1984); на 6-оы семинаре по теории радиационных поврзкде-ний реакторных материалов (Обнинск, 1985); на Всесоюзном нвучном семинаре "Механизмы структурных превращений в металлах и сплавах" (Черкассы, 1991); на 1-ом Международном семинаре "Эволюция дефектных структур в металлах и сплавах" (Барнаул, 1992).
Публикации. Основные результаты диссертации опубликованы в 30 статьях, список которых приводен в конце автореферата.
Структура работы. Диссертация состоит ив введения, шэств глав, заключения и содержит 364 страницы машинописного текста, 79 рисунков, 30 таблиц, три прилоаднил и библиографию, включающую 372 наименования.
СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ
Во введении обоснована актуальность темы диссертации, сформулированы ее' цель и задачи, приведены основные выносимые на эааиту положения и данз аннотация работы по гпалви.
В первой главе диссертации кратко изложены современные представления об элементах дислокэциоиной структуры и механизмах упрочнения металлов и сплавов. Рассмотрены особенности расщепления дислокаций в чистых металлах и упорядоченных сплавах. Проанализированы основные дислокационные механизма упрочнения и разупрочнения чистых металлов. Дан краткий очерк дислокационных теорий линейной отадиа упрочнения ГЦК металлов.
Вторая глава посвящена конструировании потенциалов мекатомного взаимодействия. В первом параграфе иэлоаены методы построения эмпирических парных потенциалов для ОЦК и ГЦК металлов. Пользуясь схемой построения потенциалов, предложенной Энглертом и Темпа для меди, получены параметры потенциалов межатомного взаимодействия для ГЦК металлов о широким спектром энергий дефектов упаковки Г (50...600 мДж/м2). Кагдый из потенциалов описывается сплайн-функцией из шести кубических полиномов с радиусом обрезания на расстояниях несколько меньших расстояния до четвертой координационной сферы.
Про построении потенциалов использованы значения упругих модулей, параметры решетки и анергия образования вакансии для меди. Механическая устойчивость ГЦК решетки обеспечивалась выполнением условия Копи С/1 * С^ . Проведено сравнение потенциала для меди ( /"в 50 мДж/м^) о наиболее известными эмпирическими потенциалами:
8
потенциалом Морзе, Энгяврта-Тоипа, Миллера, Баскаса и Мелиуса.
Эмпирические парные центральные потенциалы взаимодействия атомов двух сортов, построенные для упорядоченного сплава типа (¿¿¿Au, (сверхструктура ¿/г ) с различными нэборвыи энергия поверхностных дефектов, представлены во втором параграфе. Потенциалы, описывающие н Аи.-Аю взаимодействия атомов в сплаве были взяты такими же, как для соответствующих чистых металлов. Потенциалы, описывающие Си, - ßu. взаимодействие, обеспечивали экспериментальную величину для модуля сдвига в &t3ßu. и набор значений энергий поверхностных дефектов, определяющих особенности расцепления сверхдислокаций в сплаве. Использованные значения энергий поверхностных дефектов даны в табл. Ii1?- энергия антифазной границы в плоскости [III] , энергия кФТ я плоскости ¿OOlj , f- - энергия комплексного дефекта упаковки).
Таблица I
Потенциал £ нДхг/ы2 • т' мДа/м2 Г иДж/а2
I 200 25 230
2 300 . 25 450
3 300 25 600 •
Зависимость энергии взаймодайсткщ от расстояния кеаДу атомами для сплавов типа Cu3fiu. (k^B) давэ яз рис. I.
Е,зП
0.2 \
0,1
0 А
-0J
-0.2
-0.3
-0/,
„ >
\.Л -
W6 nj
л-л //о-в.
S.J
Я,im
''ОМ о/с,
Ряс. X. Парше потенциала ззаииодайствия для сплазов AjB. Кривые 1-3 получены для потенциалов, описывающих А - В взаимодействие.
Третий параграф посвящен построении теоретических парных потенциалов межатомного взаимодействия (ТПП) для иридия и родия. В качестве потенциала межатомного взеимодейотвия для этих металлов рассмотрен парный потенциал у (с) вида:
ЧНр)'* (I)
о
и
где -Лр- объем на атом, X - эффективный заряд иона (далее используются атомные единицы £ = т » е в I); - фурье образ локального псевдопотенциала; £(<£,)- статическая диэлектрическая проницаемость. Такое выражение соответствует второму порядку теории возмущений по V (й;. Использовался псевдопотенциал Анкиалу-Хейне (АХ-П): Б
Щ.И^-УГ^Й-,^1-и(»
где ^ а - иыпудьо Ферми при Т = Р - О, Т - темпера-
туре, Р - давление, , ¿У , ^ - параметры псевдопотенциала.
Параметры псевдопотенциала выбирались из требования выполнения условий равновесия Р( Л^") о О (- экспериментальное значение объема на атом в кристаллической решетке), удовлетворительного описания модулей упругости и разумного значения параметра упаковки твердых сфер у при температуре плавления Т 0,6). X - рассматривался как четвертый свободный параметр.
Окончательный выбор потенциалов сделан после привлечении денных по фоионкым частотам и энергии самодиффузии вакансии в иридии.
Потенциалы меватоиного взаимодействия, дающие хорошее (для переходных металлов) описание упругих свойств иридия, имеют следующие особенности: слабую зависимость от электронной плотности, жесткость на малых расстояниях, малые осцилляции потенци-
ала У (ь) на больших расстояниях.
Параметры псевдопотенциалов для иридия и родия, которые с дальнейшем использовались для моделирования (глава 3), приведены в табл. 2, а результаты расчетов модулей упругости С/* , энергий дефектов упаковки у , энергий образования Е, и энергий миграция Е*' вакансии приведены в табл. 3.
Таблица 2
Параметры псевдопотенциалов (в атомных единицах)
металл л. г г ге гт -V» /л. -2Гг/г*)
I J* Э5,52 А,5 0,30 2,700 -1,243 2,070
2 Л - - 3,5 0,06 3,021 -1,275 -
3 ик. 92,58 3.86 0,30 2,637 -1,247 1,823
Таблица 3 Решеточные свойства иридия к родия
Й металл СН Cjo С44 мДя/м'- В* ,(эв) Е™,(эв)
I Jz .теор. эксп. 49,9 59,0 21,9 25,7 . 26,7 26,6 20 1,64 3,05
2 теор. эксп. 52,1 59,0 27,7 25,7 52,9 26,6 140 4,12 2,88
3 ^теор. эксп. 39,0 42,2 18,0 19,2 22,1 19,4 87 1,12 - 2,15
(Ддя иридия экспериментальное значение Е* + Е™ о 4,5 эв; модули упругооти Ct4 даны в Ю1^ Дин/си^).
На рис. 2 представлены парные потенциалы взаимодействия для иридия (кривея I), родия (кривая 2) и иадн с параметрами, приведенными в табл. 2.
Рис. 2. Парные потенциалы взаимодействия:
1 - иридия (ВцяЬЗвба);
2 - родия (^=1,9750);
3 - меда (RqOi,2Ia).
1.6 —20~ ® > г1,а'1еяия R/a f Е увеличены в 20 раэ).
Третья ГЛ8В8 поаьшдеиа кодзлированкв на &2М дефектов структур! в ГЦК кристаллах. Перзый параграф является вводным и включает в себя изложение методе молекулярной динамики, применяемого в расчетах; способы задания начальных конфигураций дислокаций краевой и винтовой ориентация; размеры и форму используемых модельных- кристаллитов; способы задания граничных условий; способы прздотавлениа результатов моделирования. ...
Во второй параграфе представлены результаты расчетов характеристик точечных дефектов (энергии образования и миграции вакансий) для ГЦК металлов с разными значениями поверхностных дефектов для иридия и родия, показано, что для иридия и родия энергия релаксации вакансии на порядок ниже, чей в других ГЦК металлах. Это связано с тем, что первый минимум парного потенциала межатомного взаимодействия в этих металлах находится существенно ближе к первой координационной сфере, чем в других ГЦК металлах. Более же высокое значение энергии образования вакансии, подученное для иридия и родия возникает из-за более низкого значения у (и) на первой координационной сфере для этих металлов.
В третьем параграфе изучено из; мнение характера расщепления дислокаций краевой и винтовой ориентации в ГЦК кристаллах с изменение и энергии дефекта упаковка. Кратко изложены результаты работ по моделированию ядра дислокаций в ГЦК кристаллах. Обсуждены вопросы чувствительности результатов к выбору потенциала межатомного взаимодействия. Обсуждается (согласно Витеку и Кроупа) возможность расщепления дислокации с вектором Бюргерса 1/2 [101] в соответствии с реакцией:
1/2 [101] » (¿А [101] + Х/12 [121]).+
' ♦ (1А [101] + Х/12 [121]) , <4>
где 0<Х< I . При X = О имеет место расдепление на дислокации о векторами Бюргерса 1/4 [101] , имеющими минимальную энергию упругого взаимодействия. X ■ I соответствует обычному расщеплению на частичные дислокации Шокли с образованием низкоэнергетического дефекта упаковки типа вычитания.
Моделированием на ЭВИ структуры ядра краевой и винтовой дисло' наций было получено, что прй изменении энергии дефекта упаковки от 50 до 300 ыДж/ц2 ядро дислокации остается плоским. Однако, нап ркаер, для винтовой дислокации (для потенциала о £ = 300 мДж/м2) наблюдается отклонение от обычного расщепления на частичные дисло-
нации Шокли о X я 0,75. То еоть, при достаточно высоких значениях Г , как и для ОЦК металлов, происходит расщепление на частичные дислокация, связанные нестабильный дефектом упаковки.
Показано, что о увеличением энергии дефекта упаковки до 500 идя/и2 скользящая дислокационная конфигурация превращается в сидячую, Заметные относительные смещения появляются в плоскости поперечного скольжения. При у* а 600 мДа/м2 (независимо от типа первоначального расщепления дислокации и положения её линии) после ре-локоации реализуется неплоское расщепление винтовой дислокации 1/2 [По) типа "звезды", симметричное относительно обоих октавд-раческих плоскостей (рис. 3).
/ \
' vi . ч7' /I
[ои] • , • . /
ч
V ' "/
'[По]
чЯ2
Рно. 3. Структура ядра винтовой дислокации а/2 [НО] в ГЦК металлах с энергией дефекта упаковка 500 (а) и 600 (б) мДя/л2 (винтовая компонента смешений).
В четвертом параграфе исследовано взаимодействие расщепленных дислокаций с вакансиями в ГЦК металлах Q разными анергиями дефектов упаковки. Результаты проведению расчетов показали:
- вакансии притягиваются к расщепленным краевой и винтовой 4 дислокациям кок вииа, и нине плоскости скольжения;
- энергия связи вакансии с расщепленной краевой диолокацией выше, чем с расяаплениой винтовой дислокацией и увеличивается о ростом ;
- имеет место хорошее оогласие континуальных и машинных ряочв-
тов в области ядра частичных дислокаций Д£я различных значений радиусов ядра дислокации и дидатации вакансии;
- в области дефекта упаковки заачения энергии связи, полученные в машинной эксперименте, значительно выае, полученных з контиву- . а льном приближении. Притяжение вакансии увеличивается g возрастанием энергии дефекта упаковки.
Структура ядра дислокаций в иридии и родии исследована в пятом параграфе. Выделены особенности деформации и разрушения иридия и родия в ряду других ГЦК металлов. Отмечено, что среди всех ГЦК металлов хрупкое разруиение монокристаллов обнаружено только для этих металлов; Компьютерным моделированием было показано, что ядро дислокации в этих металлах является плоским, что объясняет сравнительно низкое значение предела текучести и близость отношения предела текучести к модулю сдвига для иридия в меди. Моделирование проводилось для двух исходных конфигураций: практически нерасдеп-ленной (I случай) и расцепленной в соответствии с представлениями теории упругости (П случай). В первом случае ядро существенно более узкое, чем можно ожидать из расчетов по теории упругости» Наличием двух устойчивых расщепленных конфигураций может быть объяонено более высокое значение предела текучести для flIO] ориентировки, наблюдаемое экспериментально в иридии при сжатии, чем при растяжении.
Сравнение результатов моделирования .с расчетами по теории упругости по формуле СО покааало, что в иридии реализуется расщепление на частичные дислокации соответствующие X =» 0,95 (I случай) в X » 0,87 (П случай) для винтовой и X = I (I случай) и X = 0,90 (И случай) - для краевой дислокаций. Аналогичное сравнение для родия показала, что X = 0,93 (I случай) и X = 0,81 (П случай) для винтовой и X = I (I случай) и X = 0,96 (П случай) для краевой ди- ' . оноваций.
Величины расщепления винтовой а краевой дислокаций в иридии в родии даны d табл. 4 для первого и второго случаев.
g Таблица Ч
Величины расщепления cj , d для винтовой и краевой дислокаций в иридии и родии
Ш) 1гП) а1а) Rh*(X)
cL (винтовая) 30,1 15,1 29,8 16,6
CÍT'M (краэаая) 53,8 29,0 49,7 26,9 •
I'f
Ширина частичных дислокаций , и>е. для винтовой и краевой дислокаций соответственно, во всех рассмотренных случаях оказалась равной u/s « (2 ♦ 2,2)а. , а && = (2,^ * 2,6) л. . При удалении от ядра частичной дислокации относительные смещения атомов в поди изменяются существенно медленнее, чем в иридии и родии.
Проведенное исследование показало, что, говоря о возможных причинах хрупкости, можно с уверенностью исключить ковалентный характер межатомных связей и некомпяанарную структуру ядра дислокаций. Хрупкое разрушение, наблюдаемое при значительной пластической деформации, возможно связано либо с образованием зародышей трещин в результате взаимодействия нескольких систем скольжения, либо о появлением модулированных структур, образованных дефектами упаковки и обусловленных низким значением их энергий*
8,- шестом параграфе представлены результаты изучения структуры ядра винтовой дислокации в сплаве со оврехструктурой с ис-
пользованием потенциалов 1-3 (табл. I). Для каждого из трех потенциалов определялась структура ядра одиночной винтовой дислокации, принадлежащей оверхдисдокации. Рассматривались два случая: оверхдислокация расположена либо в плоскости куба (I случай), либо я плоскости октаэдра (П случай). В первом случае эволюция структуры ядра ' а/2 ПО > дислокации, принадлежащей сверхдислокации, аналогична полученной выше для чистого металла. Расщепление cL/z <110> дислокации в одной из октаэдрических плоскостей с ростом f сменяется на расщепление типа "звёзды".
Для сверхдислокации, лежащей г плоскости октаэдра, расщепление л> дислокации, остается плоским для потенциалов I и 2 (табл. I). Непдоокое расщепление для данной дислокационной конфигурации появляется при более выооких значениях Г . Так для потенциала 3 реализуется раощепление типа "крыши" (рис. с несимметричный распределением смещений в двух октаэдрических плоскостях. & кончном счете это связано о тем, что при построении потенциалов
Таким образом, атомные расчеты структуры ядра винтовой диоло-кации с вектором Бюргерса а/2 ¿Н0> показали, что при высоких значениях энергий дефекта упаковки в чистых металлах и сплавах о ГЦК решеткой могут возникать сидячие конфигурации, в которых расщепление дислокации происходит в двух пвреовкаювдхоя [inj плоскостях. Отметим, что при таких выооких энергиях Дефекта упаковки происходит значительное уменьиение краевой компоненты смещений и рас-
пределение винтовой компоненты по неокояыши плоскостям {inj . Таким образом, происходит существенное понижение энергии, связанной с упругим взаимодействием дислокаций. Анализ распределения оме-щений показал, что мы имеем скорее непрерывное распределение вектора Бюргере а по пересекающимся плоскостям скольжения [IIIj , чек расщепление на некоторые конкретные векторы Бюргереа.
Ш
•л-v •
» ч
VC
'«3
\
» н
» /
Ö
■да/
Рис. Структура ядра винтовой дисхокацши в оплаве типа Иг при »25, ■ 300, Г « 600 мДж/и2, '
а - винтовая, б - краевая компоненты смещений.
Сидячие конфигурации винтовой дислокации в ГЦК металлах > «планах типа ,с{2 , полученные методом ЭВМ моделирования, аналогичны тем, которые известны для металлов и сплавов с ОЦК решеткой. Тихие дислокеиии имеют малую подвижнреть, и движение оверхдислока-ции будет определяться их последовательными перестройками. 9?о мо-гет привести к сильной температурной зависимости деформирующего напряжения, которое наблюдается в ряде сплавов типа ¿1г при низких температурах.
Четвертая глава посвящена изучению особенности пластической де.{ориации упорядоченных сплавов со структурой Иг , проявляющейся в их термическом упрочнении.
Ь первом параграфе систематизированы экспериментальные данные по темперьтурным аномалиям деформационных характеристик, геометрии скольжении и дислокационной структуре упорядоченных сплавов <}о
оверхотруктурой llz . Сформулированы основные экспериментальные результаты (как для поликристаллов, так и монокриоталлов при заданных ориентировках),которые должны бы» объяснены в рамках теоретической модели.
Анализ экспериментальных данных свидетельствует о том, что аномальная температурная зависимость предела текучести наблюдается при всех ориентировках монокристаллов, в том числе и при ориентировке <Ю0> , для которой сдвиговые компоненты выеянего напряжения в любой плоскости куба равны яулв. при этом температура пика для ориентировки <100> максимальна.
Анализ оледов скольжения в монокристаллах, обнаруживающих аномальную температурную зависимость предела текучести, показал отсутствие кубического скольжения в ориентировке 4 100> и доминирующую роль кубического скольжения в ориентировках, отличных от ¿100* при Т (Тр - температура пика).
Основная особенность дислокационной структуры рассматриваемых сплавов состоит в отчетливо вырвженном преимущественно винтовом характере оверхдиолокаций при Тр, когда деформация осуществляется октаэдрическим скольжением. Исследования пластичности показали, что она меняется с температурой немонотонно и минимум пластичности наступает в том температурном интервала, где предал текучести достигает максимума.
Во втором параграфе обоужДены имеющиеся в литература теоретические схемы, предложенные для объяснения аномальной температурной зависимости деформационных характеристик, обеспечивающих значительное термическое упрочнение упорядоченных сплавов со свврхструкту-рой Lli, . Отмечен противоречивый характер существовавши представлений и подчеркнута необходимость создания теоретической модели, объясняющей всю совокупность экспериментальных данных. Изложены требования, которым должна удовлетворять такая модель.
Наблюдаемое экспериментально многообразие элементов дислокационной структуры сплавов типа ¿4 требовало детального исследования расщепления сверхдислокаций. В данной сверхструктуре возможны два типа расщепления скользящих оверхдислокаций, происходящие либо с образованием полосы АФГ (I тип расщепления), либо полосы сверхструктурного дефекта упаковки (П тип расщепления). Соотввтствуювдо конфигурации оверхдиолокаций изображены на рис. 5.
В третьем параграфе проведен внализ условий существования сверхдислокаций этих двух типов. Минимизацией полной анергии по
гГ
«С &Ш СИЛ и
«Л Ы 1С
'"ТП
^—I—?—|а11(а'г
*
ы м к/° аи м
-о о-о-о—
ва бс
Г
Рис. 5. Сверхднслокации в упорядоченной оплаве типа А3В (сверхструктура / 1г ).
Скользящие сверхдисло! ,ции: винтовые I типа (о.);
П типа ){ 60-градусные П типа (а); оидячие
сверхдислокации (У,«,/), возникающие на скользящих сверхдислокаций (л, Ас. ) соответственно. Барьер Кирв-Вильодорфа
ширине сьврхдислокаций, в пренебрежении расцепления дислокаций а/2 П0> и й/3 <112 > на частичные, из условия равенства анергий сверхдислокаций двух типов, получены следующие соотношения между энергией свврхструктурного дефекта упаковки ¡С и энергией АФГ
гдо
! ■ л ■ 1 Е У'1/^2 л
¥ ~ ТхТ \ г/у-г / '
(5)
Индексы I и п относятся к соответствующим типам расщепления; е я 3 - краевая х винтовая компоненты вектора Бюргерса. Расчеты проведены для краевой, винтовой, 60- и 30-градусной сверхдислокаций.
Найдены соотношения между анергией У дефекта упаковки и энергией
антифеаной границы, при которых меняется тип расщепления свархдислокаций различной ориентации. Покааано, что на плоскости ( Г /5* ,у ) можно выделить три области, в которых существуют либо оверхдислокации I типа, либо сверхдисяокации П типа, либо сверхдислокации I и II типов одновременно. На ооиове экспериментальных данных по дислокационной структуре различных сплавов типа по-
лучены, о помощь» результатов проведенных расчетов, оценки анергий Г и 5г .
Вычислением равновесных расстояний между частичными дислокациями, при учете расцепления полных дислокаций было показано, что наименьшую анергию по сравнении о другими возможными конфигурациями, имеют конфигурации, изображенные на рио. 5 6У с .
выявлена весьма существенная для исследуемых дислокационных превращений особенность оверхдисдокаций П типа: расотояние между частичными дислокациями, которые испытывают рекомбинацию при поперечной скольжении, для сверхдислокацкй П типа существенно меньше, чей для оверхдислокаций I типа.
Полагается, что процессами, контролирующими пластическую деформацию данных сплавов, являютоя термически активируемые превращения двух типов: превращения скользящих оверхдислокаций в барьеры Кира-Вильсдорфа и обратные превращения неподвижных сверхдислокаций в скользящие. Были исследованы дислокационные превращения скользящих конфигураций (рио. 5 а.-с) в сидячие (рис. 54'-$) и вычислено изменение энергии а Е, сопровождающее ати превращения, в зависимости от ширины барьера© и при различных значениях параметров С я
Показано, что сидячие конфигурации, изображенные на рис. 5с[-е, о ростом Ъ теряют устойчивость и переходят в барьеры Кира-Вильо-дорфа. Превращение винтовых сверхдислокаций в барьеры сопровождается выигрышем энергии, однако при определенных значениях У и скользящая винтовая сверхдислокация П типа, в отличие от I типа, имеет энергию кеньаую, чем барьер Кира-Видьсдорфа. В случае 60° оверхдиолокации барьер, начиная о определенных значений *£> , также имеет более высокую энергию, чем скользящая конфигурация. Следует подчеркнуть, что независимо от типа сверхдислокаций, образование бврьеров при малых ширинах является энергетически выгодным.
Рассмотренные в работе превращения скользящих конфигураций и сидячие, в конечном счете, приводят к полной переотройке сверх-
дислокаций в барьеры. Однако экспериментально были обнаружены также локальные перестройки скользящих сверхдислокаций, в результате которых на некоторой длине происходит смена типа расщепления. В связи с а тии были рассмотрены механизмы локального пере расцепления сверхдислокаций, которые могут реалиэовываться в том случае, когда параметры Г , X некоторого упорядоченного сплава попадает в область, где существуют сверхдислокации I и П типов одновременно.
Первый механизм связан с образованием узла при движении сверхдислокации, содержащей несогласованные ступеньки, которые предполагаются фиксированными. При зтем на некоторой длине энергетически выгодным может стать другой тип расщепления, поскольку в уале дислокационные сегменты имеют другую ориентацию. Второй механизм овяэая о образованием дислокационных соединений ('¿шлс&оп* ), так, При пересечении сверхдислокаций 2ВА (Г") и 2ДС (£»), расщепленных по 1-му типу, возникает дислокация о вектором Бюргерса ВА + ДС « ВД/АС. Расщепление этой дислокации ВД/АС «ГС -2 ГА, приводящее к образованию сверхструктурного дефекта упаковки, являетоя энергетически выгодным. В результате, одна из исходных сверхдислокаций меняет тип расщепления на некоторой длине.
Тройная, сверхдислокация, возникающая из двух скользящих в одной плоскости снерхдислокаци I типа в результате реакции 2СВ + 2ВА * СБ + СА + ВС, может при расщеплении образующих её дислокаций превращаться согласно реакции СВ + СА +'ВА ■ 2С5 + 2ЙА в сверхдислока-цт П типа.
Рассмотрены также процессы, приводящие к утиранию полосы де-<;«кта упаковки по сравнению с равновесным расщеплением сверхдис локаций П типа. При этом частичные дислокации, окаймляющие дефект упаковки, должны иметь векторы Бюргерса * а/6 4 П2>.
При рассмотрении термического упрочнения упорядоченных сплавов типа , мц полагаем, что процессами, контролирующими пласти-
ческое течение а данных сплавах, являются следующие термоактивированные дислокационные превращения: I) образование барьеров в результате поперечного скольжения дислокации с вектором Бюргерса 6-/2 <£П0>, принадлежащей скользящей сверхдислокации в плоскость куба; 2) разрушение барьеров посредством поперечного скольжения также в плоскость куба дислокации с вектором Бюргерса а/2<П0> , принадлежащей барьеру, при этом процессы образования барьеров являются отьатстлеиными за аномальный подъем е^ (Т) (при Т < Тр), а процессы разрушения - за температурный спад. Расчет энергии активации ди-
олокационных превращений был проведен для оверхдислокаций I и П типов. Образование и разрушение дислокационных барьеров рассматривалось в рамках одной и той же модели.
Для опиоания дислокационных превращений предложен метод расчета энергии активации различных процессов перестройки дислокационной структуры. Процесс состоит из последовательных шагов: рекомбинации соответствующих дислокаций вдоль линии пересечения первичных и вторичных плоскостей скольжения и последующего прогиба сегмента, возникшего в результате рекомбинации во вторичной плоскости скольжения. Энергию активации превращения одной дислокационной конфигурации в другую можно записать в виде:
Х'-чГс + Х, (6)
где - энергия перетяжки;-равное» энергий следующих двух конфигураций: начальной конфигурации, образованной прямолинейными диолокациями.и конфигурации, которая содержит как изогнутый сегмент, так и оставшиеся прямолинейными дислокации.
О рамках приближений, сформулированных в работе, энергия Ж-может быть записана как функционал:
У(Ы') <**> (?)
У1м')-г[р1*)< (в)
где Т - линейное натяжение; ц (т) - изменение нбргии начальной конфигурации при рекомбинации раощепленной дислокации на длине 2т . Вычисление анергии ¿0 , задаваемой посредством (7), (8), о неизвестный параметром т оводитоя к решению, так называемой, вариационной задвчи Больца. В результате получаем:
И-ц^ + гРЦД'»* г^р Р(^р1и) ^, (9) где критическая величина прогиба находится из уравнения:
* 2Р(Ц4) -О . (10)
Нетрудно показать, что энергия лУе. определяется выражением (9), в котором у1 равно равновесному расстоянию между частичными дислокациями, испытывающими затем рекомбинацию.
В том случав, когда функция Р(у ) может быть линеаризована и
представлена как
(Ш
формулы (9) н (10) принимаю? вид:
эк=■$(») - г%ит « х^7 («)
С")
Здесь К - эффективная овла, действующая на единицу длины прогибающегося дислокационного сегмента.
Вычисляя для различных дислокационных превращений функции д (/п), ) и определяя из (ю) и (13) критическую величину прогиба, мы находим, используя (9) или (12), энергии активации соответствующих процессов.
Приведены результаты энергии активации для монокристаллов упорядоченных сплавов со сверхструктурой ¿/2 ( деформированных вдоль осей <Ш> , <И0> , . [123.] , для которых невестин многочисленные экспериментальные денные, Показано, что при всех исследуемых ориентировке*", энергии активации образования барьеров дня сверхдислокаций I типа близки друг к другу, поскольку поперечной скольжение происходит в упругой поде ведомой дислокации. Результаты расчета анергии активации образования барьеров в упорядог ченных сплавах сопоставлены с результатами расчетов для чистых металлов, Легкость поперечного скольжения в упорядоченных сплавах, по сравнению с чистыми металлами, объясняется особой ролью ведомой дислокации, входящей в состав сверхдиолокации, которая благодаря наг тяжению аитифазной границы, находится на значительно меньшем расстоянии от ведущей, чем если бы они были изолированы..
Энергии активации образования и разрушения барьеров в зависимости от напряжения при ориентировке [Т233 для сверхдислокацнй П типа, имеющих 60°-ную С^Г£) и винтовую ориентации ("V/1), представлены на рис. 6а,8, а для сверхдислокаций .1 типа - на рис. бв ( У/1). Как видно из кривых, приведенных на рис. 6, блокировка сверхдислокаций П типа, начиная о некоторых значений й , происходит спонтанно, в то время как для сверхдислокаций I типа, всё ещё требуется термическая активация. Это обусловлено тем, что с ростом ширины расщепления <// , существенно раньше, чем с// , достигают величины , при которой дислокация считается нврвещеп-
ленной.
а & 6
Рис. 6. Зависиыость энергии активации образования и разрушения барьеров о? напряжения (при ориентировке [1231 ). 3 а - энергия V/ ® при Ъ/рь- - 6 'Ю и 1Г>А-«-ЛГЧ1), (2)5 энергия ^1 при ^//>а = Е'и фи-е-'о"> Ш» <*-' и ^^■¿Чг), 6 'р~ и
о - энергия Vпри ,
; соответствующие энергии раэ-руизния барьеров представлены кривыми, номера которых обозначены штрихом.
При вибраннои полз напряжений исследовано разруиение диолока- • цношшх барьеров различной иирины. Получены оущественние различая пожду процессами разрушения барьеров для ориентировок ¿П1> , ^110> ,с одной стороны, и ориентировкой <Ю0> , с другой. Для ориентировки <Ю0> , в отаичие от других ориентация оси деформации, существует облаоть ширины барьеров, в которой разрушение денных барьеров невозможно никаким аз рассмотренных случаев.
Существенной особенностью барьера, возникающего из 60-градусной сверхдислокации (рио, 5^) является то, что он не разрушиетоя путем поперечного скольжения, поскольку оставшийоя в плоскости октаэдра комплекс дислокаций-35"Л не может скользить в плоскости кубе.
23
Ирзвраивиая винтовых ояерхдпскокбций приводя«, в конечной очего, к возникновению барьера Карг-Еальодорфа (рис. 5 <?. ).
На рис. бВ,в приведены эиергки активации разрушения барьера критической ширины (ширины, ябдизя которой разруаеиие барьера поперечный сколькенизи в плоскость кубы ведомой дислокации затруднено), пука поперечного скольнвкня ведущей дислокации для ориентировки
Как видно из рис. бЗ,6 , для винтовых овархдислокаций I » П типов энергии активации образования барьеров ниже энергии активации их разрусенин. Вто соотношение теы более выполняется, если за энергию активации разрушения барьера принять энергию активации поперечного скольжения ведущей изолированной дислокации.
Сильная зависимость анергий и V4 от напряжений (по ора-ниению с У^ (^ )) приводит к тоыу, что процесо блокировки.сверхдислокаций П типа является термически активированный лить в узкой области напряжений: при меньших значениях напряжений барьеры вообще не образуются, а при больших - образуются спонтанно.
Сравнение полученных результатов с ииеющшиоя.экспериментальными данными позволяло однозначно интерпретировать особенности пластической деформации и дислокационной структуры ыонокристаллов о различный« ориентировками, а также характер следов скольжения в различных сплавах со оверхстуктурой . Объяснена связь ыехду
температурными пиками деформирующего напряжения, обеспечивающего заданные степени деформации при постоянной скорооти деформации, а немонотонной температурной зависимостью характеристик плаотичнооти данных сплавов.
Ь пятой главе исследованы дислокационные превращения в упорядоченных сплавах типа 1{г и Ци с модулированной структурой и вшюнена природа превращений, ответственных за высокое деформационное упрочнение сплавов указанного типа.
и первой параграфе исследовано взаиыодействие дислокаций о границами доиенов 90°-ной роэориентации (С-доценов) в сплавах оо сьврхструктурой ■ а . Анализ переходов одиночных дислокаций чореа дошлите границы двойникового типа показал, что возмокны следующие процеоои: превращение пари одиночных дислокаций, принадлежащих различным системам окодьиеная, в пару одиночных дислокаций с другпни векторами Ьиргерса, происходящее в результате дислокационной реакции, не требующей затраты энергии; превращение одиночной дислокации на доменной границе также в одиночную, но имеющую другой вектор Ььргерса; термически активированный процесо рекоыбинации одиночных
дислокаций в сьврхдислокацию, требующий высокой энергии активации (процесс рекомбинации может быть облегчен за счет ухода в соседний доиен особой частичной дислокации, создающей низкоэнаргетический дефект упаковки).
Установлено, что сопротивление, которое оказывает граница движению расщепленных сверхдислокаций существенно зависит от того, какая из дислокаций, принадлежащих сверхдислокации (частичная или коиплекс частичных) первой приходит в столкновение с границей. Непременным условием прорыва сверхдислокации через границу является рекомбинация соответствующих дислокаций, поэтому такие процессы являются термически активируемыми. Как показал расчет энергии активации, наиболее леяким процессом оказался распад сверхдислокации на одиночные дислокации при определенн- взаимном расположении сверхдислокации и доменной границы. Предложенные превращения сверхдислокаций на доменной границе позволили объяснить наблюдаемые электрон-ноиикрсскопически детали дислокационной структуры сплавов данного типа.
Проанализированы особенности прорыва дислокаций через доменные границы при учете тетрагональности решетки и возможность появления дислокаций, названных доменнограничными. Показано, что доменногра-ничные дислокации могут быть двух типов: доменнограничные дислокации, характерные для кубической решетки, и дислокации, возникающие только в тетрагональной решетке. В последнем случве вектор Бюргерса доменнограничной дислокации пропорционален параметру £ ( & » I -о/а), равному отклонению степени тетрагональное..и от единицы и может быть предотавлен в виде
где . ,„
~ „ я* «.Л ,
—>
/и - единичный вектор вдоль направления <П0>в плоскости доменной границы; - вектор Бюргерса иоходной скользящей диолокации;
п'с> - норыаль к плоскооти границы (величины с индексом "о" определены в кубической решетке); а - параметр кубической решетки, об в I, 2, 3.
Исследованы различные типы двойникующих дислокаций и особенности распространения двойников через границы С-доменов. При прохождении обычной двойникующей диолокации через такие границы образуются
25
с тонки доменнограничных дислокаций. Примером могут служить следующие превращения: в
V ш
Предложен новый тип двойникующих дислокаций, переход которых черва доменные границы не требует таких превращений. Это частичные дислокации о векторами Бюргерса 2 л/6 <Ц2> . В данном случае доменно-граиичние дислокации появляются только в тетрагональной решетке.
Среди упорядоченных сплавов особую группу представляют сплавы с периодическими антифазными доменными границами (ПАФГ). Во втором параграфе изучено превращение дислокаций в сплавах со сверхструкту-раыи ¿/г и ¿/0 , содержащих ПАФГ. Предложена схсма формирования ««однородной плоскости скольжения, содержащей пятна антифазных границ, характеризуемых / -вектором типа а/2 <П0> , определяющим с ¿виг одной части кристалла относительно другой. Такие пятна образуются, если в результате прохождения некоторого сдвига ступеньки на ПАФГ внутри одного В-домана (В-домэны - области, внутри которых ПАФГ перпендикулярны одному из направлений <100> ), сомкнулись, так чти^в сечений этого домена плоскостьвскольаеная, возникло пятно АФГ о / -вектором, равным /-вектору ПАФГ. В том домене, где образованно ступенек невозможно, образуется белое пятно. Были исследованы процессы перестройки дислокаций при распространении сдвига в сплавах о ПАФГ и покезано, что формирующаяся при этом неоднородная плоскость сколькения содержит пятна антифазных границ, которые приводят к образованию заСлокк. оааиных конфигураций с вврхдис локаций.
Иоказмцо, что а сверхструктуре типе (например, в сплаве
Си Ни, (I) пооло прохождения дислокации ВА, принадлежащая сверхдио-л^кацни, по цветному пятну с /-вектором равным также ВА, это пятну исчезает, поскольку /-вектор превращается в трансляцию сверхчетки. Кроме того, посла прохождения частичных дислокаций по со-(и'нитотвувдин цветным пятнан АФГ, они могут превращаться в сверх-г;'1рукгуриие дефекты упаковки с /-вектором типа а/3 Г12> . Это видно иэ следующих дислокационных реакций:
Ь5 + СА = 2&А , (8А + ВА) ♦ АС » 2ВЗ ,
Ък + ъ>: =. 2иЬ , (во ♦ ьа) + ев « гЙА .
Энергия сиерхотруктурного дефекта упаковки ? значительно ниже ;,1н::ргии £ АФГ в плоскости октаэдра и, соответственно, энергии
( Г+ £■) комплексных дефектов упаковки, имеющих /-векторы типа «/6 <ГЦ2>.
Установлено, что в сплавах гипа с ПАФР возникают как
оверхструктурные, так и комплексные дефекты упаковки, причем сверхструктурный дефект ограничен не частичной дислокацией с вектором Бюргерса а/3 < Н2> , как обычно, а частичной дислокацией с вектором Бюргерса а/6 <П2> или й/6 <'514> . Из проведенного рассмотрения следует, что в результате перестройки сверхдислокаций в неоднородной плоскости скольжения, нэблюдаемыми в данной сверхструктуре должны бить одиночные, а также, частичные дислокации с впкторэми Бюргерса а/6 ^112>. Между частичными дислокациями заключена полное сверхструитурного дпфекта упаковки, либо чередующиеся полосы сверхструктурного и комплексного' дефектов упаковки. В некоторых случаях к одиночной или частичной дислокацияи может примыкать полоса АФГ.
Показано, что существует аналогия между превращениями срарх-дислокаций при прорыве через границы двойниковоподобных С-домс,'та и процессами прохождения сверхдислокаций через границу цветнои-ов--лое пятно, нп которой заторможены дислокации.
В сплавах со свпрхструктурой ¿/е , содержащих ПА$Г, указчи-ныа виио В-доаены входят в состав двойниковоподобных С-домннов, причем внутри каждого С-домона иогут су»;встволать ¡¡-долены лиг. двух сортов, периодические граница внутри которых расположены перпендикулярно направлениям ^100> , отличнуы от направления оси . Показано, что при прохождении одиночной дислокации (няприиор, я [010] домена) по цветным пят.-хч;, дог могу? лрозрааатьсн п с веру-структурные дефокти упакоикк с / -векторчии типа л/} < J]p > и л/6 < П2>. Эти перестройки оппсывактся следующими реакциями:
5С + С А п Ь'А Во + С/» = Р. оА
Г. ' -
ЬС + Mi о 2 bh Ъд А В - ДО
3 результате, наблюдаемыми должны быть частичные дислокации с торааи Бюргерса л/6 <112>, ограничиияяаис эта дефекты упаковки.
ЯорестроЯка свзрхдислокаций существенно зависит о? того, кя-кая из дислокаций (особая или комплекс частичных дислокзцл.1) ¡пли-отся вэдуаей. В первом случая, это приводит к появлению одиночник дислокаций, веслойстэешшх для данного домена, я со втором - к появлении дефектов упаковки, ограниченных чэстичдаал! дислокзчйяии
Л-/6 ¿П2>. В результате проведенного рассмотрения перестроек дислокаций установлено, что при сдвиге по неоднородной плоскости скольжения, содержащей пятна АФГ, в сплавах иЛ*. I возникают следующие элемента дислокационной структуры: сверхсгруктурвые дефекты упаковки, ограниченные дислокациями й/6 <£П2>, одиночные дислокации с векторами Бюргерса, несвойственные для данного домена. Отсутствуют дислокации с векторами Бюргерса &/6 <514>, которые присущи сплавам типа С&А* I .
Анализ освобождения дислокаций из ловушек в сплаве Си-Аи* показал, что как и в сплавах типе /4 с ПАФГ, указанные лорушки являются существенный препятствием при движении дислокации по неоднородной плоскости скольжения и могут вносить дополнительный вклад в упрочнение. Предложенная модель распространения сдвига в сплавах с модулированной структурой позволила объяснить наблюдаемые особенности дислокационной структуры этих сплавов.
В шестой главе освещены не рассмотренные ранее вопросы, связанные с дислокационными превращениями, обусловленными ГЦКг* ОЦК (ГПУ) структурными переотройками решетки. 3 первое параграфе изучены преобразования плоскостей скольжения при ГЦК ГПУ и ГПУ-* ОЦК превращениях и покааано, что при обратных превращениях ГПУ-* ГЦК, ОЦК -» ГПУ и ОЦК-»ГЦК в плоскости скольжения преобразуется, соответственно, 25, 21, 10 % типичных плоскостей скольжения исходных фаз, что свидетельствует о возможности дополнительного упрочнения за счет уменьшения подвижности наследуемых дислокаций при переходе в новую кристаллическую решетку.
Во втором параграфе вестой главы получено преобразование тетраэдра Томпсона при ГЦК-»ГПУ превращении и с его помощью проведен анализ дислокационных реакций, направленных на уменьшение упругой энергии дефектов. Исследовано превращение расщепленных скользящих конфигураций, а также барьеров Ломер-Коттрелла при ГЦК — ОЦК и ГЦК -'•ПгУ превращениях и получены низкоэнергетические конфигурации, типичные для конечной фазы.
В третьем параграфе проанализированы 26 особых межфазных ОЦК/ГЦК границ при ориентационных соотношениях Курдюмова-Загса и реальных для сталей и бронз значений £ =агцк/аоцк (1*24-1.28). Для оценки степени геометрического соответствия межфазных ОЦК/ГЦК границ предложен специальный параметр эге' , включающий в себя плотность почти совпадающих узлов и обдув плотность атомов не грвнице. Используя этоя параметр выявлены границы хорошего соогвет-
отвия (с выстиа значениаи х. ' ) пра реальных для сталей я бронз отношениях параметров репеток.Наилучшш соответствиеи обладает грч-пица (^5Г)0ЦК Ц (223)гщ! при £■ в 1,28 , близкая к экспериментальной габитусиой плоскости ГЦК-фазы ( [156]■ оцк), образуются пра ОЦК -> ГЦК превращений, параллельной известному габитусу рэеч-ного ¡¡I -ыартенсита. /557] гцк при ГЦК ОЦК превращении в сталях. Высокой степенью соответствия обладает граница (231)п,.„ Ц (П2)„„„
ОЦа ГЦ»
при с- а 1,2510,-известная как габитус поверхностного иартонсвта при ГЦК -»ОЦК превращении в сталях, и граница (П0)оцк || (П1)гцк (оба при £ я 1,2510), экспериментально наблпдзвцаяся у дисперсных частиц аустенита в ¿"-феррите.
Проведен анализ дислокационной структуры элементов веяфэзпых границ в областях хорошего соответствия и показано, что рассмотренные ОЦК/ГЦК границы йогу либо содераать подвижные дислокации (л частности, граякци (251)одк // (И2)п,к а (ПО)оцч КШЦ,), обеспечивающие быстрое превращение одной ¿азу в другуд, либо дислокации, ограничивавшие подвияпость границ (например, (а!3)оцг ¡1 (772)рцк , (112)оцк Ц (Н2)гцк , (М3)0„к II (1ЛЛ0)ГПК , С«1)оцк Ц {22')гц:с , (321)оцк II (552)Гц,,).
3 заклвчоиак поречкслепн наиболее существен:!:..! результат.; :■: выводи дкссертацчц.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЬШОЛН
1. Построопн эмпирические парные потенциалы, оппсивасаяе аз^-ни «действия и ГЦК металлах и упорядочена:..-? сплавах типа Цх длп парового спектра значений эггзрхтгЛ поверхностных дефзктоз. Подучскг значения параметров псевдопомнцизлов, л^етп-: хорояое описание р:-поточных свойств иридия к роди--;.
2. Впервые с использование?! методов ЭВМ иодояирзвэгшл при ви-сокпх энергиях дефектов упаковка получена пгштпятрная структурч ядра дислокации. Впервые обнаружено, что вакансия притягиваются :: расцепленный крзевга и винтовка дислокациям по к знпе, таи и ня:-те плоскости с ко ль ксния; энергии связ:: вакансии с расгипленнкмп дислокациями достаточно высоки не только вблизи чзегячинх дислокаций,
по а в области дефекта упаковки.
3. Моделированием с использованием псевдопотенцавлз для иридия и родия обнаругено, что ядро дислокации является компланарным и имеет две равновесные конфигурации» Результата моделирования
29
позволили объяснить некоторые особенности деформационного поведения иридия и родия.
4. Впервые моделированием на ЭВМ получены сидячиа конфигурации винтовой дислокации в упорядоченных сплавах типа ¿4, , которые могут быть ответственными за температурную зависимость предало текучести при низких температурах.
5. Установлена связь тейпературных аномалий деформационных характеристик в сплавах типа с собственными превращениями свэрхдислойаций. Найдены соотношения между анергией дефекта' упаковки ^ и анергией антифазной границы , при которых меняется тип расцепления сверхдислокаций различной ориентации. Определены условия, при которых сидячиз конфигурации сверхдислокаций энергетически более выгодны, чал. скользящие. Показано, что энергии активации образования барьеров пика, чей энергии октивацип их раэруиа-иия для винтовых сверхдислокаций I и П типов.
6. Установлено, что за высокое деформационное упрочнснсз сплавов со структурой /Л> ответственно взаимодействие дислокоци.'! (как полных, так и двойникующих) с границами двойпкковолодобшк доменов. Рассмотренные в работа превращения сверхдислокаций, позволили объяснить наблюдаемые элоктрокиоиикроокопмчоски детали дислокационной структуры. Предлонен новый тип дзойникуюцзй дислокации, для которой доменные границы прозрачны. Предсказана возможность возникновения дислокаций особого типа, названных домекногр:.
нич!шши
7. Показано, что в сплавах с периодическими енти&аашош доись-иыми границами распространение сдвига формирует "веоднороднуя" плоскость, содержащую антифазныз гроницы, которыо ьвляютсл препятствием для движения дислокаций и могут вносить существенный вклад
ь упрочнение. Предложенная модель распространения сдвига в сплава:: с модулированной структурой объясняет наблюдаемые особзвпосгн дислокационной структуры сплавов с периодическими АФГ.
8. Решена задача о крнсуаллогооыетрии наолодовакиа плосксстоП сколксения при ГЦК ГПУ и ГПУ —ОЦК превращениях. Предлоге« способ оценки степени соответствия ОЦК/ГЦК ыехфазных границ при орп-ентационяых соотношениях Курдвиова-Загса.
Основные публикации по теме диссортации:
I. Яковенкова Л.И., Карькииа Л.Е., Подчиненова ГЛ. Структура ядра расщепленной дислокации и энергия взаимодействия с вакансией
30
в ГЦК криствляах о разной энергией дефекта упаковки. - да, 1985 т.59, вып.5, о. 889-854.
2. Карькина Л.Б., Яковенкова Л.Й., Подчиненова Г.Л., Подчине-нов И.Е. Особенности расщепления дислокации в ГЦК кристаллах с высокими значениями энергии дефекта упаковки. - В сб.: Эволюция дефектной структуры кристаллов (Моделирование на ЭВМ),'Л.: ФТЙ АН СССР, 1984, с. 124-125.
3. Яковенкова Л.И., Карькина Л.Е. Взаимодействие вакансии с расщепленной дислокацией в ГЦК крйсталлех. - В'сб.: Теория иааинно-»о моделирования дефектных структур, Свердловск: ЛЩ АН СССР, 1986, о. 137-143. '
4. Гривберг Б.А., Карькина Л.Е., Яковенкова Л.й. Конструирование эмпирического парного потенциала вааикодейотвия и использование его для расчетов пленарных и линейных дефектов в сплавах. - В сб.: ЭВМ и моделироззние дефе/стов в кристаллах, Л.: ФТЙ АН СССР, 1982, с. 191-192.
5. Гринберг Б.А., Карькина Л.Е., Яковенкова Л.Й., Подчиненова Г.Л. Структура ядра сверхдислокаций в уяоря'дочэнкых сплавах типа ¿/г . - В сб.: ЭВЯ и моделирование дефектов з кристаллах', Л.: ■ ФТЙ АН СССР, 1982, с. 98-99.
6. Яковенкова Л.Й., Карькина Д.Е., Подчвнекозз Г. Л., Подчяпг-нов И.Е. Вляпгл'з ширины- рас^ецланЕШ дтелскзцш на энергаю ззакао-действая вакансии о дислокацией. - В сб.: Зеозщйя дафзктиой структуры кристаллов (иодзляромяиз нэ 324)» Л. г ФТЯ АН СССР,' 193Л,
о. 126-127.
7. Карькина Л.Е.» Якоезяговз Л.И. Вззйнодойсгвкз вакансия о расщепленной винтовой дислокацизй в ГЦК центах• при раз:шх энергиях, дефектов упакосяп. - В сб.: Уодалиро^Лша на ЗВУ структурно-чувствительных свойств креттэлличзскях ¡.'згзриэяов, Л.: Ф1И АН ССОР, 1986, с. I6I-I62.
8. Карькина I.E., Яко?енновз Л.И., Гринберг Б»А. Особекис&то расщепления винтовой дислокация в металлах и оплззах о ГЦК ртшэт-кой. - В сб;: Моделирование на дШ кпнзтикя дэфзктоз з крястаддах, Л.: ФТИ АН GCCP, 1985, о. 154-155.
9. Карькина Л.Е., Гранбзрг Б.А.'» Яковзакозэ Л.И. Особенности расщепления ' л/2 ¿110> винтовой дяслокзцйи в металлах п сплавах с. ГЦК решеткой. - СШ, 1986, г.61» йып.4, с. 695-701.
10. Greenbers В.А., Katcnelaon H.I., Osetcriili Xu.B.,. РвзсЬап-akikh G.V., Trefilov A.V., öüaaanaev Уи.Р., Yalcevenlcova Ь.1. On tho
possibility of describing lattice properties of iridium in terms of pseud opotential theory. - Phys. Stat. .Sol. (b), 1990, v. .158, p. 441-455. •
11. Ivanov A.S., Katsnelson H.I., Mikhin A.G., Osetekii iu.N., Humyntsev A. Yu., Trefilov A.V., Shamanaev Yu.F. and Yakovenkova L.I. Pfonon spectra, interatomic interaction potentials and simulation of lattice defects in iridium and rhodium. - Phil. Mag. В., 1994, v.69, H 6, p. 1103-1195.
12. Яковенкова Л.И., Осецкий Ю.Н., Шаырнаев Ю.Ф., Карькиаа Д.Е. Моделирование на ЭВМ дефектов упаковки в компланарной (III) и некомпланарной (НО) плоскостях в иридии. - В сб.: Эволюция дефектных структур в металлах « сплавах, Барнаул: 1992, с. 17-18.
13. Яковенкова Л.И., (Ламанаев Ю.Ф., Карькина Л.Е. Структура ядра дислокация в иридии и родии. - ЖТФ, 1994, т.64, й 7, с. 70-78.
14. Greenberg В.A., Yakovenkova L.I. In complete cross-slip of superdislocation in ordered Cu^Au - type all y. - Phya. Stat. Sol. (a), 1973, v.18, К129-К1ЭЗ.
15. Greenberg B.A., Yakovenkova L.I. Dislocation barriers in ordered Cu^Au - type alloy. - Phys. Stat. Sol. (a), 1973, v.20, K53-K55.
16. Гринберг Б.А., Яковенкова Л.И. Незавершенное поперечное скольжение сверхдиояокаций в упорядоченном сплава типа Сиь ft и- . -«КМ. 1973, г.36, к б, с. II66-II76.
17. Гринберг Б.А., Горяоотнрев Ю.Н., Яковенкова Л.И. Термически активированные превращении оверхдислокащ в упорядоченном сплаве См^Аи. . - <Ш, 1975, т.39, вып.5, с. 960-971.
18. Greenberg B.A., Yakovenkova L.I., Gornostirev Yu.N. Glis-sile-sessile transformation superdislocations in ordered Cu^Au -type alloy. - Phys. Stat. Sol. (a), 1975, v.29, K133-K135.
19. Гринберг Б.А., Яковенкова Л.И. Термоактивируемые процессы а упорядоченных сплавах. - В сб.: Динамика дислокаций, Киев: Нау-кова думка, 1975, о. 92-97.
20. Гринберг Б.А., Иванов U.A., Горностырев Ю.Н., Яковенкова . Л.И. Аномалии температурной зависимости деформационных характеристик упорядоченных сплавов со структурой . - <ЭДМ, 1978, т.46, вып.4, с. 813-839.
21. Горностырев Ю.Н., Гринберг Б.А., Яковенкова Л.И. Различные типы расщепления сверхдислокаций в упорядоченных сплавах со с Ев рхо структурой «¿4 . - «UH, 1981, т.51, вып.2, с. 422-430.
22. Горностырев Ю.Н., Гринверг Б.А., Яковенкова Л.И. Собст--венные превращения сверхдислокаций и температурные аномалии деформационных характеристик упорядоченных сл; вов оо структурой . - да, 1981, т.51, вып.с. 867-877.
23. Гринберг Б.А., Горностырев Ю.Н., Яковенкова,Л.И. Термическое упрочнение упорядоченных сплавов типа ¿¿г . Экспериментальные денные и анализ дислокационных превращений. - Препринт, Свердло ik: УВД АН СССР, 1982, 82/2, с. 1-55.г
24. Грино'арг Б.А., Горностырев Q.H., Яковенкова Л.И. Термическое лпрочнение упорядоченных сплввов типа . Описание особенностей пластической деформации. - Препринт, Свердловск: УНЦ АН СССР 1982, 82/3, с. 1-52.
25. Гринберг Б.А., Яковенкова Л.И. Энергия активации прорыва дислокаций через доменные границы. - СИМ, 1972, т.ЗО, й 5,
о. 1086-1090.
26. Гринберг Б.А., Яковенкова Л.И. Термически активированные процессы в упорядоченных сплавах. - В кн.: Доклады Всесоюзного совещания по упорядочению атомов и его влиянию на свойства сплавов, 4.JU. , Томск: 1974, о. 13-20.
27. Грикборг Б.А., Сюткина Б.И., Яковенкова Л.И. Взаимодействие дислокаций с доменнычи границами в сверхструктурз ¿lD . -
1976, т.42, вып.I, с• 170-189.
28. Гринберг Б.А., Яковенкова Л.И., Сюткинз В.Й., Горностырев Ю.Н., Буйнова Л.И. Ловуаки для сворхдислокаций в неоднородной плоскости скольхения. - <ШМ, 1964, т.57, вып.5, о. 993-I0Ö0.
29. Кабанова И.Г., Яковенкова Л.Й., Сэгарадзо В.В. О насладо^ вании дислокаций при мартенситных превращениях. - ММ, 1985, т.60, вып.З, с. 600-606.
30. Кабанова И.Г., Яковенкова Л.И., СагзрадЗе В.В. ОЦХ/ПЩ ыежфэзные границы наилучшего соответствия. - СИМ, 1939, т.68,' вып.2, с. 218-227.
Отпечатано на ротапричте ИФМ УрО РАН тираа 80 заказ 7?
объем 1,5 печ.л. формат 60x84 1/1о 620219 г.Екатеринбург ГСП-170 ул.С.КовалэЕСКоЯ, Г .
