Структура ядра сверхдислокаций и особенности деформационного поведения TI3 AL тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

ВВЕДЕНИЕ

ГЛАВА 1. Современные представления о структуре дислокаций и 8 деформационном поведении упорядоченных сплавов со сверхструктурой DOig

1.1. Особенности деформационного поведения упорядоченных сплавов.

1.2. Дислокационная структура (экспериментальные наблюдения).

1.3. Модели расщепления сверхдислокаций в сверхструктуре DOig.

1.3.1. Скользящие конфигурации.

1.3.2. Дислокационные барьеры.

1.4. Механизмы, предложенные для объяснения аномального поведения предела текучести в Т1зА1.

1.5. Пластическая деформация с учетом нескольких типов дислокационных превращений.

1.6. Компьютерное моделирование дефектов структуры в ГПУ кристаллах и упорядоченных сплавах.

1.7. Постановка задачи.

ГЛАВА 2. Метод компьютерного моделирования структуры дефектов

2.1. Построение начальной конфигурации.

2.2. Метод молекулярной динамики.

2.3. Типы потенциалов межатомного взаимодействия, 40 используемые при расчетах дефектов в кристаллических структурах.

2.3.1. Парные потенциалы.

2.3.2. Многочастичные потенциалы.

ГЛАВА 3. Построение потенциалов межатомного взаимодействие методом «погруженного атома» для ТлзА1; результаты расчета структуры и энергии планарных дефектов

3.1. Введение.

3.2. N-частичные потенциалы межатомного взаимодействия в

Ti3Al.

3.3. Компьютерное моделирование планарных дефектов в Т1зА1.

3.3.1. Планарные дефекты в плоскости базиса (0001).

3.3.2. Планарные дефекты в плоскости призмы {01 1 0}.

3.3.3. Планарные дефекты в плоскости пирамиды{20 2 1}.

3.3.4. Планарные дефекты в плоскости пирамиды{11 2 1}.

4.2. Компьютерное моделирование структуры ядра сверхдислокации в плоскости базиса. 75

4.2.1. Скользящие конфигурации. 75

4.2.2. Дислокации 30°, 60°, винтовой и краевой ориентации в плоскости базиса. 79

4.3. Компьютерное моделирование структуры ядра сверхдислокации в сечениях I, Г, II плоскости призмы. 87

4.3.1. Выбор начальной конфигурации. 87

4.3.2. Винтовая и краевая дислокации в плоскости призмы I типа.

4.3.3. Винтовая и краевая дислокации в плоскости призмы I' типа. 96

4.3.4. Винтовая и краевая дислокации в плоскости призмы II 99 типа.

4.4. Сравнение с результатами компьютерного моделирования 102 дислокаций в плоскости базиса и призмы.109

4.5. Заключение.

ГЛАВА 5. Структура ядра 1/3<21 16> сверхдислокаций в 110 пирамидальных плоскостях I и II типа в TijAl 110

5.1. Введение.110

5.2. Выбор начальной конфигурации.

5.3. Скользящие дислокации и дислокационные барьеры в 113 плоскости пирамиды I типа.

5.4. Скользящие дислокации и дислокационные барьеры в 125 плоскости пирамиды II типа.

5.5. Сравнение с результатами компьютерного моделирования 136 дислокаций в плоскости пирамиды I и II типа. 138

5.6. Заключение.

ГЛАВА 6. Структура ядра дислокаций и особенности 140 деформационного поведения в I13AI 144

6.1. Призматическое и базисное скольжение.150

6.2. Пирамидальное скольжение.157

6.3. Заключение.159

ВЫВОДЫ 161 ЛИТЕРАТУРА

ВВЕДЕНИЕ

Среди материалов нового поколения - таких, как керамики, композиты, стекла, - металлические . материалы представлены суперсплавами, разработанными на основе интерметаллидов. Благодаря упорядоченной структуре, которая сохраняется вплоть до температуры плавления, интерметаллиды имеют высокие и стабильные свойства: жесткость и жаропрочность. Замедление диффузионных процессов, обусловленное упорядоченной структурой, способствует сохранению высокой прочности, сопротивлению ползучести и усталости. Интерметаллиды по типу химической связи занимают промежуточное положение между металлами и керамиками. Они обладают устойчивостью к высоким температурам, антикоррозионными и антифрикционными свойствами, в чем значительно превосходят обычные металлические материалы. По сравнению с керамиками, к недостаткам которых относятся отсутствие пластичности, наличие пустот и других дефектов, затрудняющих их обработку, интерметаллиды обладают большей пластичностью и легче поддаются обработке. Для этих интерметаллидов, в отличие от керамик, можно использовать усовершенствованные технологии высокотемпературной обработки металлических сплавов.

Одними из наиболее перспективных сплавов являются интерметаллиды системы Ti-Al (TiAl, I13AI, двухфазные сплавы ТШ 4-T13AI). Интерметаллид T13AI обладает уникальным комплексом свойств, которые сохраняются при высоких температурах: высокое значение отношения прочность - плотность, высокие упругие модули, стойкость к окислению и горению, низкая скорость ползучести, хорошие усталостные свойства. К особым свойствам рассматриваемых сплавов относится также аномальное поведение деформационных характеристик алюминидов титана: пик предела текучести су(Т), обнаруженный на монокристаллах T13AI с близкими к с-направлению осями деформирования; сильная ориентационная зависимость деформирующего напряжения и пластичности двухфазных сплавов.

Сплавы "ПзА1 имеют довольно широкое применение в промышленности. Так для изготовления перегородок и лопастей газовых турбин, а так же ротора компрессора реактивного двигателя используются сплавы на основе T13AI [1]. Благодаря прогрессивным технологиям, за рубежом алюминиды титана уже применяются в качестве конструкционных материалов в авиационной и автомобильной промышленности [2, 3], хотя практическому их применению препятствует низкотемпературная хрупкость. Применяются следующие способы обработки: обработка путем точного управления температурой, скоростью деформации, распределением деформации; обработка в оболочках, экструзия под гидростатическим давлением; изотермическая штамповка.

При температуре свыше 1000°С их можно пластически обрабатывать. Решению проблемы низкотемпературной хрупкости может помочь исследование закономерностей формирования дислокационной структуры сплавов, изучение механизмов взаимодействия дислокаций с другими структурными дефектами. Также Т1зА1 является кандидатом в новые аэрокосмические материалы, которые могут заменить при определенных температурах тяжелые никелевые суперсплавы.

В таблице на основе данных [4, 5] приведено сравнение свойств интерметаллидов TiAl, Т1зА1 со свойствами обычных титановых сплавов и никелевых суперсплавов. Добавка алюминия делает интерметаллиды легче титановых сплавов и значительно легче никелевых суперсплавов. Модуль упругости промышленных титановых сплавов быстро падает до значения 7000 кг/мм2 при 540°С Интерметаллид Т1зА1 при 815°С имеет более высокий модуль упругости, чем титан при комнатной температуре. Важным преимуществом интерметаллидов титана перед никелевыми суперсплавами является сравнительная дешевизна. Следует отметить, что ТлзА! с повышением температуры . теряет стойкость к окислению ранее, чем жаропрочность.

Таблица

Свойства жаропрочных сплавов

Титановый сплав TisAl TiAl Никелевый суперсплав

Плотность г/см3 4.5 4.15-4.7 3.76 8.3

Модуль Юнга ГН/м2 110-96 145-110 176 206

Макс, температура 538 815 1038 1093 ползучести °С

Макс, температура 593 649 1038 1093 окисления °С

Пластичность % (20°С) 20 2-5 1-2 3-5

Пластичность при высокая 5-8 7-12 10-20 рабочей Т

Интерметаллиды T13AI представляют значительный интерес с точки зрения как научных, так и прикладных аспектов. Понимание природы хрупкости и аномальных свойств алюминидов титана должно в конечном итоге привести к обоснованным целенаправленным действиям по пластификации сплавов. Для полномасштабного применения интерметаллидов титана необходимо решение комплекса задач: выяснение причин низкотемпературной хрупкости и способов ее преодоления для интерметаллида Т1зА1; разработка новых сплавов на основе этих интерметаллидов, включающая в себя развитие технологий их получения и термической обработки, оптимизация состава и микроструктуры, разработка технологий получения изделий из этих сплавов.

выводы

Наиболее существенные результаты, полученные в диссертации:

1. Построены N-частичные потенциалы межатомного взаимодействия на основе метода "погруженного" атома для сверхструктуры DOig ("ПзА1).

2. Выявлены стабильные низкоэнергетические планарные дефекты, определяющие возможные типы расщепления сверхдислокаций в плоскостях базиса, призмы и пирамиды I и II типа.

3. Установлены два типа расщепления я- с в ерхдислокации в плоскости базиса с образованием антифазной границы (конфигурация I типа) и сверхструктурного дефекта упаковки- (конфигурация II типа). Получена непланарная структура ядра частичной дислокации Шокли в конфигурации I типа и сверхчастичной дислокации в конфигурации II типа.

4. Впервые установлено, что в одной из трех неэквивалентных параллельных плоскостей призмы ядро а-сверхдислокации как винтовой, так и краевой ориентации является планарным и имеет наиболее низкое значение энергии. В двух других плоскостях призмы ядро является непланарным.

5. Показано, что ядро сверхчастичной с+а/2 дислокации краевой ориентации в плоскостях пирамиды I и II типа является планарным, для сверхчастичной дислокации винтовой ориентации получена непланарная структура ядра, характеризуемая распределением смещений в призматической и нескольких пирамидальных плоскостях.

6. Установлено, что энергия дислокационных барьеров на краевых с+а/2 дислокациях, расщепленных одновременно в плоскостях пирамиды и базиса, ниже энергии дислокации в соответствующих скользящих конфигурациях, что положено в основу модели термоактивированного превращения сверхдислокаций, объясняющей аномальную температурную зависимость предела текучести монокристаллического T13AI при ориентации оси сжатия вблизи направления [ООО 1 ].

Благодарности

Я глубоко благодарна моему научному руководителю Яковенковой Людмиле Ивановне, а также Карькиной Лидии Евгеньевне, в соавторстве с которой был выполнен ряд работ, за то большое внимание и постоянную помощь, которые они оказывали мне на всех этапах работы.

6.3. Заключение

Предложена дислокационная теория деформационного поведения монокристаллического Т1зА1 при пирамидальном, базисном и призматическом скольжении на основе результатов компьютерного моделирования структуры ядра сверхдислокаций.

На основе модели термоактивированного превращения скользящих краевых 2с+а сверхдислокаций в дислокационный барьер в плоскостях пирамиды дано объяснение аномальной температурной зависимости предела текучести монокристаллического ТлзА! при ориентации оси сжатия вблизи направления [0001].

1. F. Н. Froes and С. Suryanfrayana, Titanium Aluminides, Physical metallurgy and processing of 1.termetallic Compounds, edited by N. S. Stoloff, V. K. Sikka, 297-351, (1996).

2. A. M. Sherman, C. J. Sommer, and F. H. Froes, The Use of Titanium in production Automobiles: Potential and Challenges, Overview, Journal of Metals (JOM), 38-41 (1997).

3. Young-Won Kim, Ordered Intermetallic Alloys, Part III: Gamma Titanium Aluminides, Overview, Journal of Metals (JOM), 30-39 (1994).

4. D. M. Dimiduk, M. G. Mendiratta, P. R. Subramanlan, Development approaches for advanced intermetallic materials, In: Structural Intermetallics by R. Darolia et al., 619-630 (1993).

5. R. Darolia, NiAl alloys for high temperature structural applications. J. Metals, 43, 44-49 (1970).

6. J. H. Westbrook, Temperature Dependence of the Hardness of Secondary phases Common in Turbine Bucket Alloys, Trans. AIME., 209, 898-904, (1957).

7. R. W. Guard, J. H. Westbrook, Alloying Behavior of Ni3Al, Trans. MSAIME., 215, 807-814, (1959).

8. В. H. Kear, H. G. F. Wilsdorf, Dislocation configurations in plastically deformed polycristalline CuAu alloys., Trans. Metallurg. Soc. AIME, 224, 382-386, (1962).

9. P. A. Flinn, Theory of Deformation in Superlattices, Trans. MSAIME., 218, 145-154, (1960).

10. J. H. Kirby, F. W. Noble, Basal Slip in Mg3Cd, Phil. Mag., 19, 877-885, (1969).

11. W. Fairhurst, F. W. Noble, Deformation of Single Crystals of Cd3Mg, J. Mater. Sci., 7, 334-338, (1972).

12. S. Takeuchi, E. Kuramoto, Orientation and Temperature Dependence of Strength in Single Crystals of Mn-Sn with DO19 Structure, Acta Metall., 22, 429-434, (1974).

13. J. T. Kandra, J. Y. Lee, D. P. Pope, Deformation of Single Crystal Mn3Sn, Mat. Sci. Eng. A, 145, 189-198, (1991).

14. S. M. Sastrey and H. A. Lipsitt, Cyclic deformation of Ti3Al, Acta Metallurgica, 25, 1279-1288 (1977).

15. Y. Minonishi, M. H. Yoo, Anomalous temperature dependence of the yield stress of Ti3Al by {11 2 1}<TT26> slip, Phil. Mag. Lett., 61, 203208, (1990).

16. Y. Minonishi, Plastic deformation of single crystals of Т1зА1 with DOig structure, Phil. Mag. A, 63, 1085-1093, (1991).

17. Y. Minonishi, M. Otsuka, K. Tanaka, Orientation and temperature dependence of deformation of Ti3Al single crystals, In: Proc. of International Symposium on Intermetallic Compounds Structure and Mechanical Properties, Sendai, Japan, 543-546, (1991).

18. Y. Umakoshi, T. Nakano, Т. Takenaka, K. Sumimoto, T. Yamane, Orientation and Temperature Dependence of Yield Stress and Slip Geometry of Т1зА1 and Ti3Al-V Single Crystals, Acta metall. Mater., 41, 1149-1154, (1993).

19. E. В. Панова, Л. E. Карькина, E. П. Романов, Особенности пластической деформации монокристаллов Ti3Al, ФММ, 75, 166-175, (1993).

20. Е. В. Панова, Е. П. Романов, Л. Е. Карькина, Изменение дислокационной структуры монокристаллического Ti3AI с температурой, ФММ, 80, 164-173, (1995).

21. Y. Minonishi, M. H. Yoo, Temperature Dependence of c-orientation TiaAl Single Crystals, Phil. Mag. Lett., 61, 203-205, (1990).

22. M. Legros, A. Couret, D. Caillard, Prismatic and Basal Slip in Ti3Al. I. Frictional Forces on Dislocations, Phil. Mag. A, 73, 61-80, (1996).

23. M. Legros, A. Couret, D. Caillard, Prismatic and basal slip in Т1зА1. II. Dislocation interactions and cross-slip processes, Phil. Mag. A, 73, 8199, (1996). „

24. Y. Umakoshi, T. Nakano and B. Ogawa, Orientation dependence of fracture behavior of TisAl single crystals with DOig structure, Scripta Materialia, 34, 1161-1169, (1996).

25. S. A. Court, J. P. A. Lofvanderj M. H. Loretto, H. L. Fraser, The influence of temperature and alloying additions on the mechanisms of plastic deformation of ЛзМ, Phil. Mag. A., 61, 109-139, (1990).

26. H. A. Lipsitt, D. Shechtman, R. Schafrik, The deformation and fracture of Ti3Al at elevated temperatures, Met. Trans., 11A, № 8, 1369-1375, (1980).

27. W. J. S. Yang, "C" component dislocations in deformed Т1зА1, Met. Trans., 13A, № 2, 324-328, (1982).

28. R. J. Kerans, Deformation in Т1зА1 fatigued at room and elevated temperatures, Met. Trans., 15A, № 9, 1721-1729, (1984).

29. E. В. Панова, Л. E. Карькина, Б. А. Гринберг, E. П. Романов, Электронно-микроскопические наблюдения сверхдислокаций, испытывающих блокировку, и микротрещин различного типа в монокристаллах ThAl, ФММ, 85, 111-116, (1998).

30. J. S. Williams, М. J. Blackburn, The Structure, Mechanical Properties and Deformation Behavior of Ti-Al and Ti-Al-X Alloys, In: Ordered Alloys., Proc. 3rd Bolton Conference, Baton Ruje, 425-445, (1969).

31. M. Thomas, A. Vassel, P. Veyssiere, Dissociation of super-dislocations in the intermetallic compound Ti3Al, Scripta Met., 21, №4, 501-506, (1987).

32. E. В. Панова, Диссертация ИФМ, 1997.

33. W. Tyson, Basal and Prismatic Slip in h.c.p. Crystals, Acta metall., 15, 574- 577, (1967).

34. V. Vitek, M. Igarashi, Core structure of l/3< 11 20> screw dislocations on basal and prismatic planes in h.c.p. metals : an atomistic study, Phil. Mag. A , 63, 1059-1075, (1991).

35. J. Cserti, M. Khantha, V. Vitek, D. P. Pope, An atomistic study of the dislocation core structures and mechanical behavior of a model DO 19 alloy, Mat. Sci. Eng. A , 152, 95-102, (1992).

36. Ping Wang, D. Veeraraghavan, Vijay K. Vasudevan, Observation of twins in the 012 phase in a quenched Ti 46.54 at. % Al alloy, Scripta Mater., 34, 1601-1607, (1996).

37. Б. А. Гринберг, M. А. Иванов, Доминирующие дислокационные превращения и температурная зависимость деформирующего напряжения в интерметаллидах, ФММ, 78, №3, 3-32, (1994).

38. В.A. Greenberg, V. I. Anisimov, Yu. N. Gornostirev, G. G. Taluts, Possible factors affecting the brittleness of intermetallic compound TiAl. Peierls many valley relief, Scripta Met, 22, 859, (1988).

39. B. A. Greenberg, L. I. Yakovenkova, Incomplete cross-slip of superdislocation in ordered СизАи-type alloy, Phys. Status solidi (a), 18, K129-K133, (1973).

40. Б. А. Гринберг, Л. И. Яковенкова, Незавершенное поперечное скольжение сверхдислокации в упорядоченном сплаве типа CuAu, ФММ, 36, 1166-1176, (1973).

41. Б. А. Гринберг, В. И. Сюткина, Новые методы упрочнения сплавов, (Металлургия, Москва, 1985).

42. Б. А. Гринберг, М. А. Иванов, Ишперметаллиды Ni$Al и TiAl: микроструктура, деформационное поведение, (УрО РАН, Екатеринбург, 2002).

43. Y. Minonishi, S. Ishioka, М. Koiwa, S. Morizumi, Core stricture of l/3< 1 123>{412 2} edge dislocation under applied shear stress in a h.c.p. model crystals, Phil. Mag. A, 45, 835-850, (1982).

44. Y. Minonishi, S. Ishioka, M. Koiwa, S. Morizumi, Motion of a 1/3<T T23> Screw Dislocation in a Model h.c.p. Lattice, Phil. Mag. A, 46, 761-770, (1982).

45. M. Д. Марцинковский, Электронная микроскопия и прочность кристаллов, (Металлургия, Москва, 1968).

46. Б. А. Гринберг, М. А. Иванов, Ю. Н. Горностырев, Л. И. Яковенкова, Аномалии температурной зависимости деформационных характеристик упорядоченных сплавов со структурой Ll2, ФММ, 46, 813-839, (1978).

47. S. М. Copley, В. Н. Кеаг, Temperature and orientation dependence of the flow stress in off-stoichiometric M3AI (y'-phase), Trans. MS AIME, 239, 977-984, (1967).

48. T. Kawabata, Y. Takezono, T. Kanai, O. Izumi, Bend Tests and Fracture Mechanism of TiAl Single Crystals at 293-1073 K, Acta Met., 36, 963975, (1988).

49. Б. А. Гринберг, В. И. Сюткина, Новые методы упрочнения сплавов, (Металлургия, Москва, 1985).

50. В. A. Greenberg, Anomalies in the deformation characteristics of intermetallics TiAl: theoretical models, Scripta Met., 23, 631-636, (1989).

51. J. R. Beeler, Jr., N. R. Baumgart DEFECT: A Program for Copmputing Crystal Lattice Defect Propertaies, General Electronic Co. — NMPO Report.

52. Машинное моделирование при исследовании материалов. (Сборник переводов под редакцией Д. Б. Позднеева, Мир, Москва, 1974, 414 е.).

53. Л. И. Яковенкова, В. В. Кирсанов, Л. Е. Карькина, М. Я. Рабовская, А. Н. Балашов, N-частичные потенциалы межатомного взаимодействия в TisAl и моделирование планарных дефектов в плоскостях (0001), {llOO}, (202 1} и {1121}, ФММ 89, 31-38, (2000).

54. Л. И. Яковенкова, М. Я. Рабовская, Л. Е. Карькина, Поверхностные дефекты и возможные расщепления дислокаций в плоскостях {110} в Ir, Rh, Си. I. Моделирование, ФММ, 82, 46-56, (1996).

55. J. В. Adams, S. М. Foils, Development of embedded-atom potential for a bcc metal: vanadium, Phys. Rev. В., 41, 3316-3328, (1990).

56. D. J. Oh, R. A. Jonson, Simple embedded atom method for fee and hep metals, J. of Materials Research, 3, 471-478, (1988).

57. E. Clementi, C. Roetti, Roothaah-hartree-fock atomic wave functions, Atomic Data Nucl. Data Tables, 14, 177, (1974).

58. J. N. Rose, J. R. Smith et all, Universal feartures the equation of State of metals, Phys. Rev. В., 29, 2963, (1984).

59. D. Farkas, D. Roqueta, A. Vilette and K. Temes, Atomostic simulations in ternary Ni-Ti-Al alloys, Modellig. Simul. Matter. Sci. Eng., 4, 359369, (1996).

60. C. L. Fu, J. Zou and M. H. Yoo, Elastic constants and planar fault energies of T13AI and interfacial energies at the Ti3Al/TiAl interface by firs-principles calculations, Scripta Metall., 33, 885-891, (1995).

61. M. Yamagichi, V. Vitek, D. P. Pope, Planar faults in the LI2 lattice. Stability and structure, Phil. Mag., 43, 1027-1044, (1981).

62. M. Yamagichi, D. P. Pope, V. Vitek and Y. Umakoshi, Planar faults and dislocations dissociations in body-centred-cubic-derivative ordered structures, Phil. Mag. A., 43, 1265, (1981).

63. Л. И. Яковенкова, Л. E. Карькина, M. Я. Рабовская, Термически активированные превращения скользящих 2с + а сверхдислокаций в сплавах со сверхструктурой DOig, ФММ, 87, 44-56, (1999).

64. Р. Коттерил, М. Дояма, Энергия и атомная конфигурация полной и расщепленной дислокаций. Актуальные вопросы теории дислокаций. (Мир, Москва, 1968, 163 е.).

65. Y. Minonishi, Fourfold dissociation of 1/3<112 0> superlattice dislocations in TisAl, Phil. Mag. Lett., 62, 153-158, (1990).

66. Л. И. Яковенкова, Л. E. Карькина, M. Я. Рабовская, Структура ядра 1/3<2 1 1 0> сверхдислокации в плоскости призмы в Ti3Al, Изв. АН. Серия физическая 66, 891-897, (2002).

67. Л. И. Яковенкова, Л. Е. Карькина, М. Я. Рабовская, Атомная структура ядра 1/3<21 10> сверхдислокации и особенности призматического скольжения в Т1зА1, ЖТФ, 73, вып. 1, (2003), (в печати).

68. Ю. Н. Горностырев, Б. А. Гринберг, Л. И. Яковенкова, Различные типы расщепления сверхдислокаций в упорядоченных сплавах со структурой LI2, ФММ, 51, 422-430, (1981).

69. Л. Е. Карькина, Б. А. Гринберг, Л. И. Яковенкова, Особенности расщепления а/2<110> винтовой дислокации в металлах и сплавах с ГЦК решеткой, ФММ, 61, 695-701, (1986).

70. F. Kroupa, V. Vitek , Splitting of dislocations in B.C.C. metals on {110} planes, Ghech. J. Phys. B, 14, 337-346, (1964).

71. V. Vitek, Theory of the core structures of dislocations in body-centred-cubic metals, Crystal Lattice Defects., 5, 1-34, (1974).

72. S. Ando, T. Gotan, H. Tonda, Molecular Dynamics Simulation of (с + а) Dislocation Core Structure in Hexagonal-Close-Packed Metals, Met. and Mat. Trans. A, 33, 823-830, (2002).

73. Л. И. Яковенкова, Л. E. Карькина, M. Я. Рабовская, Структура ядра сверхдислокаций в плоскостях пирамиды I и II типа в интерметаллиде T13AL Скользящие дислокации и дислокационные барьеры, ЖТФ, (в печати).

74. В. Н. Kear, A. F. Giamei, J. М. Silcock, R. К. Ham, Slip and climb processes in y' precipitation hardened nickel-base alloys, Scripta Met., 2, 287-299, (1968).