Закономерности термического упрочнения и эволюции дислокационной структуры монокристаллов сплава Ni3 Ge различной ориентации тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

г^.

— На правах рукописи

о а:

СОЛОВЬЕВА Юлия Владимировна

ЗАКОНОМЕРНОСТИ ТЕРМИЧЕСКОГО УПРОЧНЕНИЯ И ЭВОЛЮЦИИ ДИСЛОКАЦИОННОЙ СТРУКТУРЫ МОНОКРИСТАЛЛОВ СПЛАВА №3Се РАЗЛИЧНОЙ ОРИЕНТАЦИИ

01.04.07-физика твердого тела

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Томск-1997

Работа выполнена в Томском государственном архитектурно-строительном университете

Научные руководители:

доктор физико-математических наук, профессор Попов Л.Е. канд. физико-математических наук, доцент Абзаев Ю. А.

Официальные оппоненты:

доктор физико-математических наук, профессор Афанасьев Н.И. доктор физико-математических наук, старший научный сотрудник Чумляков Ю. И.

Ведущая организация:

Институт физики прочности и материаловедения СО РАН.

Защита диссертации состоится

_1997г. в ^$ час.

на заседании диссертационного совета К 063.53.05 в Томском государственном университете им. Куйбышева, по адресу:

634050, г. Томск, пр. Ленина, 36

С диссертацией можно ознакомиться в научной библиотеке Томского государственного университета.

Ваш отзыв в двух экземплярах, скрепленный гербовой печатью организации, просим направлять по указанному адрес}'.

Автореферат разослан " 1997г.

Ученый секретарь диссертационного совета

Анохина И.Н.

ОБЩАЯ ХАРАТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы, обусловлена заметно возросшим, в особенности в последнее время, интересом к способности ряда интерметаллических соединений испытывать сильнейшее упрочнение по мере нагревания. Этот интерес касается как фундаментальных аспектов этой проблемы, так и вопросов практического применения и внедрения новых материалов, включающих интерметаллические соединения в качестве составляющих определяющих их эксплуатационные свойства. Однако,, несмотря на многочисленность экспериментальных исследований, проводимых на материалах этого класса, схематичность температурных зависимостей (шаг по температуре составляет 150-200°) и отсутствие детальных количественных измерений различных параметров дислокационной структуры не позволяют выявить многостадийность термического упрочнения и роль тех или иных механизмов деформации, степень их относительной важности. Эти недостатки преодолеваются в настоящей работе.

Цель работы. Исследование влияния ориентации на особенности проявления термического упрочнения монокристаллов сплава МзСе. Изучение эволюции дислокационной структуры в зависимости от ориентации оси деформации в условиях кубического и октаздрического скольжения. Построение физической феноменологической модели и ее математическое описание, которая учитывала бы многостадийность термического упрочнения.

Научная новизна. Впервые получены и выносятся на защиту следующие результаты:

1.Совокупность экспериментальных данных по влиянию ориентации оси деформации на особенности проявления термического и деформационного упрочнения монокристаллов сплава МзСе. Теоретико-феноменологическая схема, описывающая термическое упрочнение в различных ориентациях монокристаллов на основе суперпозиции нескольких механизмов торможения сверхдислокаций.

2. Обнаруженное автором явление термического упрочнения в условиях кубического скольжения, особенности его проявления на механических свойствах и эволюции дислокационной структуры.

3. Качественное описание эволюции дислокационной структуры с температурой и деформацией монокристаллов сплава Мзве различной ориентации. Экспериментально измеренные зависимости различных параметров дислокационной структуры от температуры и деформации.

4. Количественный анализ вкладов механизмов различной природы в термическое и деформационное упрочнение монокристаллов сплава №зСе разных ориентации выполненный на основе экспериментально измеренных зависимостей различных параметров дислокационной структуры от температуры и деформации.

5. Феноменологическая модель интенсивности накопления дислокаций в сплавах со сверхструктурой Иг-

Научная и практическая ценность работы. Полученная в работе совокупность экспериментальных результатов, феноменологических соотношений и зависимостей углубляет физические представления о природе стадий деформационного и термине-

ского упрочнения. Широкий набор экспериментально измеренных параметров деформационного упрочнения и дислокационной структуры, полученный в работе, может быть использован в качестве экспериментальной основы для построения и верификации физических моделей термического упрочнения. Физическая математическая модель термического упрочнения, получившая свое развитие и дополнение в настоящей работе, развивает преставление о природе пластической деформации монокристаллов со сверхструктурой L12 и может быть использована для исследования и описания процессов пластической деформации кристаллических материалов более сложных систем и классов.

Апробация работы. Основные результаты диссертации доложены и обсуждены на VI семинаре с участием иностранных специалистов «Структура дислокаций и механические свойства металлов и сплавов» (Екатеринбург, 1993), на III Международной конференции «Прочность и пластичность материалов в условиях внешних энергетических воздействий» (Новокузнецк, 1993 г.), на Первой международной конференции «Актуальные проблемы прочности» (Новгород, 1994), на II Международной школе-семинаре «Эволюция дефектных структур в металлах и сплавах» (Барнаул, 1994), на III международной школе-семинаре «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах» (Барнаул, 1996), на международной конференции «Неустойчивость материала в условия механического нагружения» (Санкт-Петербург ,1996)).

Публикации. Результаты работы опубликованы в 5 статьях и 7 тезисах конференций.

Структура и обьем работы. Диссертация состоит из введения, шести глав, заключения, выводов и списка литературы из 135 наименований. Работа содержит 243 страницы, включая 101 рисунок.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ Введение

Во введении обоснована актуальность темы, сформулирована цель исследования, дается краткое содержание работы, освещается научная новизна и сформулированы основные положения, выносимые на защиту.

1. Пластичность интерметаллических соединений со сверхструктурой

И 2.

Целью, приводимого в этой главе литературного обзора, является выявление наиболее общих экспериментальных закономерностей, характеризующих пластическое поведение монокристаллов сплавов со сверхструктурой Иг, обладающих высокой энергией упорядочения. Здесь же приводится критический анализ известных моделей и механизмов, привлекаемых для обьяснения температурных аномалий механических свойств этих сплавов.

Для рассматриваемых нами сплавов характерно наличие максимума на температурной зависимости предела текучести и напряжений течения. При этом наблюдается характерная смена систем скольжения: первичное октаэдрическое скольжение, наблюдаемое при температурах ниже температуры максимума сменяется скольжением по плоскостям куба с максимальным фактором Шмида. Было обнаружено, что для октаэдрического скольжения закон Шмида-Боаса не выполняется и наблюдается раз-

личие критических скалывающих напряжений, измеренных при растяжении и сжатии. Общим для различных сплавов является увеличение скорости термического упрочнения по мере перехода от ориентаций вблизи полюса [001] к полюсу на стереографическом треугольнике [111], сопровождающееся смещением температуры пика в область более низких температур. В качестве других характерных черт, присущих механическому поведению этих сплавов выделяют отсутствие температурной аномалии на микропределе текучести, независимость температурной аномалии от термической предыстории образца, обратимость напряжений течения, низкую чувствительность к вариациям скорости деформации в интервале температурной аномалии. Основным элементом дислокационной структуры, сформированной в результате деформации при температурах ниже температуры пика (Тр) являются длинные прямолинейные сегменты дислокаций, залегающие вдоль направлений типа <110>.

Для объяснения термического упрочнения в сплавах со сверхструктурой Иг предложен ряд механизмов, основанных на представлениях о самоблокировке сверхдислокаций. Изменение сопротивления связывается с потерей общей плоскости скольжения ведомой и ведущей сверхчастичными дислокациями. Предполагается, что это может происходить как вследствие поперечного скольжения винтовых дислокаций так и вследствие осаждения точечных дефектов на сверхдислокациях краевой ориентации.

2. Постановка задачи.

Из анализа литературных данных следует, что наибольшее число работ посвящено исследованию проявления температурной аномалии на макроскопическом пределе текучести. Однако, даже в этом вопросе исследователи явления далеки от окончательного установления закономерностей температурного поведения предела текучести. Это связано, прежде всего, с вопросами о стадийности температурной зависимости предела текучести. Два фактора препятствуют этому. Прежде всего большая трудоемкость исследований, проводимых в силу высокой хрупкости этих материалов на монокристаллах, вынуждает исследователей ограничиваться в значительной мере схематичными кривыми температурной зависимости с шагом по температуре 150-200°, на которых стадийность не может быть выявлена. Другим фактором, усиливающим первый, является необходимость использования для этих целей разные ориентации сристаллов поскольку проявление стадийности может быть различно в различных зриентациях.

В связи с этим, в работе поставлена задача исследования стадийности термического упрочнения монокристаллов Ы'ьбе с различными ориентациями оси деформации. Выбор материала для исследования определился высоким эффектом термиче-жого упрочнения и наиболее сильно выраженным (из известных) его ориентационной явисимостью.

Термическое упрочнение в сплавах со сверхструктурой Иг может оказывать ;ущественное влияние на характер деформационного упрочнения, изменяя кривые 1еформационного упрочнения, являясь одним из факторов способных привести к изменению стадийности кривых деформационного упрочнения. Этому вопросу, однако, ^следователями уделяется незаслуженно малое внимание. Исследования, в которых

бы специально рассматривался этот вопрос, нам неизвестны. В связи с этим, ставится задача исследования закономерностей формирования кривых деформационного упрочнения, коэффициентов упрочнения и деформирующих напряжений монокристаллов различных ориентации под воздействием различных температур.

Скольжение 8 монокристаллах со сверхструктурой И 2 может осуществляться двумя типами носителей пластической деформации: сверхдислокациями, скользящими по кристаллографическим плоскостям октаэдра (октаэдрические сверхдислокации] и дислокациями, скользящими по плоскостям куба ( кубические сверхдислокации) Подавляющее большинство исследователей изучают тонкую структуру дислокаций того или иного типа, поскольку предполагают, что-термическая аномалия обусловлен исключительно особенностями тонкого строения сверхдислокаций. Вместе с тем, мь полагаем, что термическое упрочнение, также как и деформационное, может в сущест' венной степени взаимозависеть от междислокационного взаимодействия и тех дисло кационных структур, которые формируются в ходе деформации.

Поэтому, задачей настоящей работы явилось также экспериментальное ис следование влияния температуры и ориентации на эволюцию дислокационной струк туры в условиях октаэдрического и кубического скольжения.

Конечной целью экспериментальных исследований является не только уста новление определенных закономерностей явления, но и выяснение физической приро ды элементарных процессов, лежащих в основе этого явления, и построение физиче ской модели явления. В проводимых нами исследованиях термического и деформаци онного упрочнения в этом смысле является важным знание о вкладах в деформирую щее напряжение механизмов различной природы. Задача не простая, связанная с многими методическими и концептуальными трудностями. Однако, первые шаги в этог направлении уже сделаны, как на сплавах с 1.12 сверхструктурой, так и на 11 г интерме таллидах с высокой энергией упорядочения.

Задачей исследования, в связи с этим, стала задача анализа вкладов в де формирующие напряжения механизмов различной природы, построение физическо феноменологической модели и ее математического описания, учитывающего механи: мы и стадийность термического упрочнения. Таким образом, в настоящей работе пс ставлены следующие задачи.

1.Детальное исследование стадийности температурной зависимости макрс скопического предела текучести монокристаллов №зве различной ориентации.

2. Исследование впияния ориентации и температуры на закономерности Д( формационного упрочнения монокристаллов 1\1ЬСе.

3. Экспериментальное исследование влияния температуры на эволюцию ди< локационной структуры в монокристаллах Мзве различной ориентации в условие октаэдрического скольжения.

4. Экспериментальное исследование влияния температуры на эволюцию ди( локационной структуры в монокристаллах Мзве различной ориентации в услови; кубического скольжения.

5. Анализ вкладов в деформирующее напряжение механизмов различной природы и влияния на них температуры испытания для случая монокристаллов №зве разной ориентации.

6. Построение феноменологической модели термического упрочнения сплавов со сверхструктурой И 2, учитывающей стадийность температурной аномалии.

3. Материал и методика экспериментальных исследований.

В третьей главе приводится краткая характеристика исследуемого материала, описаны методики приготовления образцов и проведения экспериментальных исследований. Исследования проводились с использованием методов оптической, просвечивающей и растровой электронной микроскопии, на оптическом микроскопе МИМ-10, электронном микроскопах ЭМВ-100АК и растровом микроскопе. Монокристаллические образцы ГНзСе четырех различных ориентаций деформировались сжатием со скоростью 2x10'2 мин"1 при температурах 4.2К, 77«, 293К, 523К, 673К, 873К. Данные по ориентации [001] привлекались из опубликованных ранее работ" для сравнения поскольку методика приготовления образцов и проведения экспериментальных процедур полностью совпадали с применяемыми в настоящей работе. Изложены методики измерений и статистической обработки различных характеристик дислокационной структуры.

4. Механические свойства монокристаллов МзСе. Влияние температуры

и ориентации.

В данной главе анализируется влияние температуры и ориентации на особенности проявления механических свойств монокристаллов Мзве, а также приводится теоретико-феноменологическая схема, описывающая ориентационную зависимость термического упрочнения.

Было установлено, что в низкотемпературной области (при температурах жидкого гелия и азота) наблюдаются кривые с возрастающим с деформацией коэффициентом упрочнения (сЬ^е) (рис.1). При более высоких температурах кривые упрочнения вырождаются в начале в кривые с приблизительно постоянным коэффициентом упрочнения, а при дальнейшем увеличении температуры в кривые с падающим коэффициентом упрочнения. В ориентациях [234], [4.9.17], [139] при температурах вблизи 1000К имеет место прерывистое скачкообразное течение на фоне падающих по мере увеличения деформации деформирующих напряжений. В целом наблюдается изменение кривизны кривых упрочнения при увеличении температуры от кривых обращенных выпуклостью вниз к кривым обращенным выпуклостью вверх. Темпы изменения кривизны возрастают по мере изменения ориентации оси деформации от направления [111] к направлению [001]. В высокотемпературной области (Т= 893К) для ориентации

Старенченко В.А., Абзаев Ю.А., Черных Л. Г. Феноменологическая теория термического упрочнения сплавов со сверхструктурой 1_12 II Металлофизика.-1987.-9.-Т2.-с.22-28. Изучение эволюции дислокационной структуры и механизмов упрочнения монокристаллов сплава МзСе, ориентированных для множественного скольжения/Абзаев Ю.А., Старенченко В.А., Конева Н.А.//Изв.Вузов Физика.-1987.-ЫЗ-с.65-70.

("111)__[В4] [49171 (1391 10011

§40

20

г.%

Рис. 1 Кривые течения монокристаллов сплава Мзве для различных ориентации и температур испытания.

[001] с возрастанием деформации наблюдается немонотонное изменение напряжений течения, связанное по данным (сноска на стр. 7) с возникновением макроскопической полосы локализации деформации, в то время как для других ориентаций в сходных температурных условиях суперлокализации деформации не обнаруживаются.

Было обнаружено, что зависимость предела от температуры монокристаллов

сплава Мзве многостадийна и проявляет существенные качественные и количественные различия для различных ориентаций кристаллов (рис.2). 3 зависимости от ориентации кристаллов наблюдаются следующие стадии термического упрочнения: в ориентациях вблизи угла стереографического треугольника [001 ] ([Т39], [001]) обнаруживается а) низкотемпературная стадия медленного возраста-Рис.2 Ориентационная зависимость термического упрочнения кия предела текучести,

монокристаллов сплава ЫЬСе. приходящаяся на интер-

вал температур Т=4,2-

ЗООК, мало зависящий от ориентации. В области криогенных температур термическое упрочнение на этой стадии возникает уже при переходе от температур жидкого гелия к

температуре жидкого азота; в) стадия интенсивного термического упрочнения (Т«300...50(Ж); с) стадия насыщения, где предел текучести мало зависит от температуры Тк:500...1000К для [001], Т»500...650К для [139]. д) стадия термического разупрочнения, которая обнаруживается при отклонении от оси [001], в ориентации [139]она возникает при Т>650К. При смещении ориентации оси деформации к углу стереографического треугольника [111] (ориентации [4.9.17], [234] на зависимости то(Т) наблюдается два максимума: низкотемпературный, лежащий вблизи комнатной температуры (Т[4 917р293К, Т[гз4]»250К) и высокотемпературный, более размытый и менее ярко выраженный, приходящийся на интервал Т=550...800К.

В этой же главе предлагается торетико-феномелогическая схема, описывающая многостадийные температурные зависимости (рис. 3).Согласно предложенной схеме аномальный рост напряжений течения и термическое разупрочнение за пиком температурной аномалии связано с четырьмя различными процессами. Увеличение напряжений течения в низкотемпературном интервале связывается нами с традиционным механизмом Кира-Вильсдорф, который тормозит винтовую компоненту дислока-

Рис.З. Схемы температурной зависимости сопротивления т движению дислокаций:1 -торможение винтовой компоненты петли, движущейся в плоскости октаэдра; 2- торможение краевой компоненты петли в плоскости октаэдра; 3- сопротивление деформированию, связанное с движением петли в плоскости куба; 4 -сопротивление деформированию, связанное с торможением краевой компоненты петли в плоскости куба; а) -случай, когда энергии активации всех процессов сильно различаются; б) случай малой энергии активации кубического скольжения; в) энергии активации диффузионного торможения кубических и октаэдрических дислокаций мало различаются; г) - энергии активации всех процессов близки.

ционной петли, расширяющейся в плоскости октаэдра.

I а) и® б)

V© —

Ж7® \\ /Г /

(//

1=с,,„/ь их» 1 г) 1®

—-у 11

А/Г^Д

Л/

Т

Его эффективность определяется энергией активации поперечного скольжения и может быть описана соотношением:

ехр

,т)

кТ

где г - касательное напряжение; и(д(П1),т) - энергия активации поперечного скольже-*

ния; д_ (Ш) - комплексный дефект упаковки в плоскости октаэдра. Максимальный эффект, достигаемый в этом случае - т^'' соответствует напряжению, необходимому для расширения дислокационной петли, которая со стороны винтовой компоненты испытывает сопротивление т, = !Ъ (?(Ш) - энергия антифазной границы октаэдра), а со стороны краевой - много меньшее, определяемое ее пересечением с дислокациями леса (тг = аОЬр1'1). Максимально предельное значение т0 при этом определяется неравенством г0 / А. Схематично изменение т , в отсутствие диффузионного

торможения краевой компоненты сверхдислокационной петли показано на рис. 3 кривой 1. С ростом температуры достигаются области высокой подвижности вакансий, при этом дислокационная петля может блокироваться и со стороны краевой компоненты. Эффективность этого процесса зависит от двух факторов — величины расщепленности сверхчастичной дислокации и подвижности точечных дефектов:

т, = г0 ехр

(1чьО

кТ

где и2(£ (ш).г) - энергия активации сощепления краевой дислокации; и - энергия

активации движения точечного эффекта 1-го типа. Эффект, связанный с переползанием дислокаций, может при заблокированной винтовой компоненте повышать сопротивление расширению дислокационной петли до предельных значений ттах = д(т) / Ь .

схематично этот вклад представлен на рис. 3 (кривая 2).

Достижению деформирующими напряжениями предельных величин (« д(ии / Ь) препятствует вовлечение в процесс деформирования скольжения дислокационных петель в плоскости куба. Возрастание температуры оказывает двойственное влияние на сопротивление движению дислокационных петель в плоскости этого куба.

С одной стороны, повышение температуры вызывает увеличение подвижности винтовой компоненты петли, уменьшая деформирующее напряжение по закону:

t = г{,3) ехр

«з(? (111), О кТ

где иу(д (|И), г) - энергия сощепления винтовых сверхчастичных дислокаций. (На рис.

3 этому соответствует кривая 3). С другой стороны, активация подвижности точечных дефектов и увеличение частоты сощепления дислокационных сегментов приводят к диффузионному переползанию сверхчастичных кубических дислокаций краевой ориентации. Этот эффект будет описываться соотношением (**), однако, максимальные величины сопротивления движению дислокаций в этом случае окажутся равными А™» ь Цк>о) энергия АФГ в плоскости куба). Известно, что £(10Ш < ([И|, поэтому максимальный эффект торможения кубических дислокаций меньше максимального

эффекта торможения октаэдрических дислокаций. Различия величин энергий активации, перечисленных выше, процессов может приводить к различным типам температурной зависимости предела текучести, которые показаны на рис. 3.

На основании рассуждений, приведенных выше, для трех ориентации монокристаллов ([234], [139], [001]) был проведен термоактивационный анализ. Было выяснено, что только при допущении, что в термическое упрочнение вносят вклад несколько механизмов, с существенно различающимися энергиями активации оказывается возможным описание характерных особенностей восходящей и нисходящей ветвей пика температурной зависимости предела текучести монокристаллов [\lbGe в различными ориентациями оси деформации. Полученные значения энергий активации, приведенные в табл. 1 и 2, позволяют связать термическое упрочнение в низкотемпературной области с механизмом Кира-Вильсдорф, в

Таблица 1 Параметры термической активации ориент. и, (еУ) 'о (МПа) »2+^ т 'о (МПа)

восходящей ветви 001 0.0094 300 0.072 1700

термического упрочнения ~39 0.0106 500 0.17 28000

234 0.0125 230 0.052 3000

Таблица 2 ориент. -СО* го »2+^ (2)* Г0

Параметры термической активации (МПа) (еУ) (МПа)

нисходящей ветви 139 0.28 1.25 0.156 30

термического упрочнения 234 0.062 1.25 0.075 30

высокотемпературной - с вовлечением в термическое упрочнение процесса диффузионной блокировки краевых дислокаций под воздействием межузельных атомов и бива-кансий.

5. Исследование дислокационной структуры монокристаллов сплава Мзве с различными ориентациями оси деформации.

. В пятой главе представлены результаты сравнительного исследования качественной и количественной эволюции дислокационной структуры монокристаллов Мзве различной ориентации. Приводится анализ вкладов механизмов различной природы в формирование сдвиговых напряжений, выполненный на основе количественных измерений различных параметров дислокационной структуры.

Эволюция дислокационной структуры с температурой и деформацией изучалась для монокристаллов, ориентированных для одиночного скольжения вдоль направлений [234] и [139]. Были выбраны пять точек на кривых термического упрочнения (77К, 293К, 523К, 673К, 873К), для каждой из которой проводились панорамные съемки дислокационной структуры приблизительно через 5% по кривой деформации. Выявляются следующие наиболее общие особенности изменения дислокационной структуры с температурой и деформацией для монокристаллов ориентации [234]:

а) при температуре 77К наблюдались характерные дислокационные структуры основным элементом которых являются длинные прямолинейные дислокации, ориентированные вдоль направлений типа <110>;

б) при комнатной температуре (293К), соответствующей падающей ветви температурной аномалии, обнаружены дислокации, принадлежащие двум системам скольжения, одна из которых является первичной октаэдрической, вторая первичной кубической;

в) при Т>293К (Т=523К, 673К, 923К) в дислокационной структуре присутствуют только дислокации кубической системы скольжения.

Наличие смешанного скольжения при температуре выше пика аномалии свидетельствует о том, что смена октаэдрического скольжения кубическим происходит постепенно на продолжительном интервале температур. При этом кубические сверхдислокации имеют преимущественную ориентацию близкую к краевой, сильно изогнуты и расщеплены. Прямолинейные дислокации в условиях кубического скольжения не наблюдались. Высокотемпературное кубическое скольжение (при температурах близких к 1000К) качественно отличается от наблюдаемого при более низких: дислокации не имеют преимущественного направления залегания, структура становится сильно неоднородной, в ней присутствуют множество мелких и крупных петель. Дополнительные сведения о распределении дислокаций в кристалле были получены при просвечивании фолы, вырезанных не параллельно действующей плоскости скольжения. Оказалось, кубические сверхдислокации расположены преимущественно в слоях, параллельных плоскостям скольжения, которые разделены участками с пониженной плотностью дислокаций. При этом с увеличением температуры слои размываются, что может быть связано с интенсивно развивающимися процессами диффузионного переползания краевых дислокаций.

Для структур монокристаллов, ориентированных для одиночного скольжения ориентации [739] характерна высокая плотность дислокаций на фоне которой доля прямолинейных дислокаций относительно низка по сравнению с наблюдаемой ранее для множественной ориентации [001]. Признаки кубического скольжения появляются при температуре 673К, однако скольжение остается смешанным вплоть до температуры 873К.

Для рассматриваемых ориентации были проведены измерения различных параметров дислокационной структуры: средней плотности дислокаций, расстояний между дислокациями, плотности и длины прямолинейных дислокаций, радиусов изгиба свободных сегментов дислокаций. На рис. 4 а, б и с приведены кривые изменения средней плотности дислокаций с температурой и деформацией монокристаллов Ni3Ge ориентации [139], [234] и [001]. Сравнение кривых р(е), полученных для разных ориентации, показывает, что микроструктурные параметры исследуемого сплава оказываются в значительной степени чувствительными к изменению ориентации оси деформирования. Общей чертой для всех ориентации является то, что несмотря на существенное влияние температуры на величину плотности дислокаций, в целом зависимости плотности и скорости накопления дислокаций от деформации в различных температурных интервалах описываются сходно изменяющимися с температурой кривыми р(е),

како темпы изменения кривых (также как и кривых упрочнения) существенно зависят ориентации. Вместе с тем, очевидно и различное поведение кривыхр(Е) в условиях

Рис.4 Зависимости средней плотности дислокаций от степени деформации для различных температур и ориентации, аэдрического и кубического скольжения: повышение температуры при прочих рав-< условиях при октаэдрическом скольжении приводит к формированию больших яностей дислокаций, в то время как в условиях кубического сдвига наблюдается )ЗТНое - уменьшение плотности дислокаций. Это является следствием того, что ■енсивность накопления дислокаций (dp/de) в случае октаэдрического скольжения зывается аномально зависимой от температуры.

Многочисленные экспериментальные данные показывают, что связь между |ряжением сдвига х при заданной скорости деформации и плотностью дислокаций р кет быть удовлетворительно описана соотношением:^

т = if + <xGbp1/2, (1)

tf - напряжения трения недислокационной природы, а - параметр междислокаци-юго взаимодействия. Соотношение (1) может быть использовано для анализа вкла-i в напряжения течения механизмов различной природы, проявляющихся в процес-;еформирования. Изменения напряжений течения могут быть обусловлены различии факторами:

1. Изменением сопротивления движению дислокаций, не связанного с межлокационным взаимодействием, которое может быть представлено, в свою оче-

ь, в виде двух слагаемых: Тр (Т) = т"р(т) + г*Г(Т), где- (Г) -сопротивление недисло-

ионного трения, связанное с собственно решеточным трением, взаимодействием тьзящих дислокаций с примесными атомами, ближним порядком, границами анти-!Ных доменов, антифазными границами деформационного происхождения и тому

обными неоднородностями кристаллического строения; т'г(Т) - напряжения само-

можения сверхдислокаций, определяемые специфическими механизмами, харак--ыми для сверхструктуры Иг- Первая группа механизмов слабо зависит от темпе-

рагуры, либо имеет отрицательную (нормальную) температурную зависимость, втора положительную (аномальную).

2. Изменением а(Т).

3. Модуль сдвига G(T) линейно уменьшается с температурой и его измененк не превышает в исследуемом интервале температур 25%.

4. Наконец существенным может оказаться вклад, связанный с накопление дислокаций (dp/de), которое, в отличие от чистых металлов, может быть аномальным. Полученные экспериментальные зависимости т(р1/2) (рис. 5)

f2 34J Г/39] 1001J

60

« с

540

О и

20

°0 4 8 12 16 20 0 4 8 12 16 20 0 10 20 30 40

м'мпа

Рис. 5. Зависимости между сдвиговыми напряжениями и корнем квадратным из средней плотности дислокаций для различных ориентации, для различных температур, за исключением криогенных, с неплохой точностью обн; руживают линейную зависимость сдвиговых напряжений х от корня квадратного i плотности дислокации. При криогенных температурах зависимость т(р1/2) может бьп аппроксимирована двумя отрезками из двух прямых, что указывает на наличие дв; стадий деформационного упрочнения в этом случае.

Соотношение (1) позволяет выделить вклады перечисленных механизмов пр изменении температуры от Т к Тм. Пренебрегая изменениями модуля сдвига, изм

нение деформирующих напряжений при заданной деформации может быть прибл: женно представлено как:

i

Лт, г Ат„ +~a(T,)Gb-p?— + АсЮЬрЦТ,), 2

РЧТ.)

где Дг^- изменения напряжений трения, Аг^-вклад, связанный с изменением интенсивности накопления дислокаций, Дта - изменение напряжений, обусловленное изменением параметра междислокационного взаимодействия. Эти вклады можно определить из экспериментальных зависимостей т(р"'). Тогда сопротивление деформированию может быть представлено как:

т(Т) = т(Т0) +1 Лт(Р + х 1 а(Т, УЭЬ ^ + Т АаОЪр 2 (Г,-) / 2 1 /

рЧто

а рис. 6 представлены результаты такого анализа для случая ориентации [234], |, [001]. В качестве исходной температуры использована Т0 = 77К , деформация

Рис. 6

Диаграммы температурного изменения вкладов в деформирующие напряжения для различных ориентаций оси деформации [234] (а), [139] (Ь) и [001] (с). 1-

сдвиговые напряжения, соответствующие температуре кипения азота

(температурно-независимая часть сдвиговых напряжений) хь(Т0), £=5%; 2-вклад, обусловленный изменением напряжений трения ДтР\ 3-изменение напряжений,

обусловленное изменением параметра междислокационного взаимодействия &та ; 4-вклад, связанный с изменением

интенсивности накопления дислокаций Дг^; 5-суммарное сопротивление

деформированию т1 . Точками обозначены экспериментальные значения те(Т).

"О 200 400 600 ВОО 1000

т,к

13 составляла 5%. Рассмотрим диаграмму температурного изменения вкладов в рмирующее напряжение (рис. 6 а). Все три вышеперечисленных вклада в темпе->ном интервале 77-293К возрастают, проявляя аномальную температурную зависть (рис. 7а) Наибольшее изменение сопротивления движению дислокаций на определяется возрастанием параметра а , остальные «20% возрастания дефор-ощих напряжений связаны с увеличением напряжений трения (»15%) и скорости ления дислокаций (»5%). Возрастание температуры до значений превышающих 1тную качественно изменяет зависимость вкладов от температуры: все вклады ъ до температуры 550-570К уменьшаются с возрастанием температуры. Превы-е этой температуры сопровождается дальнейшим уменьшением вклада, связан: падением параметра междислокационного взаимодействия и скорости нэкопле-ислокаций, в то время как напряжения трения ( тг возрастают, достигая значений

которой проводился

»150 МПа. Вследствие этого аномального возрастания г на суммарной зависимое г(Г) появляется второй размытый экстремум в области кубического скольжения.

Анализ вкладов (рис. 6) в деформирующие напряжения, проведенный по ai логичной схеме для ориентации [139] позволил установить следующее. В облас температур, где наблюдалось аномальное возрастание деформирующих напряжен! аномально возрастают вклады связанные с изменением напряжений трения и инт< сивности накопления дислокаций. При этом основной вклад вносят изменения нап| жений трения, которые значительно превышают вклад от изменения скорости накоги ния дислокаций (см. рис. 6). Изменение вклада, связанного с зависимостью napaMei а от температуры также немонотонно, однако его максимальное значение не совпа, ет с максимумом аномалии и приходится на комнатную температуру. Параметр а соответственно, связанный с ним вклад в деформирующие напряжения возраст; лишь в области 77-293К, обнаруживая падение при дальнейшем увеличении темпе| туры. Часть падающей зависимости а(Т) приходится на область, где имеет мес

октаэдрическое скольжение (Те 293-600К), часть на кубическое скольжение (Т>600 Особо отметим, что xr (Т) в этом случае не проявляет второй максимум. Это моя

быть связано с тем, что температура второго максимума в данном случае близкг температуре первого и, поэтому, максимумы не разделяются. Это, вероятно, справ! ливо, поскольку, при температуре 973К величины дtF , определяемые в ориентащ-

[234] и [139] в условиях кубического скольжения приближенно совпадают.

Ориентация [001] не исследовалась в нашей работе, однако данных, при1 денных в работах (см. сноску на стр. 7), достаточно для проведения анализа по aHaj гии с вышеприведенным. Отличительной особенностью экспериментов, проведенны: этих работах является то, что во всем исследованном температурном интервале (Tel 293К) деформация осуществляется октаэдричеекмм скольжением. В этих условк термическое упрочнение связано в основном с аномальным изменением напряжен трения, которые монотонно возрастают во всем температурном интервале (77-963 Для интенсивности накопления дислокаций аномалия выявлена начиная лишь с кс натной температуры, в то время как в интервале 77-293К интенсивность накоплен незначительно падает, либо не возрастает (рис. 6). Параметра аномален на начат ной стадии, так же как и в других ориентациях, лишь в области температур ниже кс натной, в то время как при температурах, превышающих комнатную, обнаруживг нормальное уменьшение с температурой. Второго пика на зависимостях г (Г) не < наруживается, в области температур 600-700К наблюдается изменение кривизны Kf вой г (Г), что может указывать на скрытое присутствие второго пика и косвенн

влияние его на зависимость тр(Т).

Традиционной является точка зрения, связывающая термическое упрочнен с блокировкой винтовых дислокаций, которая сопровождается образованием прямот нейных дислокаций. Сравнение особенностей накопления прямолинейных дислокац в монокристаллах NiäGe ориентации [001 ] с их накоплением в монокристаллах этого

лава, ориентированных для одиночного скольжения (ориентация [139]) показало, что ля прямолинейных дислокаций в ориентации [139] приблизительно в два раза >ньше, чем в ориентации [001] (рис. 76). Для обеих ориентаций на температурной висимости доли прямолинейных дислокаций выявляется максимум, приходящийся 'имерно на комнатную температуру, за которым следует снижение доли прямолиней-•IX дислокаций, несмотря на то, что сдвиговые напряжения и предел текучести про-лжают расти. Изменение длины прямолинейных дислокаций с деформацией также

1С. 7 Зависимости средней длины прямолинейных дислокаций от степени деформации (а) температурные зависимости доли прямолинейных дислокаций от степени деформации (б).

казалось, что скорость уменьшения длины ПД в ориентации с множественным ильжением значительно выше, чем для одиночного скольжения, что может быть >язано с тем, что длина заблокированных винтовых участков определяется длиной юбодных дислокационных сегментов, ограниченных стопорами, которые образовать вследствие междислокационных взаимодействий.

. Природа термического упрочнения сплавов со сверхструктурой Иг. Математическое моделирование термического упрочнения сплава ГМзСе.

Построена модель формирования барьеров Кира-Вильсдорф с учетом взаи-одействия скользящих дислокаций с дислокациями леса в которой произведены ^енки геометрических параметров барьеров Кира-Вильсдорф. Для этого был рас-иотрен процесс образования барьеров Кира-Вильсдорф на дислокационном сегменте 1нтовой ориентации, расположенном в плоскости (111), закрепленном междислокаци-нными реакциями. Показано, что ведущим параметром, определяющим длину барье-з является относительное изменение энергии АФГ при переходе сверхдислокации в гюскость куба (параметр у-^юо^т)), в то время как изменение напряжений в плос->сти куба не вызывает значительных изменений длины барьера. Проанализировано чияние на длину барьера торможения тт, которое испытывают дислокационные сег-енты при взаимодействии с точечными дефектами. Произведены оценки прочности арьера с учетом двумерного движения дислокации. Показано, что в этом случае мак-лмапьный вклад в сопротивление движению дислокации со стороны барьеров Кира-ильсдорф много меньше величины Спп/Ь. ,

Построена феноменологическая модель термического упрочнения сплэвое сверхструктурой Иг, в основу которой положено предположение о том, что термичес упрочнение определяется механизмами двух классов — механизмами, связанным поперечным скольжением сверхдислокаций винтовой ориентации и механизма! связанными с взаимодействием краевых сверхдислокаций с точечными дефекта! что включено в модель посредством учета двух существенно различающихся эфф тивных энергий активации процессов самоторможения дислокаций. В результате по чены системы дифференциальных уравнений.

В случае множественного скольжения:

¿а От

с!а 2-,'р К 1 т в-Ь-р J

т

а-в-Ь

2 -Гр

\п

'сА

V т

в-Ьр

+ С3е~ 1/2

В случае одиночного:

ф

с!а

с1т_ с1а

сА

Т

а-О-Ь

г- и 1/2

{ -и^кТ

+ С3е

Р С,е г —+ —-

1 I.

V Г С-Ь-Рй

/

В рамках модели показано, что изменения количества систем скольжения, в званные изменением ориентации оси деформации монокристаллов Г^зве, существен изменяют интенсивность накопления дислокаций, связанные с механизмами терми1 ского упрочнения.

Показано, что энергия активации самоблокировки .сверхдислокаций мож существенно зависеть от скорости ее движения, что может быть дополнительнь фактором ориентационной зависимости термического упрочнения.

Заключение

Закономерности, полученные при исследовании дислокационной структу; монокристаллов МзСе разной ориентации позволяют нам сделать определенные в: воды и предположения о механизмах термического упрочнения в сплавах со свер структурой Иг.

Прежде всего это касается механизма Кира-Вильсдорф, который традицион! считается основным, а чаще всего и единственным механизмом термического упро нения. Обнаруженные нами факты требуют критического взгляда на этот механиз! Это касается в первую очередь невозможности понять эволюцию дислокационн< структуры в высокотемпературной области термического упрочнения, гда имеют мес" наиболее сильные эффекты аномалии и в то же время прямолинейные дислокацио ные конфигурации, характерные для барьеров Кира-Вильсдорф оказываются выте

энными искривленными дислокациями; в некоторых случаях в области максимума емпературной аномалии доля прямолинейных дислокаций не превышает 5%. Это вставляет нас относиться критично к определяющей роли механизма Кира-Зильсдорф в высокотемпературной области. В тоже время низкотемпературная обметь термического упрочнения, а также область средних температур, где диффузион-1ые процессы еще не развиты дают свидетельства о наличии эффектов, связанных с >бразованием барьеров Кира-Вильсдорф. Здесь имеет место возрастание плотности 1рямолинейных дислокаций и аномальное изменение параметра междислокационного ¡заимодействия, интенсивность накопления дислокаций может определяться процес-;ом образования барьеров Кира-Вильсдорф.

Для понимания эволюции дислокационной структуры в высокотемпературной збласти необходимо учитывать воздействие температуры, как фактора, активирующего 1роцессы диффузии и самодиффузии, а следовательно и процессы взаимодействия точечных дефектов с дислокациями. Только с привлечением процессов переползания дислокаций краевой ориентации, как процессов диффузионной самоблокировки сверх-цислокаций, могут быть поняты такие факты как отсутствие прямолинейных дислокаций в области высокотемпературного пика аномалии, малая подвижность краевых дислокаций в условиях кубического скольжения, наличие аномальной зависимости напряжений течения и интенсивности накопления дислокаций в условиях кубического ;кольжения в области высоких температур.

Установленные в работе закономерности позволяют предположить, что термическое упрочнение определяется, по крайней мере, механизмами двух классов — механизмами, связанными с поперечным скольжением сверхдислокаций винтовой ориентации, которые в конечном счете являются следствием изменения структуры сверхдиспокационного ядра под воздействием температуры, и механизмами, связанными с переползанием краевых сверхдислокаций, вследствие их взаимодействия с точечными дефектами разного типа.

Это не означает, что механизмы других классов, например таких как восстановление дальнего порядка, релаксация антифазных границ, образование атмосфер и тому подобное, не имеют места в термическом упрочнении. Однако большинство особенностей эволюции дислокационных структур, установленных нами в предлагаемой работе может быть понято в предположении существования механизмов двух классов, в разной степени проявляющихся в различных интервалах температур.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

1. Зависимость предела текучести от температуры монокристаллов сплава ЫЬве многостадийна и проявляет существенные качественные и количественные различия для различных ориентаций кристаллов. Для описания многостадийной температурной зависимости предела текучести различно ориентированных монокристаллов Мзве необходимо привлечение процессов с различными энергиями активации: представляется необходимым допущение о двух энергиях активации процесса термического упрочнения как на восходящей ветви пика аномалии, так и на нисходящей.

2. В ориентациях близких к направлению [111] впервые обнаружено явлени термического упрочнения в условиях кубического скольжения, которое не может быт объяснено с позиции механизма Кира-Вильсдорф.

4. Установлено, что температура и ориентация оказывают существенно влияние на вид и форму кривых течения монокристаллов сплава Ni3Ge: в целом на блюдается изменение кривизны кривых упрочения при увеличении температуры о кривых обращенных выпуклостью вниз к кривым обращенных выпуклостью ввер» Темпы изменения кривизны возрастают по мере изменения ориентации оси деформа ции от направления [111] к направлению [001]. При этом термическое упрочнение i большей степени проявляется в ориентациях близких к [001].

5. Дислокационная структура исследуемого сплава является сетчатой струк

- VI

турой, в которой выполняется соотношение г = rp + a Gbp , вне зависимости явля ется ли скольжение октаэдрическим или кубическим; тип наблюдаемой дислокацион ной структуры мало меняется в данном сплаве с изменением температуры, степем деформации и ориентации. Основные изменения в дислокационной структуре связань с изменением количества прямолинейных дислокаций и вовлечением в процесс де формации дислокаций, скользящих в плоскостях куба.

6. Анализ изменений параметров ДС, оценка вкладов в деформирующие на пряжения, проведенные с использованием экспериментально установленного соотно шения г = тг + a Gbp"2, показывают, что деформирующие напряжения изменяютс?

аномально вследствие двух причин: как вследствие изменения tf, так и вследствие

. 1/2 .

изменения вклада со стороны междислокационного взаимодеиствия (aGbp ), npi-этом параметр междислокационного взаимодействия а имеет различные температур ные зависимости для октаэдрического и кубического скольжения: для окгаэдрическогс скольжения зависимость а(Т) расщепляется на две составляющие: нормально зависимую от температуры и аномально при переходе от комнатной температуры к температуре кипения азота, а для кубического скольжения а(Т) имеет нормальную отрицательную зависимость от температуры;

7. В случае кубического скольжения вклад в деформирующие напряжения сс стороны междислокационного взаимодействия всегда проявляет нормальную температурную зависимость, в то время как вклады, связанные с самоторможением и интенсивностью накопления дислокаций в некоторых температурных интервалах аномальны;

8. Интенсивность накопления дислокаций в ориентации для множественного октаэдрического сдвига ниже, чем в случаях одиночного скольжения. В случае октаэдрического скольжения интенсивность накопления дислокаций изменяется с температурой аномально, в то время как в случае кубического носит преимущественно нормальный характер, проявляя склонность к аномальному накоплению дислокаций лишь в области второго пика аномалии в ориентациях близких к [111].

9. Экспериментальные закономерности термического упрочнения сплавов со сверхструктурой L1 г удовлетворительно описываются с помощью феноменологической модели, в основу которой положено предположение о том, что термическое упрочнение

чределяется механизмами двух классов — механизмами, связанными с поперечным :ольжением сверхдислокаций винтовой ориентации и механизмами, связанными с >аимодействием краевых сверхдислокаций с точечными дефектами, что включено в эдель посредством учета двух существенно различающихся эффективных энергий тивации процессов самоторможения дислокаций.

Основное содержание диссертации опубликовано в следующих работах:

Соловьева Ю.В., Абзаев Ю.А., Старенченко В.А Ориентационная зависимость термического упрочнения сплава NhGe со сверхструктурой Нг.// VI семинар «Структура дислокаций и механические свойства сплавов». Екатеринбург. -1993.-С.75.

Локализация пластической деформации в монокристаллах сплава NhGe./ В.А. Старенченко, Ю.А. Абзаез, Т.А. Шалыгина, Ю.В. Соловьева // VI семинар «Структура дислокаций и механические свойства сплавов». Екатеринбург. -

1993.-С.74.

Температурная и ориентационная зависимость напряжений течения монокристаллов NisGe./ В.А. Старенченко, Ю.А. Абзаев, Ю.В. Соловьева, Э.В. Козлов// I международная конференция «Актуальные проблемы прочности». Новгород.-

1994. - С. 102.

Старенченко В.А., Абзаев Ю.А., Соловьева Ю.В., Козлов Э.В. Термическое упрочнение монокристаллов NhGe, ориентированных для одиночного скольже-ния.//ФММ-1995. - № 1. - С. 147-155.

Абзаев Ю.А., Соловьева Ю.В., Козлов Э.В., Чернышев А.И., А. П. Ермолаев К расчету сдвиговых напряжений в монокристаллах сплава NhGe.//Изв. вузов. Физика. - 1995. -№ 6. - С.49-53.

Старенченко В.А., Соловьева Ю.В., Абзаев Ю.А., Попов Л.Е. Динамика дислокаций и термическое упрочнение в сплавах со сверхструктурой И2.//ИЗВ. вузов. Физика. -1996.-№2.-С.57-61.

Старенченко В.А., Соловьева Ю.В., Абзаев Ю.А., Николаев В. И., Шпейзман В.В., Смирнов Б.И. Ориентационная зависимость термического упрочнения монокристаллов сплава Ni3Ge.//®TT. - 1996. - №11. - С.3050-3058.

Соловьева Ю. В., Абзаев Ю. А., Старенченко В.А. Дислокационная структура монокристаллов сплава Ni3Ge в условиях кубического скольжения.// Международная школа-семинар «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах». Барнаул, 1996. - С. 10.

Абзаев Ю. А., Соловьева Ю.В. Распределение локальных напряжений в монокристаллах Ni3Ge.//H3B. вузов. Физика. -1997. - № З.-С. 87-92.