Высокопрочные состояния и особенности микроструктуры в переходных металлах и сплавах тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

РГ.Б ОЛ I 7 ОПТ 1996

На правах рукописи

ГОРНОСТЫРЕВ Юрий Николаевич

ВЫСОКОПРОЧНЫЕ СОСТОЯНИЯ И ОСОБЕННОСТИ МИКРОСТРУКТУРЫ В ПЕРЕХОДНЫХ МЕТАЛЛАХ И СПЛАВАХ.

01.04.07. — Физика твердого тела

Автореферат диссертации на соискание ученой степени доктора физико-математических наук

Екатеринбург — 1996

Работа выполнена в Институте Физики Металлов Уральского Отделения РАН

Официальные оппоненты:

доктор физико-математических наук, профессор Вакс В.Г.

доктор физико-математических наук, Сюткин Н.Н.

доктор физико-математических наук, Борисов А. Б.

Ведущая организация — Сибирский физико-технический институт им. В.Д.Кузнецова при Томском Госуниверситете

Защита состоится г, в О часов на

заседании диссертационного совета Д 002.03.01 в Институте Физики Металлов УрО РАН по адресу: Екатеринбург, 620219, ул. С. Ковалевской д.18

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Института' Физики Металлов

Автореферат разослан "П" СМмяЛЬя 1996 г.

Ученый секретарь диссертационного совета:

доктор физико-математических наук О.Д.Шашков

Общая характеристика работы

Актуальность. В качестве основы для создания жаропрочных материалов традиционно используются тугоплавкие ОЦК металлы. В последние годы, в связи с задачами разработки материалов специального назначения, ориентированных для применения в космонавтике и самолетостроении, "значительно возрос интерес к упорядоченным сплавам и интермёталлидам (никелевые суперсплавы, алюминиды титана и др.). Эти соединения обладают уникальным сочетанием свойств, но их потенциальные возможности полностью пока не реализованы. Одна из причин — низкотемпературная хрупкость, присущая многим упорядоченным сплавам даже в монокристаллическом состоянии.

При разработке материалов используют два подхода. Первый из них, достаточно традиционный, основан на создании в сплаве определенной микроструктуры в результате- подходящей термомеханической обработки. Во втором подходе основное внимс ие уделяется микроскопическим особенностям металла, таким как характер межатомных связей, структура и подвижность дефектов, их взаимодействие между собой и т.п.

Предложение к настоящему времени теоретические модели обращают свое внимание на общие закономерности пластического поведения металлов и сплавов. Однако практическая реализация потенциальных возможностей материала во многом зависит от понимания его индивидуальных особенностей. Поэтому большую актуальность приобретает задача теоретического анализа природы высокопрочных состояний, учитывающего конкретные черты исследуемого сплава.

Цель настоящей работы состояла в том, чтобы на конкретных примерах теоретически исследовать природу высокопрочных состояний, связанных с индивидуальными особенностями дислокационной, фазовой и электронной структуры гугоплавких металлов и упорядоченных сплавов. Достижение этой цели включает в себя, с одной стороны, анализ механизмов упрочнения, проводимый на основе микроскопических расчетов и выявление контролирующих дислокационных превращений; с другой стороны, — феноменологическое описание пластической деформации, учитывающее несколько типов ди — ^локационных превращений.

В качестве объектов исследования рассмотрены упорядоченные сплавы в одно- и двухфазном состоянии, пере-

ходные металлы и сплавы на их.основе. Особое внимание обращено на рассмотрение суперпозиции различных механизмов упрочнения и выяснение роли электронных факторов в формировании механических свойствах.

Научную новизну работы составляют:

— Исследование суперпозиции механизмов упрочнения в рамках феноменологического подхода для различных дислокационных ансамблей, содержащих несколько типов подвижных и неподвижных дислокаций;

— Феноменологическая теория пластической деформации гетерогенных систем, состоящих из "мягких" и "жестких" областей;

— Выяснение влияния пластической деформации на эволюцию выделений упрочняющей фазы при высокотемпературной ползучести;

— Анализ наследования при упорядочении дислокационной структуры, созданной сильной предварительной деформацией в разупорядоченном состоянии и объяснение особенностей рекристаллизации упорядочивающихся сплавов;

— Объяснение эффекта повышения пластичности при отжиге предварительно деформированных сплавов со сверх— структурой 1Л0;

— Исследование влияния характера межатомных связей на структуру и подвижности дислокаций в рамках обобщенной модели Пайерлса — Набарро;

— Выяснение особой роли предвыделений плотноу— пакованных фазы в "рениевом эффекте", (одновременное повышение прочности и пластичности переходных VI—А ОЦК металлов при легировании их рением);

— Исследование влияния локализованных электронных состояний на "химическое" взаимодействие дислокация —примесь и эффект твердорастворного упрочнения.

Научная и практическая ценность Развиваемый феноменологический подход к описанию пластической деформации является достаточно общим, поскольку в нем не конкретизируются возможные дислокационные превращения. Он особенно полезен при исследовании суперпозиции различных видов упрочнения и выделении в полном деформирующем напряжении

парциальных вкладов, связанных с отдельными механизмами блокировки дислокаций..

Природу высокопрочных состояний в сплавах VI — А переходных металлов, легированных рением (рениевый эффект), удается понять на основе предложенной гипотезы о выделении метастабильных мелкодисперсных частиц плотноупакованных фаз со структурой, близкой к А15, в которых легкие примеси внедрения С, О имеют высокую растворимость. Хотя в последние годы появились косвенные экспериментальные данные, указывающие на существование таких фаз, необходимы дальнейшие исследования с целью выяснения причин их устойчивости. Подобный механизм связывания примесей внедрения при образовании метастабильных фаз является достаточно об — щим и может реализоваться в других сплавах.

На основе развиваемых теоретических представлений сформулирован ряд конкретных экспериментальных задач, на — правленных на с обнаружение предсказанных в настоящей работе особенностей пластического поведения. Прочностные характеристики двухфазных жаропрочных сплавов в значительной степени определяются морфологией системы выделений. Представляло бы интерес экспериментальное исследование влияния внутренних полей напряжений, связанных с дислокациями на межфазной границе, на эволюцию и устойчивость выделений.

Согласно результатам расчетов следует ожидать значительного дополнительного вклада "электронной" природы во взаимодействие примесей с дислокациями с вектором Вюргерса <100> в ОЦК металлах, причем величина эффекта существенно зависит о типа примесей и характера заполнения зоны проводимости. Поэтому представляется важным систематическое исследование твердорастворного упрочнения в интерметаллиде NiAl, где дислокации <100> являются основной модой деформации.

Предложенный для объяснения ускорения рекристаллизации механизм "тандема", связанный с появлением .дополнительной. движущей силы при упорядочении сплава, нуждается в экспериментальном и теоретическом обосновании. Необходимо выяснить, как влияет дислокационная структура на скорость упорядочения и в каких случаях выполняются сформулированные в работе условия реализации "тандема"

Основные положения, выносимые на защиту.

1. В рамках феноменологического подхода для различных дислокационных ансамблей исследованы возможные законы суперпозиции механизмов упрочнения. Деформирующее напряжение выражено через парциальные напряжения, соответствующие вкладу отдельных механизмов упрочнения.

2. Проанализирована температурная зависимость деформирующего напряжения. Показано, что для возникновения двух пиков на кривой с(Т) в сплавах со сверструктурой 1Л2 необходимо, чтобы наряду с образованием барьеров Кира —Вильсдор — фа действовал другой термоактивированный механизм блокировки дислокаций. В качестве такого механизма предложено перерасщепление сверхчастичной дислокации из первичной плоскости в плоскость октаэдрического поперечного скольжения.

3. Предложена теория пластической деформации двух — фазных систем, учитывающая внутренние дальнодействующие поля напряжений ав, возникающие вследствие различия пластических свойств матрицы и выделений. Вычислены напряжения ав и проанализирован их вклад в упрочнение. Показано, что при определенных условиях справедлив линейный закон суперпозиции сг= У.а,/)5 парциальных напряжений каждой из фаз. Полученные результаты позволили объяснить особенности пластической деформации жаропрочных у/у' сплавов на никелевой основе.

4. Обнаружена и исследована взаимосвязь между эволюцией дислокационной структуры и изменением морфологии у'—частиц в двухфазных никелевых сплавах. Показано, что поля напряжений, создаваемые дислокационными сетками на межфазных границах, могут быть ответственными за объединение кубоидов в ламели на начальной стадии ползучести и содействуют совершенствованию формы ламелей на стационарной стадии. Дано объяснение известных экспериментальных фактов по влиянию условий нагружения и знака Л на морфологию ламельной структуры.

5. На основе представлений о жесткости дислокационного каркаса, наследуемого при упорядочении от разупорядоченной фазы, предложено объяснение совокупности экспериментальных данных по рекристаллизации упорядоченных сплавов для различных сверхструктур. Показано, что скорость рекристаллизации определяется тем, является ли упорядочение бы-

стрым или медленным (по отношению к процессам перераспределения дислокаций в разупорядоченной фазе), и приводит ли упорядочение к потере подвижности дислокационного каркаса. При возникновении "тандема", образованного границей нового зерна, сформировавшегося в исходной фазе, и меж -фазной границей, упорядочение может ускорять рекристаллизацию.

6. Предложено объяснение эффекта повышения пластичности упорядоченного сплава вследствие сильной предварительной деформации в разупорядоченном состоянии. Показана особая роль в повышении пластичности при упорядочении по типу Ы0 формирования полигональных сеток на границах доменов, которое не только существенно замедляет рекристаллизацию, но и обеспечивает, благодаря определенным дислокационным механизмам, передачу деформации через доменные границы.

7. Выявлены механизмы, ответственные за формирование текстуры при холодной и горячей пластической деформации сплава МпА1 —С, упорядоченного по типу Ыр. Показано, что при холодной деформации основным механизмом, определяющим быстрое преобразование осевой текстуры в плоскостную (в случае сжатия) является двойникование, осуществляемое по четырем легким системам. Возникающая при горячей деформации текстура определяется одновременным • протека— ниём процессов, характерных для холодной деформации и ориентированным зарождением новых зерен при условиях, близких к динамической рекристаллизации.

8. Проанализировано влияние характера межатомного взаимодействия на структуру и свойства дефектов в ГЦК металлах. В рамках обобщенной модели Пайерлса — Набарро, учитывающей отклонение формы у—поверхности от синусоидальной исследована структура дислокаций, напряжение Пайерлса. Показано, что в металлах с непарным характером меж-1-атомного взаимодействия ширина ядра дислокаций велика, а субграницы обладают меньшей устойчивостью, чем в 1г и Шг, где межатомное взаимодействие близко к центральному парному. Высказано предположение, что склонность 1г и ЯЬ к разрушению сколом после продолжительной стадии плас — гического течения связана с низким относительным значением поверхностной энергии у/цЬ.

9. Микроскопически исследована природа "рениевого эффекта" (повышение низкотемпературной пластичности с

одновременным повышением прочности в тугоплавких металлах Vía —группы при легировании их рением в концентрациях, близких к границе растворимости). На основании результатов расчетов зонной структуры сделан вывод, что влияние Re на устойчивость карбидов вольфрама относительно невелико (не более 10—15% при 25% легировании), также как и его влияние на характер химической связи в чистом вольфраме.

10. Предложена гипотеза, о ключевой роли в рениевом эффекте предвыделений плотноупакованных фаз типа W3Re, Mo3Re или сходных в структурном отношении предвыделений о —фазы, в которых примеси внедрения имеют высокую растворимость. Указаны электронные и кристаллогеометрические причины стабилизации таких выделений.

11. Продемонстрирована возможность появления ма дислокации связанных электронных состояний, которые могут существенно изменить энергетику дефектов. Именно ядро дефекта, а не медленно спадающее поле деформаций дает основной вклад в электронные характеристики. Поэтому элек — трон"ая структура границы зерна может рассматриваться как сумма независимых вкладов от собственных зернограничных дислокаций даже при достаточно больших углах разворота.

12. При взаимодействии дислокаций с примесями определяющую роль играет возможность локализации (или квази — локализации) электронов на дислокациях, а также относительное расположение дислокационных и примесных квазило — кальных уровней. Величина энергии взаимодействия существенным образом зависит от кристаллической структуры, вектора Бюргерса Ь, электронной структуры примеси и от заполнения зоны проводимости. Прежде всего появление эффектов "химического" взаимодействия дислокация — примесь следует ожидать в интерметаллидах со структурой В2, в которых пластическая деформация осуществляется дислокациями с b = a<100> (NiAl, CoAl и др.).

Апробация работы Результаты, вошедьшие в диссертацию, докладывались на международных конференциях (Meteríais Week' 94, Роземонт, США, 1994. Meteríais Week' 95, Клевланд, США, 1995) на всесоюзном совещании "Упорядочение атомов и его влияние на свойства сплавов", Киев, 1978, Свердловск, 1983, на всесоюзном семинаре "Структура дислокаций и механические свойства металлов и сплавов", Свердловск, 1984, 1987, 1993.

Публикации Основные результаты изложены в 26 печатных работах.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, шести глав и заключения. Она содержит 65 рисунков, 17 таблиц, список цитируемой литературы из 307 наименований. Полный объем диссертации 304 страницы.

Краткое содержание работы

Во введении обоснована актуальность темы, научная новизна и практическая значимость результатов работы. Определены задачи и цели исследования. Дана общая характеристика работы.

Первая глава носит обзорный характер. В ней проанализированы современные представления о структуре дислокаций и пластическом поведении металлов и сплавов. Обсуждаются элементарные механизмы блокировки дислокаций и их вклад в упрочнение. Анализируются феноменологические подходы к описанию эволюции дислокационного ансамбля и построению теории пластической деформации. Изложение экспериментальной ситуации, сложившейся при исследования конкретных проблем, предшествует основному тексту в каждой оригинальной главе.

Во второй главе излагаются основные положения феноменологической теории пластической деформации с учетом нескольких типов дислокационных превращений. Затем, д\я различных дислокационных ансамблей исследуется суперпозиция механизмов упрочнения. Для сплавов типа 1Лг сформулированы условия наблюдения двойного пика на кривой ст(Т) и предложены соответствующие микроскопические механизмы.

При описании кинетики дислокационного ансамбля преодоление дислокацией различного рода препятствий целесообразно представить в виде последовательности элементарных превращений, в результате которых подвижная дислокация оказывается заблокированной, а затем, преодолевая барьер, вновь превращается в подвижную. 'Различные процессы блокировки соответствуют разли"чым механизмам упрочнения. Данный подход включает в себя уравнения баланса, определяющие изменение со временем плотностей скользящих и сидячих дислокаций вследствие их взаимных превращений, а также рождения новых дислокаций источниками.

Для частного случая дислокационного ансамбля с несколькими типами подвижных дислокаций, испытывающих превращение в один тип неподвижных система уравнений баланса имеет вид:

где N £ и УУ1 — плотности подвижных и неподвижных дислокаций, образующих к — ое семейство; у^ = ,

= — частоты прямых и обратных превращений; Мк

— изменение плотности подвижных дислокаций в единицу времени, обусловленное источником. При записи (1) пр 'диола — гается, что превращения, испытываемые каждой дислокацией статистически независимы и поэтому опущены нелинейные члены типа Л/^, , описывающие кореляционные. Кроме того не рассматриваются процессы аннигиляции дислокаций.

Система уравнений баланса дополнена условиями связи между соответствующими плотностями дислокаций и величинами, характеризующими пластическую деформацию. В каче — стве одного из таких условий мы используем соотношение Орована, выражающее скорость пластической деформации че — рез плотность потока подвижных дислокаций.

Ч=ЬкУкР^) (2)

к

где с = ¿¡1, 1 —ось деформации, Ьк и Ук вектор Бюргерса и мгновенная скорость дислокаций к —го типа, /^ — фактор Шмида. Другое соотношение связывает внешнее сдвиговое напряжение с плотностью дислокаций. В наиболее простом случае, когда дислокации различных семейств не взаимодействуют упруго друг с другом, так что при скольжении они должны преодолевать противодействие лишь "своего" каркаса, для каждого семейства

аРк =кку[№ +с//) (3)

где ст=а№ кк = акцЬ*, ЛК4) = дК*> + <з(р - напряжение "трения". Если же дислокации, принадлежащие разным семействам, упруго взаимодействуют друг с другом таким же образом, как и внутри одного семейства (сильное взаимодействия), то

где N — полная плотность дислокаций. В общем случае условие пластического течения имеет более сложный вид.

Система уравнений баланса (1) или более общая, соответствующая конкретному набору превращений в дислокационном ансамбле, дополненная соотношениями (2),(3) или (4) позволяет получить уравнение пластической деформации и проанализировать зависимость деформирующего напряжения от условий испытания. Решение этой задачи существенно упрощается, когда из многих дислокационных превращений можно выделить одно, доминирующее при данных условиях деформирования. Однако особый интерес представляет случай, когда такое превращение "оказывается не единственным; при этом деформационное поведение будет определяться отдельных механизмов упрочнения. Такая ситуация реализуется в современных высокопрочных материалах, в которых наряду с дислокационными превращениями, характерными для металлов и сплавов, реализуются дополнительные механизмы блокировки дислокаций, обусловленные, например', введением примесей, выделений, или созданием определенной микроструктуры.

В разделе 2.2 проблема суперпозиции механизмов упрочнения проанализирова а в рамках феноменологического подхода для различных диаграмм дислокационных превращений. В частном случае, когда в одной системе скольжения действуют два механизма упрочнения (соответствующие д<-»5/ и д<-*з2 превращениям) и в пренебрежении зависимостью частот дислокационных превращений от напряжения справедлив квадратичный закон суммирования парциальных напряжений к?к

о2=о?+о^, (5)

соответствующих вкладу к — го механизма упрочнения, где

. о? = ехр(Ч»>Е / 6) + (о!*>^(1 - ехрС-^Е / ё)) , (6)

есть напряжение, необходимое для достижения деформации е (при заданной скорости деформации) в дислокационном ансамбле с единственным типрм превращений. В общем случае отдельные механизмы упрочнения, действуя совместно, могут усиливать друг друга.

Для двух систем скольжения, в каждой из которых происходят д/^Я/ и превращения ситуация иная: деформирующее напряжение определяется соотношением

111

где ак соответствует теперь парциальным напряжениям в каждой из систем скольжения.

Если напряжения Ст) и <Х2 существенно различны, то при наложении механизмов упрочнения (5)

о=шах{С1,о2}, (8)

а при действии двух систем скольжения (7)

а=пип{<Т|,02}. (9)

Отсюда следует, что в последнем случае может реализоваться ситуация "легкого канала": когда пластическое течение определяется семейством, способным обеспечить заданную величину ё при меньшем значении напряжения. '

Знание способов суммирования механизмов упрочнения позволяет легко предсказать вид температурной зависимости о(Т) по известным зависимостям парциальных вкладов ок(Т). Такой подход оказался весьма полезным при анализе особенностей температурной зависимости деформирующего напряжения в упорядоченных сплавах,.

Дислокационные превращения могут обеспечить наблюдаемый экспериментально во миогих сплавах типа Ыг пик о(Г), если не только процессы разрушения, но и образования барьеров являются термоактивированными с частотами

У^^ехр(~Н$,/кТ); у58=у<°>ехр(-//18/*7Ъ (10)

причем между энергиями активации выполняется условие. Н& <Н,Г Однако в сплаве Ы13(А1,Т1) [1 ]при некоторых ориентировках монокристалла на кривой а(Т) наблюдались два пика.

Из проведенного анализа суперпозиции механизмов упрочнения следует, чт два пика на кривой о(Т) возникают в том случае, когда подвижные дислокации, принадлежащие одной системе скольжения, превращаются в дислокационные барьеры двух типов. При этом между энергиями активации должны выполняться определеннее соотношения. Если же в каждой из двух действующих систем скольжения подвижные дислокации

превращаются в барьеры только одного типа, то напряжение о(Т) имеет один пик.

В качестве дополнительного механизма блокировки дислокаций, действующего наряду с образованием барьеров Кира — Вильсдорф, предложено превращение скользящей сверхди — слокации в сидячую конфигурацию аь которая возникает в результате перерасщеплеиия дислокации с вектором Бюргерса а/2<110> из первичной плоскости в плоскость октаэдрического поперечного скольжения. Расчет энергии активации процессов образования и разрушения указанных барьеров показал, что в то" области параметров, где барьер а! энергетически выгоден, его появление может приводить к дополнительному пику на кривой ст|Т) при температуре Гр|<Тр2, —температуры пика, связанной с образованием барьеров Кира — Вильсдорф. Предложенная модель предсказывает, что в области температур Тр1<Г<Гр2 действующей должна быть окэаэдрическая система скольжения, которая при Т>Тр2 сменяется на кубическую. Такая картина согласуется с наблюдаемой в (1). В то же время для сплава №3Се [2 ] как при Гр1<Т<Гр2 т&к и при Т>Тр2 обнаружено кубическое скольжение. По —видимому, в сплаве №зСе реализуется суперпозиция механизма Кира — Вильсдорфа с другим механизмом термического упрочнения связанным, например, с осаждением точечных дефектов на краевых сегментах сверхдислокаций.

Третья глава посвящена теоретическому анализу природы высокопрочных состояний, реализующихся в двухфазных жаропрочных сплавах на никелевой основе.

Одним из способов повышения прочностных свойств сплавов является создание в них определенной двухфазной структуры. В современных у/у' сплавах на никелевой основе объемная доля у' фазы (со сверхструктурой Ы2) составляет 50 — 80%, а размер выделений 0,25—1 мкм В состаренных сплавах выделения имеют форму кубоидов с плоскостями огранки {001} и регулярно расположены в неупорядоченной у матрице. На ранней стадии высокотемпературной ползучести (Т~1000°С) при несоответствии параметров решеток Д = 2(аг -аг)/(ау +ау) кубоиды объединяются в систему ламелей, ориентированных перпендикулярно оси растяжения, что определяет низкую ско — рость деформации на стационарной стадии. Потеря устой — швости ламельной структурой приводит к ускорению ползу — 1ести и быстрому разрушению сплава.

По своей структуре двухфазные жаропрочные сплавы подобны композитным материалам. Благодаря различию пластических свойств матрицы и выделений деформация будет протекать в них с разной скоростью. Вследствие этого на межфазной границе накапливается скачок пластической дис —

торсии [Р](,;) = - Ро), который сопровождается появлением геометрически необходимых дислокаций, обеспечивающих совместность полной (упругой и пластической) дисторсии. Эти дислокаций могут создавать значительные неоднородные внутренние напряжения, роль которых в пластическом поведении жаропрочных сплавов до сих пор практически не рассматривалась.

Структура образующейся на межфазной границе дислокационной сетки определяется многими факторами. Не вдаваясь в детали, реальную сетку можно заменить эффективным распределением дислокаций, характеризуемым тензором ДВ, который связан со скачком пластической дисторсии на меж— фазной границе известным соотношением Баллоу —Билби

Тензор [Р](у) определяется кинетикой пластического течения в каждой из областей. В важном частном случае легко записать связь тензора ДВ с макроскопической- деформацией образца е не решая кинетическую задачу. Поскольку при высокотемпературной ползучести дислокации сосредоточены в у матрице и на межфазной границе [3 ] можно полагать, что у'—фаза не деформируема, а пластическая деформация у —фазы согласована с общим формоизменением образца. Тогда для одноосного нагружения единствеными отличными от нуля компонентами будут (ри)=-е; (р221 = [р33] =е/2, где е =гУ1Х-относительное удлинение образца. Тогда

где а - угол между нормалью к межфазной границе и направлением оси деформации.

Д\я пластинчатой морфологии выделений поле внутренних напряжениий, создаваемых дислокациями на межфазной гра-

ДВ = -п(;7 х[Р](1>) где п^—нормаль к границе, направленная из области 1 к

(Л)

/ \

о о вша

О 0 -соза

^¡па сова 0 ,

(12)

нице в приближении эффективной среды можно представить в виде:

= 2/2ЬД1$2| ('За)

т|=2/,ЬДВ^2. . (136)

где — объемная доля выделений, Г(=1— АВс=5>тЛВ. Матрица Ь определяет напряжения, создаваемые отдельной бесконечно протяженной дислокационной стенкой с плотностью ДВ\

Скорость пластической деформации двухфазной системы определяется усреднением по объему материала

е = /|Ё,+/2Ё2. (14>

где ё, дается соотношением Орована (2). Условие пластического течения в каждой из областей о = СТ1 + Т1 можно представить в форме

а=СТ| +цЛ|ф,,р,-цЬ,ф|2р2 (15а)

0=02-ЦЬ2(()2,Р1+МЬ2(Р22Р2. (»56)

где о — деформирующее напряжение, фу — геометрический фактор, определяемый действующими системами скольжения,

о, = -/^7, N¡ = N2^ Л'С — полная плотнс гь дислокаций в »

области /, р, — линейная плотность попавших на границу'из области / дислокаций.

Уравнения баланса для диаграммы дислокационных превращений, учитывающей процессы блокирбвки дислокаций и преодоления барьеров внутри каждой из фаз и д/ ->si —^gJ превращения описывающие переход дислокаций через границу, имеют вид:

= + р,у< > /Д-;

= (16)

где §¡=6^ /этб, , этО, = ^[п|2хп,]. Система

уравнений (16) справедлива при не высоких температурах, когда диффузионными процессами можно пренебречь.

Решение системы (16) совместно с (14),(15) для динамического нагружения (ё=сошО позволяет получить кривую де—

формационного упрочнения. В простых предельных случаях имеем:

A). Для малых деформаций, когда «1 межфазные границы остаются непрозрачными для дислокаций. Деформирующее напряжение на этой стадии можем представить в виде

•^(f^Ht2^ "7|

Коэффициент упрочнения Qg связан со скоростью накопления дислокаций на границе. Для одинаковых систем скольжения, действующих в соседних областях величины фу совпадают, так что 0В=О и а= /,а, + /2o¡.

B). В интервале времен I / v£2) < í«1 /переход дислокаций из жесткой фазы в мягкую приводит к быстрому нарас — танию внутренних напряжений, противодействующих деформации в области 1. Обратные поля уменьшаются, когда становятся возможны как 2-И, так и 1->2 переходы через границу. Коэффициент упрочнения на этой стадии

da dsh „.

S-^O+O: • (18)

Величина £=О для совпадающих систем скольжения. В этом случае границы не дают вклада в сопротивление движению дислокаций.

C). Если в одной из фаз (более жесткой) источники заблокированы, то упрочнение определяется механизмами, дей ствующими в мягкой фазе, а также накоплением дислокаций на межфазной границе (pJ = e/f161). деформирующее напряжение может быть представлено в виде

o=ai(e)+8"Be (19)

Коэффициент' упрочнения 9"в = цср,, / /|8, существенно превосходит 6В. Соответствующий участок на кривой о(е) можно назвать стадией упрочнения на межфазных границах.

Соотношение (17) удается представить в форме суперпозиции механизмов упрочнения, действующих в областях 1 и 2, выразив О/ через парциальное напряжение q, которое обеспечивает заданную величину ё, если система однородна и действует лишь один механизм упрочнения, соответствующий g<->k превращениям в i—той фазе.

= а,/,Ч(£) + c^/zof + вде (20)

где коэффициенты а, слабо зависит от объемной доли выделений. Для одинаковых систем скольжения, когда 0^=0, а,= 1 имеем:

= + (21) Рассматриваемая модель позволяет дать физическую интерпретацию "правилу см :ей" (21), предложенному для композитных материалов (4 ]. Именно вследствие несовместности пластической деформации возникает распределение внутренних напряжений, которые однородны и противоположны по знаку в каждой из фаз, а их величина согласована (13) с объемной долей выделений.

Из (21) следует, что.температурная зависимость напряжения течения о£(Т). обеспечивающего заданную деформацию е дается линейной суперпозицией парциальных вкладов с^Е)(7"). Действительно, наблюдаемая зависимость предела текучести (Ту/у в у/у' сплаве от объемной доли у' —фазы (рис.1) удовлетворительно описывается простым законом суперпозиции (21).

Если протекание деформации в соседних областях не может быт согласовано с общим уровнем напряжения течения, система уравнений, описывающих пластическую деформацию может оказаться неустойчивой. Это реализуется, в частности, когда источники дислокаций в более жесткой области заблокированы. Будем считс ь, что переходы дислокаций через границу требуют не только перестройки ее структуры, но и преодоления сопротивления со стороны дислокационной сетки, так

что = v^ct^J, где CT/0C=o-a^V^Pi-«/VÉ!2p2" Тогда, анализируя устойчивость стационарного решения уравнений пластической деформации, можно показать, что при понижении температуры или увеличении s в системе происходит мягкое рождение предельного цикла, сопровождающееся осциляциями на кривой о(е). ; Чередующиеся процессы накопления дислокаций и их лавинообразного прорыва через границу могут приводить к скачкообразному виду кривой течения, наблюдавшемуся экспериментально.

В условиях высокотемпературной ползучести деформация сопровождается эволюцией морфологии . выделений. Упругие напряжения, обусловленные несоответствием кристаллических решеток когерентно сопрягаемых у и у'— фаз, могут быть существенны на этапе выстраивания кубоидов вдоль направления <100>. Как показано в (5 ], их учет достаточен, чтобы получить объединение кубоидов в ламели. Однако в условиях высокотемпературной деформации сопряжение у и у' фаз быстро те —

\

риет когерентность, так что рассмотрение, подобное [5] перестает быть применимым.

Рис.1. Температурная зависимость предела текучести у/у' сплавов при различной объемной доле у' выделений. Кривые 1,2 при обработке использовались в качестве реперных; 3,4 — расчет, 3',4' — эксперимент. 1 - у' , 2 - 20% у', 3,3'- 60% у', 4,4' - 80% у' фазы.

Рис.2. Распределение давления вблизи кубоидов, а) е=е°; б) е=2е°; значения давления на изолиниях указаны в единицах

Р<> = з~(| ГГу)" ■ с ~ деформация превращения.

Структура дислокационных сеток, формирующаяся при ползучести на межфазных границах, может быть определена из соотношения (12). Для сплавов с Д<0 пластическая деформация уменьшает несоответствие у' и у'-фаз на гранях кубоидов, перпендикулярных оси растяжения, и увеличивает его на гранях, параллельных оси нагрузки;

С целью анализа влияния внутренних напряжений, связанных с несовместности пластической деформации на фазовую устойчивость сплава проведен расчет распределения давления р(г) = — ст„(г)/3 вблизи границ у' —выделений.

Для системы регулярно расположенных кубоидов распре — деление давления вблизи их торцов показано на Рис.2. Видно, что с ростом е различные грани кубоидов перестают быть эквивалентными. Вблизи боковых граней давление в матрице понижается, в то время как между торцами, — растет. Если межфазная поверхность содержит изломы, то образующиеся в процессе пластической деформации дислокационные сетки приводят к понижению давления вблизи выпуклой части поверхности у'— фазы и к его повышению вблизи вогнутой части поверхности.

Для объяснения наблюдаемых особенностей эволюции системы кубоидов при горячей деформации мы предпбложили, что формоизменение у'— выделений обусловлено, в первую очередь не массопереносолГ, сопровождающим переползание дислокаций [6 1, а перераспределением компонент матрицы под действием градиента внутреннего давления р(г) и изменением локального равновесия между элементами, растворенными в матрице и у'— фазе. Поскольку в у —матрице давление понижается вблизи боковой грани и увеличивается между торцами, атомы с большим радиусом будут стремиться распологаться вблизи боковой грани, а атомы меньшего радиуса — между торцами кубоидов (рис. 3). Но в сплавах с Л<0 (с малым содержанием Т1) именно элементы с • меньшими по сравнению" с N1 атомными радиусами участвуют преимущественно в образовании у'— фазы, в то время как элементы с большими радиусами являются в основном карбидообразующими. В результате в сплавах с Д<0 у'—фаза будет расти в область с повышенным давлением, а понижение давления в матрице должно приводить к растворению примыкающей части у'—выделения. Наоборот, в сплавах с Д>0 (с повышенным содержанием Т»), который является у'-образующим элементом и имеет наибольший ионный радиус, перераспределение компонент

сплава в поле внутренних напряжений будет приводить к образованию ламелей вдоль оси растяжения.

При смене растяжения на сжатие меняет знак и тензор плотности дислокаций на межфазной границе ДВ. Тогда давле — ние будет повышенным вблизи боковых граней кубоидов, что приведет к формированию ламелей, параллельных оси деформации. Таким образом, рассматривая распределение давления, удается объяснить наблюдаемые закономерности формирования ламельной структуры в зависимости от знака решеточного несоответствия и вида нагружения.

Рис.3. Перераспределение примесей под влиянием внутренних напряжений и эволюция формы у' выделений.

Ламели являются несовершенными, содержат изломы и перегибы. Распределение давления вблизи излома будет приводить к залечиванию последнего, если несоответствие А<0 (или к его дальнейшему росту при Д>0). В результате, формирование дислокационных сеток на межфазных границах со — действует повышению совершенства ламельной структуры в современных жаропрочных сплавах. Потеря устойчивости системы выделений может быть обусловлена, например, Передачей деформации через межфазную границу из у в у'— фазу или отклонением схемы нагружения от одноосной.

В четвертой главе рассмотрен другой важный способ формирования оптимальной с точки зрения механических и физических свойств структуры сплавов — рекристаллизация. Сначала дается обзор экспериментальной ситуации, в котором

обращено внимание на ряд своеобразных особенностей рекристаллизации в упорядочивающихся сплавах, предварительно продеформированных в разупорядоченном состоянии. Установлено, что в сплавах со сверхструктурой Ll2 при отжиге ниже температуры упоря тения Тс рекристаллизация заторможена, в то время как для сплавов со сверхструкгурой В2 при Т < Тс скорость рекристаллизации немонотонно меняется с тем — пературой. Для сплавов типа Ll0 (CoPt, NiPt), рекристаллизация заторможена непосредственно вблизи Гс, но развивается при более низких температурах. Возникающее в последнем случае структурное состояние демонстрирует необычное сочетание высокой прочности и пластичности (~30% для CoPt). Это позволяет говорить о предварительной холодной деформации, как способе эффективного повышения прочностных характеристик упорядочивающихся сплавов.

Для понимания особенностей этого процесса оказалась полезной предложенная нами концепция дислокационного "каркаса", наследуемого из разупорядоченного состояния при отжиге на упорядочение. При упорядочении по типу LI2 или В2 дислокационный каркас становится жестким, поскольку векторы Бюргерса наследуемых дислокаций меньше, чем трансляции сверхрешетки. Его перестройка каркаса осуществляется посредством следующих процессов: наиболее легкими являются инициируемые исчезновением АФГ процессы скольжения в плоскостях октаэдра и куба, затем — процессы переползания при наличии подходящим образом ориентированных полос АФГ; далее следуют процессы кубического скольжения и процессы переползания, протекающие с образованием полос АФГ. В сплавах, в которых энергия АФГ не зависит существенно от ориентации границы, размягчение каркаса еще более затруднено, так как требует создания полос АФГ с высокой энергией.

В сверхструктуре Ll0 дислокации, образующие каркас, имеют, как и в сверхструктуре Ll2 векторы Бюргерса типа а/2<110>. Но векторами трансляции сверхрешетки Ll0 вследствие е.а слоистости являются кроме векторов 2а/2<110> также и векторы а/2<110>; последние параллельны плоскостям куба, содержащим атомы одного сорта. Поэтому те дислокации каркаса, векторы Бюргерса которых совпадают с трансляциями сверхрешетки, являются одиночными скользящими дислокаци — ями и свободно перераспределяются по объему; остальные же, аналогично дислокациям в сверхструктуре LI2, являются неполными дислокациями в сверхрешетке и только на них обры — ваются полосы АФГ.

1*0

:-:—:-—г 390°С

СитАи Т—Быстрое упорядоч.

■ - - ■ - 300°с

РеСо-Сг

Ио

Т->Й

(Т+Я)

720°С

600°С 475°С

/50°С

Быстрое упорядоч. (с) мягкий каркас

Быстрое упорядоч. жеслшй кар» с

Медленное упорядочен.

"тачаем" (а)

Ио

Т->Я

(Т+Я)

645°С

550°С

400°С

Быстрое упорядоч. жесткий каркас

Мягкий каркас

Рис. 4. Различные варианты комбинированных ТЯ реакций для сверхструктур Ь12, В2,1Л0.

Благодаря присутствию одиночных дислокаций в сверх — структуре 1Л0 каркас является менее жестким. Однако превращение ГЦК решетки в тетрагональную, сопровождающее упорядочение по типу Ыо, при определенных условиях приводит к формированию доменной пластинчатой структуры. Границы с—доменов являются препятствием для движения дислокаций, что существенным образом влияет на перераспреде — ление дислокаций. Прежде всего, одиночные скользящие дислокации затормаживаются на доменной границе, поскольку в соседнем домене они должны были бы превратиться в сверх — дислокации. Возникающие на границах с—доменов полиго -

нальные дислокационные сетки обладают достаточной устойчивостью, в результате чего дислокационный каркас также оказывается жестким.

На основе представлений о жесткости наследуемого дис — локационного каркаса удается объяснить совокупность экспериментальных данных по рекристаллизации упорядоченных сплавов для различных сверхструктур. В зависимости от того, является ли упорядочение быстрым или медленным (по отношению к процессам перераспределения дислокаций в разупорядоченной фазе), и приводит ли упорядочение к потере по — двп.кности дислокационного каркаса, реализуются те или варианты комбинированной 77? реакции, включающей в себя упорядочение Т и рекристаллизацию Я, (Рис. 4)

Для сверхструктуры ЬЬ эта схема является наиболее простой: при Т>ТС — рекристаллизация в разупорядоченной фазе, при Т<ТС— быстрое упорядочение и рекристаллизация затруднена (заштрихованная область), так как наследуемый каркас является жестким.

Сверхструктура В2. Рекристаллизация сплава РеСо —0.4Сг наблюдается в интервале с ниже Тс, практически исчезает в интервале Ь и вновь наблюдается в интервале а при более низких температурах (см. Рис. 4). Поскольку рекристаллизация при температуре, немного выше Тс, начинается при времена:*, больших 103сек, то при Т<ТС для перераспределения дислокаций в разупорядоченной фазе потребовались бы времена, не меньше, чем 103сек. Однако равновесная степень дальнего порядка достигается в интервале с за времена; меньше 102сек.. Таким образом, в интервале с происходит быстрое упорядочение, также как и в сплаве Си3Аи. Тем не менее, при этом наблюдается рекристаллизация поскольку в температурном интервале с каркас сохраняет свою подвижность вследствие низкого значения парамера порядка т) при фазовом переходе, близком ко II роду.

В интервале Ь степень дальнего порядка растет, а скорость упорядочения надает, но упорядочение все. еще обгоняет возможные процессы перераспределения дислокаций. В результате рекристаллизация существенно замедлена: в сплаве РеСо — 0.4Сг она не была обнаружена в течение 100 часов.

В интевале а времена упорядочения возрастают до 104 — 105сек и упорядочение становится медленным. Можно предположить, что в интервале а рекристаллизация протекает по схеме "тандема". Прежде, чем установится высокое .значение ^

и каркас станет жестким, дислокации успевают достичь суб-иоверхностей, созданных холодной деформацией. В результате эти субповерхности превращаются в большеугловые границы, ограничивающие сильно разориентированные микрообъемы, внутри которых формируются зародыши упорядочения. В процессе роста зародыша упорядочения его граница и больше — угловая граница образуют "тандем" и далее перемещаются как граница нового упорядоченного зерна. При этом на больше — угловую границу действует движущая сила

обусловленная тем, что она разделяет не только области с высокой и низкой дислокационными плотностями, но также ра— зупорядоченную и упорядоченную фазы. Здесь п— число атомов в единице объема, с— концентрация одной из компонент бинарного сплава. Величина Рп слабо зависит от Г и превосходит Ры на два порядка. Таким образом, "тандем" обеспечивает большую движущую силу что объясняет, в частности факт наблюдения рекристаллизации сплава РеСо—0.4Сг вплоть до 250°С.

В сверхструктуре Ь1л. вследствие наличия семейства одиночных дислокаций наследуемый каркас не является жестким, независимо от того, имеет место быстрое или медленное упорядочение. Поэтому понятно, почему в данной сверхструктуре рекристаллизация протекает легче, чем в других. Однако для сплава в некотором температурном интервале ниже Гс

было-обнаружено [7 ] существенное замедление рекристалли —' зации (рис. 4). Такой же эффект, но в меньшей степени, наблюдался и в других сплавах типа 1Л0. Но именно в этом температурном интервале при упорядочении образуется доменная структура пластинчатого типа. Такая структура ограничивает, перемещение дислокаций и инициирует протекание полигони — зации, в результате чего рекристаллизация замедляется.

Возникающие на границах полигональные сетки играют парадоксальную роль в процессе деформации: они могут при — водить к передаче деформации из одного домена в другой. Для перехода дислокаций из домена в домен необходимо изменение вектора Бюргерса

(22)

Ь -*Ь'+АЬ

(23)

Возникающие при перестройке каркаса сегменты полигональных сеток имеют векторы^ Бюргерса, совпадающие с векторами ЛЬ. Поэтому в процессе пластической деформации такие сегменты позволяют реализовать переход дислокаций через доменные границы

Для протекания реакции (24) необходимо, чтобы дислока — ция ДЬ могла достаточно легко перемещаться в плоскости гра — ницы при температуре испытания. Эти дислокации, подобные зернограничным скользящим дислокациям, имеют параллельные плоскости границы векторы Бюргерса. Для колонии X—V доменов с границами, параллельными (ПО), роль "двойникую — щих" играют дислокации с вектором Бюргерса ±а/2(110]. Такие дислокации могут появиться на границе и в результате реакций между переползающими в плоскости доменной границы дислокациями каркаса. Дислокационные реакции приводят также к образованию подвижных в границе сегментов с векторами Бюргерса типа а<001>, а/2<112>.

Рис.5. Схематическое изображение процесса перехода дислокации через доменную 1раницу посредством реакции с подвижным сегментом полигональной сетки.

Ы-(-ДЬ) -> Ь'

(24)

Процесс перехода одиночной дислокации через доменную границу схематически изображен на Рис.5. Дислокация ВС^а), подходя к доменной границе, ориентирует ось скользящей до — меннограничной дислокации СО вдоль линии пересечения плоскости скольжения (а) и плоскости доменной границы (рис.5а). В результате энергетически выгодной реакции возникает дислокационное соединение, вектор Бюргерса которого совпадает с вектором Бюргерса 1Шх{а) одиночной дислокации в X—домене (рис. 56). Под действием внешнего поля напряжений о сегмент В1>х(а) прогибается в X—домене (рис.5в). При достижении некоторого критического значения ос дислокационное соединение теряет устойчивость: ограничивающие его тройные узлы перемещаются в противоположных направлениях, дислокации ВОх(а) отрывается от полигональной сетки и скользит в X—домене, а в плоскости доменной границы остаются два сегмента с векторами Бюргерса СО (рис. 5г).

Критическое напряжение ос, необходимое для элементарного акта передачи деформации из домена в домен может быть представлено в виде

ос = ЯсцЬ'/2£. (25)

где I и £— длины дислокационного соединения и сегмента полигональной сетки соответственно. Параметр кс представляет

V ... 2а/Ч

собой критическое значение отношения при котором

дислокационное соединение теряет устойчивость. В результате численного расчета было показано, что в широком интервале углов-ф (см. Рис. 7) Хс ~ 0,65 — 0,80, что меньше значений, ха— ' рактеризующих прочность дислокационных соединений, возникающих в металлах с Г1ДК решеткой, при взаимодействии скользящей дислокации с дислокацией "леса"

Развиваемый подход позволил понять механизм повышения пластичности сплавов типа М0, предварительно сильно деформированных в разуиорядоченном состоянии и отожженных на упорядочение в определенном температурном интервале. Основные положения, существенные для объяснения этого эффекта сводятся к следующему.

0) Пластическая деформация меняет структуру границ зорен разупорядоченного сплава, что затрудняет распространение по ним трещин.

(й) Наследуемая дислокационная структура образует жесткий каркас в упорядоченной фазе, что является причиной

замедления рекристаллизации при отжиге, приводящем к упорядочению. Появление новых зерен немедленно приводит к потере пластичности сплава.

(ш) Взаимодействие осуществляющих деформацию дислокаций с подвижными сегментами полигональных сеток позволяет реализовать передачу деформации через границы доме — нов, что обеспечивают достаточную пластичность. Одновременно большая плотность дислокаций в полигональных сетках определяет высокие прочностные свойства сплавов.

В последнем разделе главы 4 рассмотрены закономерности формирования текстуры в магнитожестком сплаве Мп — А1 со сверхструктурой 1Л0 и выявлены механизмы, ответственные за ориентацию осей тетрагоцальности [001] кристаллитов вдоль направления максимального удлинения.

В пятой главе исследуется взаимосвязь особенностей структуры дефектов и фазовой микроструктуры сплавов с их индивидуальными свойствами, определяемыми электронным строением,

Сначала рассматривается влияние характера связи на структуру и подвижность дислокации в ГЦК металлах. Как из — вестно, о степени непарности межатомного взаимодействия можно судить по вели ине давления Коши, С/2—С44, которое для большинства металлов положительно. Исключение составляют 1г и Ш1, где С12—С44 < 0, для которых недавно удалось построить псевдопотенциальную модель парных центральных сил (8 ], на удивление хорошо описывающую его упругие сйойства.

Межатомные потенциалы ср(К) для 1г и ЯЬ, по сравнению с другими металлами, характеризуются существенно большей крутизной на малых Я, малостью осциллирующего "хвоста", глубиной и узостью потенциальной ямы в окрестности первого соседа. В связи с этим можно утверждать, что 1г занимает промежуточное положение между типичными ГЦК металлами и Аг, а по малости отклонения от соотношения Коши ближе к после дь.му.

Образование вакансий в 1г не сопровождается релаксацией решетки [8], что выделяет 1г среди других ГЦК металлов. Более того, проведенное моделирование вакансионных кластеров показало, что объединение вакансий также не сопровождается релаксацией, а возникающая нора оказывается структурно устойчивой. Плоские вакансионные кластеры не

захлопываются с образованием вакансионных петель или тетраэдров дефектов упаковки. Оценка поверхностной энергии 1г из энергии образования поры дает = 2100 мДж/м2.

В модели Пайерлса-Набарро кристалл в полупространствах выше и ниже плоскости скольжения рассматривается как упругий континнуум, где его состояние полностью характеризуется упругими смещениями и(г,1). В оригинальной формулировке модели ПН структура дислокации не зависят от типа межатомной взаимодействия. Оставаясь в рамках этой модели можно учесть конкретные особенности межатомного связи заменяя, синусоидальную зависимость энергии взаимодействия Ф(|Ий(гвш)) атома (т,п) над плоскостью скольжения с атомами, в нижнем полупространстве (потенциал подложки) более реалистической функцией Ф(ч). Для ее определения мы построили конкретный вид межатомных потенциалов.

и/.Ь

Рис.6. Неупругая сила, действующая на атом со стороны "подложки" для различных ГЦК металлов: 1 — 1г, 2-№, З-Аа, 4-Аи, 5 —Си.

Для 1г энергия Ф(и) расчитывалась, используя парный потенциал межатомного взаимодействия [8]. Однако для других ГЦК металлов (в особенности для благородных) более адекватной является модель многочастичного взаимодействия [9 |, в которой энергия описывается суммой двух вкладов: от парных

центральных сил не зависящих явно от плотности и членов, зависящих только от локальной плотности:

(26)

л Я*0 !

Расчет Ф(и), что для 1г показал энергия взаимодействия с подложкой с большой точностью описывается единственной низшей гармоникой (что и соответствует оригинальной формулировке ПН). В случае благородных металлов отклонение от синусоидального рельефа оказывается значительным и проявляется в первую очередь в сглаживании максимумов на Ф(и). Как видно из Рис.6, при переходе от 1гк№и благородным металлам величина максимума неупругого напряжения

1 дФ(иАВ)

Tfe= So dufB

(27)

уменьшается, а его положение смещается в область малых и.

Воспользовавшись обобщением модели ПН, учитывающим отклонение рельефа подложки от синусоидального [10 ], связь между и относительным смещением и*8 может быть представлена в параметрической форме

= ¿[2(2а-1)8тв-(а-1)«л2в1 2пиАВ „ а-1

t =е--sine, (28)

Ь а

\

где ctg(0/2) =С/а, £=х/со0 . ®о = dD/2, D= 1 для винтовой и 1/(1—v) краевой дислокации.

Таблица 1. Рельеф Пайерлса в ГЦК металлах.

Металл а aP/J? (винт) о,/ (краев)

1г 1 1 1

Ni 1.8 1.35 10~2 2.85 Ю-2

Ад 1.85 9.47 Ю-3 2.11 Ю-2

Аи 2.3 2.34 10-4 1.25 Ю-3

Си 2.7 1.4810-5 8.87 Ю-5

Зависимость ъ(и) для построенных потенциалов поможки (Рис.8) удовлетворительно описывается аппроксимацией (28) при соответствующем выборе параметра а. В табл. 1 для различных ГЦК металлов приведены значения а, и напряжение Пайерлса. Видно, что следствием парного характера межатом —

ного взаимодействия в 1г (и его аналоге Щ является более узкое ядро дислокации и, соответственно, значительно более высокий рельеф Пайерлса.

В 1г дислокации ра оцеплены, по-видимому, на частичные с векторами Бюргерса а/6<112>. Поэтому в 1г, как и в других металлах с низким значением энергии дефекта упаковки, напряжение Пайерлса не определяет сопротивление движению дислокаций. Однако непарные силы, модифицируя рельеф подложки Ф(и), могут влиять не только на подвижность дислокаций, но и на характер их взаимодействия. В рамках обобщенной модели ПН показано, что в 1г ядро дислокации испытывает наименьшую релаксацию под действием поля напряжений. Поэтому образование субграниц должно происходить легче, и они более устойчивы, по сравнению с другими ГЦК металлами.

С физической точки зрения 1г выделяется среди других ГЦК металлов своими необычными механическими свойствами. (¡) Для него характерна необычно высокая (для ГЦК металлов) чуствительность механических свойств к наличию ничтожных количеств примесей (~10-2 ат.°'). (И) 1г единственный из всех металлов с ГЦК решеткой разрушается сколом при комнатной температуре после длительной стадии пластической деформации. Эти особенности связаны с характером межатомного взаимодействия, близким к взаимодействию в системе жестких сфер. Мы считаем, что склонность к хрупкому разрушению 1г, в соответствии с критерием Раиса —Томсона (цЬ/75>10) связана с относительно низкой величиной поверхностной энергии, так что цЪ/у, = 27.

Во втором разделе анализируется природа, "рениевого эффекта", заключающегося в одновременном повышении прочности и пластичности тугоплавких металлов VI —А группы (\У, Мо, Сг) при • легировании их рением в концентрациях, близких к границе растворимости.

В настоящее время не существует общепринятого объяс -нения этого явления. В ряде работ решающим фактором счи — тается изменение характера химической связи (уменьшение "степени ковалентности") металлов VI-А группы при легировании их Ие. В пользу этой точки зрения свидетельствуют прежде всего экспериментальные данные по подвижности ин -дивидуальных дислокаций [11 ]. Эти данные указывают на уменьшение высоты пайерлсовского рельефа при легировании рением. Мы считаем, однако, что трактовка рениевого эффекта,

как главным образом внутреннего свойства сплавов является, по —видимому, неадекватной, поскольку монокристаллы Мо, подвергнутые глубокой очистке (содержание углерода и газовых примесей не более 10-3ат.%) охазываются пластичны вплоть до температур жидкого азота. К тому же проведенный нами количественный анализ электронных вкладов в модули упругости сплавов \Л/— Яе показывает, что уменьшение "степени ковалентности" химической связи при легировании весьма незначительно. Таким образом, более продуктивным нам пред — . ставляется другой подход к объяснению рениевого эффекта [12 |. Согласно этому подходу хрупкость тугоплавких ОЦК металлов обусловлена, в первую очередь, низкой растворимостью примесей внедрения, а легирование Яе заметно повышает ее, предотвращая образование охрупчивающих фаз внедрения.

С целью выяснения конкретных механизмов этого процесса мы на основании расчетов зонной структуры и энергий химической связи проанализировали влияние Яе на устойчивость вольфрамрсниевых карбидов. Для расчета были выбраны соединения в фазах у —Ш2С (на базе гексагональной решетки) и е —Т12Ы (на базе кубической решетки). Последняя структура не обнаружена в системе С; она выбрана для сравнения, как простой пример кубической фазы внедрения с координацией атомов, существенно иной чем в у —Ш2С.

Таблица 2. Когезионные энергии различных карбидных фаз, 1*у

Соеди — нение Струн Г ;тура е

™4С2 \V3ReC \У2Не2С2 -4,4096 - 4,3725 - 4,3797 -3,9726 -3,9693

В Табл.2 приведена энергия связи Есо)1 во всех рассмотренных соединениях. Из Табл. 2 и результатов расчетов плотности состояний видно, что легирование рением ведет к уменьшению энергии связи вольфрам рениевых карбидов (примерно на 10 — 15% при 25% Яе) и понижению их стабильности. Аналогичное влияние рений, по —видимому, может оказывать и на карбиды молибдена, который является химическим аналогом вольфрама. Однако этот эффект вследствие его малости вряд ли может быть ответственен за повышение пластичности.

Пластифицирующее влияние Яе может быть понято, если допустить образование мелкодисперсной фазы (при достаточной концентрации 1*е), в которой примеси внедрения имеют высокую растворимость. Мы полагаем, что такой фазой в

системе W—Re может быть соединение W3Re со структурой А15. Аргументы в пользу этого предположения состоят в следующем.

(i) Внедрение легких атомов в междоузельные позиции структуры А15 не должно создавать значительных искажений решетки выделения, поскольку последняя представляет собой одну из фаз Франка — Каспера и строилась путем упаковки тетраэдров, а размер тетрапоры в этом слуяае достаточно велик.

(ii) При внедрении легких атомов плотность состояний п(Е) в области энергии Ферми, по всей видимости, сохранит форму плотности состояний W3Re (Рис. 7J (особенно при малом количестве внедренных атомов), а валентная полоса сдвинется в сторону больших энергий и Ер попадет в минимум п(Е).

Рис.7. Плотность электронных состояний п(Е) для интерметал— лида W3Re со структурой А15.

Появление дисперсных частиц W3Re или близких в структурном отношение предвыделений ст-фазы будет предотвращать сегрегацию углерода и выделение карбидов на границах зерен. Такие частицы, из—за малости своих размеров и хорошего сопряжения с матрицей (вследствие одинаковой симметрии решетки) не опасны с точки зрения зарождения и распро — странения микротрещин. С другой стороны их выделение должно приводить к значительному вкладу в упрочнение. Поэтому мы считаем, что именно появление фазы типа W3Re при добавлении Re в концентрациях, близких к границе растворимости может быть ответственно за рениевый эффект.

л < «о

W3Re

-0.7 -0.5 -0.3 -0.1 0.1 Е, Ry

Шестая глава посвящена исследованию влияния локализованных электронных состояний на взаимодействие дислока -ции с примесью.

К настоящему времени накоплен большой экспериментальный материал о корреляциях между механическими и электронными свойствами металлов и сплавов. В большинстве случаев эта связь не обнаруживается непосредственно, а входит через параметры материала, такие как упругие модули, энергии образования и миграции вакансий, энергия дефекта упаковки и • т.п. Особый интерес к этим проблемам возник в связи с обна — ружением взаимосвязи между изменением механических свойств при легировании (твердорастворное упрочнение) и элек юнной структурой примесей (явление extra solution hardening (13 j).

С целью прояснить ситуацию в [14 ) была предпринята попытка выяснить роль электронных факторов в твердора — створном упрочнении на основе расчетов электронной стру— . ктуры в присутствии дислокации и примеси. В результате дополнительное "химическое" взаимодействие примеси с винтовой дислокацией в Fe и с расщепленной краевой дислокацией в Ni оказалось слабым. Мы обратили внимание на один из факторов электронного происхождения, который может ока — заться существенным для понимания проблемы твердорасг— ворного упрочнения в ряде' специфических ситуаций, в том числе для NiAl. Речь идет о локализации электронов на дислокациях.

Исследование локализованных электронных состояний на дефектах проводилось в простой модели а приближении сильной связи с гамильтонианом

где е, — узельная энергия; t,y = t(R,-R;) - интеграл переноса; с/(с,) — оператор рождения (уничтожения) электрона на узле /. Значения Ху определяются деформацией решетки и зависят от типа дефекта. При рассмотрении химически однородной системы мы полагаем для всех узлов решетки е, = const, которую выбором начала отсчета энергии можем принять равной нулю. Для определения спектра одночастичных возбуждений системы численно решалось уравнение Шредингера

Я= JV/-V -t-У/ с* с j

(29)

с начальными условиями а;(0)=б^ где |Т> = 1а1 ||>; Щ = Цт(-г}). Для исследования распределения электронной плотности в реальном пространстве при заданной энергии Е вычисляется квадрат фурье—образа по времени схДг)

ш,ЧаД£)р (31)

Вид зависимости интеграла переноса ((И) определяется характером межатомной связи. Местоположение, узлов в решетке с дислокацией расчитывалось в рамках модели Пайерлса —На — барро, но в некоторых случаях проводилась МД релаксация решетки.

Рис.8. Локальная плотность состояний на оси дислокации (сплошная линия) и вдали от нее {пунктирная линия) (а) и распределение электронной плотности по узлам при Е= —1.32 (б) на гексагональной решетке для изотропной зависимости интеграла переноса 1(И).

При рассче взаимодействия примесь—дислокация примесь замещения задавалась введением локального потенциала ео для электрона на узле йо (при И * Ко потенциал равен нулю). Изменение полной энергии при добавлении примеси в систему расчитывалось по теореме Гелмана—Феймана. Случай ео—О соответствует электронной структуре дислокации в отсутствие примеси, 60= + ! — примеси "донорного"ти а (т.е. часть электронов уходит с нее в зону проводимости), а ео= — 1 — "акцепторного" типа.

В результате расчетов было установлено, что в двухмерной модели на дислокациях могут образовываться связанные элек —

тронные состояния при любой угловой зависимости интеграла переноса (Рнс.8). Именно ядро дефекта, а не медленно спадающее поле деформаций дает основной вклад в электронные характеристики. Поэтому электронная структура границы зерна может рассматриваться как сумма независимых вкладов от собственных зернограничных дислокаций даже при достаточно больших углах разворота. Локализация имеет место на пен — тагональной дисклинации, в то же время на гептагоналыюй она отсутствует. Наличие локальной оси пятого порядка благоприятствует появлению связанных состояний. Энергия "химического" взаимодействия дислокация — примесь черезвычайно чувствительно к степени заполнения зоны проводимости (т.е. • к положению Яр), знаку переноса заряда, может достигать значительной величины порядка где — ширина зоны проводимости.

В реальном трехмерном случае тенденция к локализации оказалась черезвычайно слабой и соответственно энергия взаимодействия дислокация —примесь ЬЕ мала (<10_2Ш). Исключение составляет дислокация вектором Бюргерса а<100> в ОЦК решетке. Результаты качественно подобны двумерному случаю (см. Табл.3).

Таблица 3. Энергия взаимодействия дислокация —примесь

(в единицах ширины зоны УУ).

Вектор Бюргерса и плоскость Потенциал примеси ЕР=-1 Ер = 0 Ер= +1

Двухмерный случай Со —+ 1 ео=-1 + 0.19 -0.24 + 0.13 + 0.18 -«0.45 + 0.05

<100> {001} изотр. инт. пер. Ео= + 1 Ео=—1 + 0.03 -о.и +0.11 + 0.16 -0.18 0.00

<100> {100} х2 —у2, о —связь Е0= + 1 Бо= -1 0.00 • -0.03 + 0.09 + 0.10 -0.03 0.00

<100> {110} Е0= + 1 Е0=~1 + 0.02 -0.08 +0.09 +0.10 -0.10 0.00

Дислокации вектором Бюргерса а<100> хотя и не играют роли в пластической деформации чистых ОЦК металлов, достаточно типичны для интерметаллидов со сверструктурой В2, таких как N1/^1, СоА1. Именно для №А) имеется большое количество экспериментальных данных, указывающих на отсутствие корреляции твердорастворного упрочнения с размерным несоответствием примес— матрица и наличие таковой с переносом заряда.

Заключение содержит общие выводы по диссертационной работе.

Результаты диссертации опубликованы в работах

1. Анохин А.О., Гальперин М.Л., Горностырев Ю.Н., Кацнельсон М.И., Трефилов А.В. О возможности локализации электронов на дислокациях, дисклинациях и границах зерен.-Письма в ЖЭТФ, 1994, т.59, вып.З, с.198-201.

2. Анохин А.О., Гальперин М.Л., Горностырев Ю.Н., Кацнельсон М.И., Трефилов А.В. Локализованные электрон — ные состояния и их влияние на взаимодействие дефектов в кристаллах.-ФММ, 1995, т.79, вып.З, с.16-32.

3. Anokhin А.О., Halperin M.L., Gornostyrev Yu.N., Katsnelson M.I., Trefilov A.V. The effect of electronic localized states at dislocations on the "chemical" mpurity—dislocation interaction.- Phil. Mag. A, 1996, v.73, No 6. P.840 - 865.

4. Горностырев Ю.Н., Кацнельсон М.И., Трефилов A.B., Сабирянов Р.Ф. К вопросу о природе рениевого эффекта. Влияние рения на устойчивость карбидов и растворимость примесей внедрения р, сплавах W—Re.— ФММ, 1992, Noll, с.5-16.

5. Gornostyrev Yu.N., Katsnelson M.I., PesChansk'kh G.V., Trefi lov

A.V. On the nature of the rhenium effect. Peculiarities of the band structure and elastic moduli of W—and Mo—based alloys. Phys.statsol.(B), 1991, v.164, 185-191.

6. Горностырев Ю.Н., Кацнельсон М.И., Михин А.Г., Осецкий Ю.Н., Трефилов А.В. Особенности межатомных взаимодействий и механических свойств 1г в ряду других ГЦК металлов. -ФММ, 1994, т.77, №2, 79-95

7. Шангуров А.В., Горностырев Ю.Н., Тейтель Е.И., Гундырев

B.М., Ермаков А.Е., Соловей В.Д. Формирование текстуры при холодной деформации упорядоченного по типу Ll0 сплава MnAl - С. - ФММ, 1990, вып.6, с.95-101.

8. Шангуров А.В., Горностырев Ю.Н., Тейтель Е.И., Гундырев В.М., Ермаков А.Е. Закономерности формирования текстуры горячей пластической деформации сплава MnAl —С. — ФММ, 1992, вып.9, с.87-94.

9. Гринберг Б. А., Горностырев Ю.Н. Наследование дислока-. ционной структуры и рекристаллизация упорядоченных сплавов? I. Сверхструктура Ll2 - ФММ, 1985, т.60, вып.1, с.150—160

Ю.Гринберг Б.А., Горностырев Ю.Н. Наследование дислокационной структуры и рекристаллизация упорядоченных сплавов. И. Сверхструктуры В2 и Ll0. — ФММ, 1985, т.60, вып.1, 160-170.

1 l.Greenberg В.Ai, Gomostyrev Yu.N. Recrystallization features of ordered alloys. Immobilization of dislocation structure.—Scripta Met., 1985, v.19, p.1391-1396

12.Greenberg B.A , Gomostyrev Yu.N. Recrystallization features of ordered alloys. Pt.l. Immobilization of dislocation structure.— Scripta Met., 1985, v.I9, Superstructures Ll2, B2, and Ll0, p.1397-1401.

13.Инденбаум B.H , Горностырев Ю.Н., Гринберг Б.А., Гроховская Л.Г., Панфилов П.Е., Пушин В.Г. Наследование дислокационной структуры и рекристаллизация упорядочении х сплавов. III. Повышение пластичности при упорядочении холоднодеформированного сплава. —ФММ, 1989,68, вып.2, С.382 —392.

14.Гринберг Б.А., Горностырев Ю.Н. Высокопрочные состояния в сверхструктурах и перспективы их использования. — VII Всесоюзное совещания "Упорядочение атомов и его влйяние на свойства сплавов", Свердловск, 1983, ч.1, с.15—16.

15.Горностырев Ю.Н., Бахтеева Н.Д., Виноградова Н.И., Фур — зиков О.В. Роль внутренних напряжений в эволюции морфологии частиц у' фазы в никелевых сплавах при высокотемпературной ползучести. — ФММ, 1993, т.76, No.6, с. 94 — 104.

16.Горностырев Ю.Н. Феноменологическая теория пластической деформации неоднородных сплавов, состоящих из "мягких" и "жестких" областей. - ФММ, 1991, N8, с.65-75.

17.Горностырев Ю.Н., Гринберг Б.А. Теория доменнограничного упрочнения слоистых сверхструктур.— ФММ, 1982, т.53, вып.5, с.999-1011

18.Карькина Л.Е., Гринберг Б.А., Горностырев Ю.Н. Низкотемпературная аномалия деформирующего напряжения в упорядоченных сплавах типа Ll2 — ФММ, 1987, т.63, No 4, с.645 — 664.

19.Гринберг Б.А., Инденбаум В.Н., Горностырев Ю.Н. Возможное объяснение двойного пика температурной- зависимости деформирующего напряжения в сверхструктуре Ll2.— ФММ, 1987, т.63, N2, с.278-287.

20.Greenberg В.А., Gornostyrev Yu.N. On the possibility of superposition of domain boundary and thermal work hardening of superstructures.— Scripta metail., 1982, v.16, N1, p.15-22.

21.Гринберг Б.А., Иванов M.A., Горностырев Ю.Н., Яковенкова Л.И. Аномалии температурной зависимости деформационных характеристик упорядоченных сплавов со структурой типа 1Л2.-ФММ, 1978, т.46, N4, с.913 - 939.

22.Gornostyrev Yu.N, Greenberg В.А., Ivanov M.A., Analysis of the features of the plastic behavior of superstructure LI2 under low temperature creep.— Phys. stat. sol. (a), 1981, v.66, N2, j.439 — 444.

23.Gomostyrev Yu.N, Greenberg B.A., Ivanov M.A., Pheno — menological theory of low themperature creep with account of several types of dislocation transformations.— Phys. stat. sol. (a), 1981, v.66, N1, p.293 —302.

24.Greenberg B.A., Ivanov M.A., Gornostyrev Yu.N, Karkina L.E. Phenomenological theory or plastic deformation with several types of mobile and immobile dislocation. — I.Theory. — Phys. stat. sol. (a), 1978, v.47, N2, p.731 -741.

25.Greenberg B.A., Ivanov M.A., Gornostyrev Yu.N, Karkina L.E. Phenomenological theory of plastic deformation with several types of mobile and immobile dislocation. — II.An analysis of the features of plastic deformation of orderd alloys with a superstructure Ll2.~ Phys. stat. sol. (a), 1978, v.49, N2, p.517-528.

26.Greenberg B.A., Ivanov M.A., Gornostyrev Yu.N, Karkina L.E. Some aspects ol plastic deformation theory with an account for termally activated dislocation transformations. — Phys. stat. sol. (a), 1976, v.38, N2, p.653 - 662.

Список литературы.

1 Staton-Bevan А.Е. The orientation dependence of the 0,2% proof , stress of single cristal Ni3(AlTi).-Scripta Met., 1983, v.17, p.209-214.

2 Старенченко B.A., Абзаев Ю.А., Соловьева Ю.В., Козлов Э.В. Термическое упрочнение монокристаллов сплавов Ni3Ge.-ФММ, 1995, т.79, N1, с.84-90.

J Mackay R.A., Lynn J.E. The development of y-y' lamellar structures in a nickel base superalloy during elevated temperature mechanical testing.- Metall. Trans. 1985, v.16A, p. 1969-1982.

1 Nix W.D., Gibeling J.C., Hughes D.A., Time dependent deformation of metals.- Metall. Trans.,1985, v.16A, N.12, p.2215-2226.

5 Gayda J., MacKay R.A. Analysis of y' shape changes in a single crystal Ni-base superalloy. - Scripta Metall. 1989, v.23, N11, p. 1835-1838

5 Carry C., Strudel J.L. On the nature of internal stresses in nickel base single cristals and their influence on high temperature creep properties.- Proc. 4th Int. Conf. Strengh of metals and -alloys, Nancy, 1976, p.324-328.

' Куранов А.А., Саханская И.Н., Берсенева Ф.Н. Влияние атомного упорядочения на механические свойства и характер разрушения сплава NiPt.-ФММ, 1982, т.54, вып.6, с.И73-И79.

1 Greenberg В.А., Katsnelson M.I., Koreshkov V.G., et al On the possibility of describing of lattise properties of iridium in terms psevdopotential theory.- Phys. Stat. Sol.(b), lb90, v. 158, p.441-455.

I Finnis M.W., Paxton A.T., Petttifor D.D., Sutton A.P., Ohta Y. Interuiomic forces in transition metals.-Phil. Mag. A, 1988, v.58, N1, p.143-164.

0 Leicek L. Dissotiated dislocation in the Peierls-Nabano model. -Czech. J. Phys., 1976, N3, p.294-299

11 В.А.Балашов, Л.С.Косачев, Ю.В.Мильман, и др. Концентра ционная зависимость механических свойств вольфрам-рениевых сплавов в различном структурном состоянии. Металлофизика, 1986, т.8, N1, с.3-7.

12 Е.М.Савицкий, Г.С'.Бурханов Монокристаллы тугоплавких и редких металлов и сплавов М.Наука 1972, 257с.

13 Suzuki Н. in Dislocation in Solids. - Ed.R.F.N.Nabarro, North-Holland Publ. Co,1979,v.4, chap.15.

14 Masuda-Jindo K. On the interaction between a Screw Dislocation and Point Defects in B.C.C. Transition Metals. -Phys. Stat. Sol.(b), 1985, v. 129, p.595-599.

Отпечатано на ротапринте ИФИ УрО РАН тираж 80 зак. 96

объем 1,3 пвч.л. формат 60x84 I/I6 620219 г.Екатвриябург ГСП-170 ул.С.Ковалввской,18