ОГЛАВЛЕНИЕ
Введение..................................................................3
1. Пластичность интерметаллических соединений со сверхструктурой Ыг 9
1.1. Аномалия температурной зависимости предела текучести. Многостадийность..........................................................9
1.2. Кривые течения......................................................24
1.3. Механические свойства сплавов со сверхструктурой 1Л2 в опытах по вариации скорости деформации.............................................27
1.4. Механические свойства сплавов со свсрхструктурой Ы2 в опытах по релаксации напряжений....................................................38
1.5. Проблемы термоактивационного анализа пластической деформации сплавов со сверхструктурой Ь12...........................................42
1.6. Постановка задачи...................................................49
2. Материал и меюдика экспериментальных исследований........................57
2.1. Материалы исследования.............................................57
2.2. Методика механических испытаний....................................67
2.3. Графическая обработка экспериментальных данных.....................71
3. Влияние скорости деформации на пластическое поведение монокристаллов
сплава М3Се..............................................................76
3.1. Форма скачка напряжений при вариации скорости деформации............76
3.2. Анализ наблюдаемой формы скачка напряжений сплавов со
сверхструктурой 1Л2. Аномальная и нормальная составляющая скачка напряжений...........................................................90
3.3. Анализ различных параметров, полученных из диаграмм ступенчатого
нагружения монокристаллов М3Сс ориентации [0 0 1]............97
3.3.1. Зависимость полного скачка напряжений, аномальной и нормальной составляющей скачка напряжений от температуры, деформации и приложенного напряжения...............................................97
3.3.2. Влияние величины вариации скорости деформации на скачок напряжений и его составляющие.........................................105
3.3.3. Влияние отклонения от стехиометрии атомного состава фазы М3Се на скачок напряжений и его составляющие..................................116
3.3.4. Скоростная чувствительность монокристаллов сплава М3Ое ориентации [0 0 1] в сравнении со скоростной чувствительностью монокристаллов чистого N1............................................................122
2‘
Us
3.3.5. Влияние скорости деформации на величину коэффициента
деформационного упрочнения.......................................138
3.4. Анализ различных параметров, полученных из диаграмм ступенчатого
нагружения монокристаллов Ni3Ge ориентации [ 2 3 4]..................140
\
3.5. Времена переходных процессов........................................149
3.6. Кривые течения при различных скоростях деформации. Скоростная чувствительность из опытов с постоянной скоростью деформации на разных образцах...........................................................153
4. Пластическое поведение монокристаллов сплава Ni3Ge в опытах по вариации
температуры деформации...................................................159
4. 1. Вариация температуры деформации на монокристаллах Ni3Ge ориентации
[0 0 1]. Закон Коттрелла-Стокса.....................................159
4.2. Разделение скачка напряжений при вариации скорости деформации на
нормальную и аномальную составляющие................................161
4.3. Анализ коэффициентов в законе Котгрелла-Стокса......................163
4.4. Вариация температуры испытания при деформации монокристаллов сплава
Ni3Gc, имеющих ориентацию отличную от направления [0 0 1]...........169
5. Температурная аномалия пластического поведения сплавов со сверхструктурой Ыг в опытах по релаксации напряжений....................................175
5.1. Кривые релаксации...................................................175
5.2. Скорость деформации при релаксации..................................175
5.3. Температурная зависимость скорости деформации при релаксации........177
6. Термоактивационный анализ пластической деформации сплавов со сверхструктурой L12.....................................................185
6.1. Измерение активационного объема пластической деформации монокристаллов Ni3Ge..............................................185
6.2. Оценки плотности дислокаций по величине активационного объема.......198
6.3. Энергии активации контактного взаимодействия сверхдислокаций........209
6.4. Энергии активации термического упрочнения (энергии активации «аномальных» механизмов)..........................................219
ЗАКЛЮЧЕНИЕ....................'............................................227
ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ ЛИТЕРАТУРА......................
238
.241
Введение
Актуальность темы диссертации. Широкое техническое использование интерметаллидов, которые применяют для изготовления горячих частей двигателя внутреннего сгорания, деталей дизельных двигателей и оснащения высокотемпературных печей [1,2], лопаток газотурбинного двигателя, применяют как магнитные материалы, используют для обеспечения высокотемпературных релейных контактов, в ювелирной технике определяет необходимость изучения различных свойств данных материалов. В особенности это касается выяснения закономерностей и механизмов пластической деформации интерметаллидов со сверхструктурой Ь12. Связано это с тем, что именно для данной группы материалов наиболее ярко выражено свойство термического упрочнения, которое проявляется в том, что предел текучести и напряжения течения по мере нагревания увеличиваются в 5-10 раз. Не вызывает сомнений необходимость и важность исследования природы этого уникального явления как с практической, так и с теоретической точки зрения.
Настоящая работа является логическим продолжением и развитием цикла исследований [3-18, 19, 20, 21, 22, 23, 24, 25, 26], проведенных в разные годы на монокристаллах сплавов со сверхструктурой 1Л2. Особенно подробно в данных работах изучены закономерности термического и деформационного упрочнения монокристаллов сплава ЭДзве, имеющих различные ориентации осей сжатия. Высокая степень детализации, с которой были получены температурные зависимости предела текучести (шаг по температуре составлял 50-70°), позволила обнаружить стадии термического упрочнения, и выявила существенную зависимость стадийности от ориентации оси деформации монокристаллов [10]. Для объяснения стадийности температурных зависимостей предела текучести была предложена теоретико-феноменологическая схема, в основе которой лежит принцип суперпозиции нескольких механизмов термического упрощения и разупрочнения [10, 21]. Исследования механических свойств монокристаллов сплава Мзве были дополнены исследованиями эволюции дислокационной структуры [6, 7, 8, 9, 13, 26], которые позволили получить ряд важных количественных параметров и соотношений, выделить вклады в напряжения течения со стороны различных механизмов деформации. Построена математическая модель термического и деформационного упрочнения сплавов со сверхструктурой Ы2> в которой использованы некоторые эмпирические
4
соотношения и параметры, полученные в ходе экспериментальных исследований [4,27, 28,29, 30].
В то же время остается еще целый ряд невыясненных вопросов. Касаются они, прежде всего, проблемы проведения термоактивационного анализа пластической деформации на сплавах со сверхструктурой Ы2 и получения в результате термоактивационных параметров, определяющих конкретные механизмы пластической деформации, с одной стороны. С другой стороны, недостаточно изученным является само пластическое поведение данных сплавов в опытах, которые традиционно проводятся в ходе термоактивационного анализа: в опытах с вариацией скорости деформации, в опытах с вариацией температуры деформации, релаксации напряжений. До сих пор недостаточно ясными являются отличия пластического поведения упорядоченных сплавов в опытах с вариацией скорости и температуры деформации, в опытах по релаксации напряжений от пластического поведения чистых металлов и неупорядоченных сплавов в аналогичных видах деформационных испытаний.
Исходя из вышеизложенного, основной целью настоящего исследования стало экспериментальное и теоретическое изучение закономерностей деформационного и термического упрочнения монокристаллов сплава Мзве при разных видах нагружения с целью выявления механизмов, лежащих в основе наблюдаемых закономерностей. Формирование принципиально новых подходов к термоактивационному анализу сплавов со сверхструктурой Ь12.
Для достижения цели исследования были поставлены следующие основные задачи:
1. Изучить влияние скорости пластической деформации на напряжения течения монокристаллов сплава МзСе, имеющих разные ориентации оси деформации в опытах с вариацией скорости деформации и в опытах с получением полных кривых течения при разных скоростях деформации.
2. Исследовать пластическое поведение монокристаллов сплава Мэве, имеющих разные ориентации оси деформации, в опытах с вариацией температуры деформации.
3. Исследовать пластическое поведение монокристаллов сплавов МзСе в опытах по релаксации напряжений.
4. Сравнить полученные закономерности с пластическим поведением монокристаллов чистого N1 и монокристаллов №3А1 (сплав изоморфный №3Се).
5. Разработать принципиально новый подход к проведению термоакгивационного анализа в сплавах с аномальной температурной зависимостью механических свойств. Получить термоакгивационные параметры пластической деформации для монокристаллов сплава ЭДзве. Поставленные задачи были решены в ходе диссертационного исследования. Основными методами исследования в работе являются механические
испытания монокристаллов с использованием различных схем нагружения: одноосного статического сжатия, релаксации деформирующих напряжений, вариации скорости и температуры деформации. Исследование деформационного рельефа монокристаллов проводилось с помощью оптической микроскопии и растровой электронной микроскопии. Тестирование и ориентировка монокристаллов осуществлялись с использованием методов рентгеноструктурного анализа.
Достоверность полученных экспериментальных результатов, обоснованность выносимых на защиту положений, выводов, сформулированных в работе, обеспечена корректностью постановки задачи, использованием современных методов исследования структуры и физико-механических свойств, воспроизводимостью результатов и согласованием результатов, когда это возможно было сделать, с данными других исследователей.
Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, шести глав, заключения, основных выводов и списка литературы из 167 наименований. Общий объем составляет 256 страниц машинописного текста, включающий 156 страниц текста, 161 рисунок и 10 таблиц.
В первой главе представлен обзор литературы, посвященной различным аспектам проблемы термического и деформационного упрочнения сплавов со сверхструктурой Ы2. Особое внимание уделено рассмотрению известных фактов, касающихся пластического поведения сплавов со сверхструктурой Ь12 в опытах по релаксации напряжений и вариации скорости деформации. Рассмотрены основные проблемы термоакгивационного анализа сплавов со сверхструктурой Ы2. В конце первой главы формулируется задача диссертационной работы. Во второй главе описываются основные методики экспериментальных исследований, примененные
в настоящем исследовании. Третья, четвертая, пятая и шестая главы являются оригинальными. Третья глава посвящена изучению влияния скорости деформации на пластическое поведение монокристаллов сплава ЭДзве анализу и обсуждению результатов, полученных в опытах по вариации скорости деформации. Дано объяснение наблюдаемой сложной формы скачка напряжений при вариации скорости деформации. Предложена методика разделения скачка напряжений на нормальную и аномальную составляющую. На основании предложенной методики выполнен анализ нормальной и аномальной составляющих скачка напряжений при вариации скорости в условиях октаэдрического и кубического скольжений. Изучено влияние диапазона изменения скоростей деформации и химического состава сплава на составляющие скачка напряжений. В четвертой главе описаны опыты по вариации температуры деформации, которые показали, что также как и в случае вариации скорости деформации, скачок напряжений при вариации температуры может быть разделен на нормальную и аномальную составляющие. В пятой главе приведены результаты изучения пластического поведения монокристаллов сплава ОДСе в опытах по релаксации напряжений. Была обнаружена аномальная температурная зависимость скорости ползучести в условиях релаксации напряжений. В шестой главе сформулирован и реализован новый подход к проведению термоактивационного анализа для сплавов со сверхструктурой Ыг, обладающих аномальной температурной зависимостью механических свойств. В основу данного подхода положен принцип суперпозиции механизмов, дающих нормальный и аномальный отклики на изменение скорости или температуры деформации. На основании анализа нормальных составляющих скачка напряжений, полученных из опытов по вариации скорости и температуры деформации, были вычислены эффективные активационные объемы и энергии активации контактного взаимодействия сверхдислокаций. Выявлены отличия в характере изменения эффективного активационного объема с температурой в случае октаэдрического скольжения и в случае кубического. Проведена оценка плотности дислокаций с использованием величин активационных объемов, которая показала совпадение порядка полученных величин со значениями плотностей дислокаций, измеренных с помощью методов просвечивающей дифракционной
7
электронной микроскопии. Получены энергии активации пересечения сверхдислокаций для октаэдрического и кубического скольжений.
Научная новизна. В рамках единого исследования на монокристаллах ЭДзве со специально подобранными ориентациями осей деформации проведено комплексное изучение термического и деформационного упрочнения в условиях различных видов нагружений, позволившее получить ряд новых результатов.
Дана физическая грактовка пластического поведения интерметаллидов со сверхструктурой Ы2 в опытах с вариацией температуры и скорости деформации на основе концепции суперпозиции механизмов пластической деформации, реализующихся в чистых металлах и механизмов, определяющих аномальную температурно-скоростную зависимость механических свойств сплавов со сверхструктурой Ы2.
Предложен новый подход к анализу скоростной чувствительности напряжений течения сплавов со сверхструктурой Ы2, который позволяет проанализировать отдельно скоростные чувствительности, связанные с механизмами, дающими аномальную и нормальную реакции на изменение скорости деформации. Исследована скоростная чувствительность монокристаллов ЭДзве в зависимости от температуры и приложенных напряжений и вида скольжения.
Предложен принципиально новый подход к проведению термоактивационного анализа в сплавах с аномальной температурной зависимостью механических свойств. Разработаны методики для реализации предложенного подхода. Получены энергии активации кошгактного взаимодействия сверхдислокаций и величины активационных объемов.
Научное и практическое значение результатов работы. Полученные в работе экспериментальные и теоретические результаты, установленные феноменологические соотношения и зависимости углубляют физические представления о природе температурного и деформационного упрочнения сплавов со сверхструктурой Ы2 и высокой энергией антифазных границ. Данные о механических свойствах, полученные в работе, могут быть использованы для различных схем механотермической обработки сплавов со сверхструктурой Ы2.
На защиту автор выносит следующие результаты:
1. Установленные качественные закономерности изменения формы скачка напряжений при вариации скорости деформации монокристаллов сплава
8
Щве различной ориентации. Теоретическую схему разделения полного скачка напряжений на нормальную и аномальную составляющие. Результаты количественного анализа полного скачка напряжений и его составляющих от температуры, приложенных напряжений, ориентации оси деформации, диапазона изменения скорости деформации, отклонения от стехиометрии состава сплава.
2. Обнаруженное автором явление аномальной скоростной зависимости напряжений течения в условиях кубического скольжения.
3. Совокупность экспериментальных данных по вариации температуры деформации монокристаллов сплава №3Се различной ориентации. Методику разделения полного скачка напряжений при вариации температуры деформации на нормальную и аномальную составляющие.
4. Обнаруженную автором аномальную температурную зависимость скорости ползучести в условиях релаксации напряжений.
5. Новый подход к проведению термоактивационного анализа в сплавах с аномальной температурной зависимостью механических свойств, основанный на концепции суперпозиции «нормальных» и «аномальных» механизмов упрочнения сплавов со сверхструкгурой Ыг. Совокупность термоактивационных параметров монокристаллов сплава Ы13Се различной ориентации оси деформации, полученных на основе данного подхода.
9
1. Пластичность интерметаллических соединений со сверхструктурой Ь12
1.1. Аномалия температурной зависимости предела текучести.
Многостадийность
Характерным свойством упорядоченных сплавов со сверхструктурой Ы2 является наличие максимума - «пика» - на температурной зависимости предела текучести и напряжений течения. В монокристаллах скольжение дислокаций до «пика» происходит по плоскостям октаэдра [31 ], уменьшение напряжений течения за «пиком» аномалии связывают с вовлечением в процесс деформации скольжения дислокаций по плоскостям куба [31]. В большинстве ранних экспериментальных работ [31-33] были получены гладкие зависимости предела текучести монокристаллов различных сплавов с Ы2 сверхсгруктурой от температуры для разных ориентаций оси деформации монокристаллов, на которых отсутствовали признаки немонотонности возрастания и убывания предела текучести с температурой (рис. 1.1). Исследования, проведенные в данных работах, осуществлялись с достаточно большим шагом по температуре: 150-4-200 °С, в связи с чем в ранних работах был упущен немонотонный характер аномалии механических характеристик монокристаллов сплавов со сверхсгруктурой Ы2. Вместе с тем данные исследования впервые дали представления о величине аномального эффекта в данном классе сплавов и некоторых особенностях влияния ориентации оси деформации на характер термического упрочнения. Уже первые более подробные исследования температурных зависимостей предела текучести с шагом по температуре 50-100° выявили немонотонность возрастания и убывания предела текучести с температурой [35, 36, 3]. Было установлено, что на температурной зависимости выделяются стадии с разными скоростями возрастания и убывания предела текучести (рис. 1.2).
Наиболее подробное исследование явления термического упрочнения проведено, в том числе и автором диссертационной работы на сплаве №3Се [4-18]. Этот сплав обладает высокой энергией упорядочения и соответственно высокой
Л
энергией антифазной границы (АФГ) £~250-300 эрг/см , что в конечном итоге проявляется в сильно выраженном эффекте термического упрочнения и значительной ориентационной зависимости механических характеристик. На рис.
1.3 приведены зависимости критического напряжения сдвига от температуры для
10
120
а)
§30
40
№3(А1,Ш)
б)
Ы13А1
сЗ
I 80
40
№30е
г)
№3Са
400
800
1200 ХС^
400
800
1200
Рис. 1.1. Температурная зависимость предела текучести монокристаллов сплавов со сверхструктурой Ыг [31-34].
11
Рис. 1.2. Многосталийные зависимости пределов текучести поликристаллов (а) М1зА1 [35], (б) монокристаллов №з(А1/П) [36], (в) монокристаллов Мзва, ЭДзвс [3].
монокристаллов Мзвс пяти ориентаций оси деформации: [ 111], [ 234], [ 4 9 17], [ 1 3 9], [00 1 ]. Хорошо видно, что закон Шмида-Боаса выполняется для кубического скольжения за “пиком“ аномалии (рис. 1.3 а), и не выполняется для октаэдрического скольжения в области положительной температурной зависимости механических характеристик (рис. 1.3 б), что находится в согласии с экспериментальными закономерностями проявления температурной аномалии, описанными в работах [33, 37-39]. Наблюдаются существенные качественные изменения в общем характере зависимости предела текучести от температуры при изменении ориентации оси деформации кристаллов от вершины стереографического треугольника [0 0 1] к вершине [Т 1 1]. Это, в свою очередь, позволяет разделить полученные зависимости на жесткие ориентации, вблизи угла [0 0 1 ], и более мягкие ориентации в центре и ближе к полюсу [111] на стереографическом треугольнике.
Для кристаллов жестких ориентаций наблюдается сильное термическое упрочнение (в случае ориентации [13 9] от минимального значения предел текучести возрастает более чем на порядок, в ориентации [0 0 1] - в семь раз). Максимум на кривой Тод%(Т) смещен в область более высоких температур по отношению к остальным исследованным ориентациям: Тр=550 К для ориентации [13 9], в ориентации [0 0 1] предел текучести возрастает, либо остается постоянным на всем исследованном температурном интервале. Для жестких ориентаций выделяются две стадии термического упрочнения на восходящей ветви аномалии. Обнаруживается стадия с относительно медленным возрастанием предела текучести (для ориентации [13 9] интервал 77-400 К, для [001] интервал 4,2-320 К) и стадия с высокой скоростью роста предела текучести (для [ 7 3 9] -интервал 400-550 К, для [0 0 1] - интервал 320-650 К). Уменьшение предела текучести также двухстадийно: стадия с высокой скоростью термического разупрочнения сменяется медленным снижением предела текучести с температурой (ориентация [ I 3 9]).
13
Т,К
Рис. 1.3. Ориентационная зависимость термического упрочнения монокристаллов сплава КЧ3Сс [10]. Приведенные скалывающие напряжения в первичной кубической системе скольжения (а); первичной октаэдрической системе скольжения (б).
14
Вид кривых т0.2%(Т), полученных для “мягких” ориентаций ([ 111], [ 2 3 4], [ 4 917]), качественно отличается от рассмотренных выше. В этом случае (ориентации [111], [ 2 3 4]) на зависимости То,2%(Т) наблюдаются два максимума: низкотемпературный, приходящийся на температуры, лежащие вблизи комнатной (Т»297К, Т«250К), и высокотемпературный, выраженный менее ярко и носящий размытый характер. Значение температуры второго максимума принадлежит интервалу 550.'..650К. В целом, на этих температурных зависимостях выделяются три стадии: стадия возрастания предела текучести до максимального значения, стадия достаточно резкого уменьшения предела текучести и стадия, соответствующая второму максимуму. Следует отметить, что для сплавов с высокой энергией ЛФГ характерна аномальная зависимость предела текучести в области криогенных температур. В монокристаллах сплава №зве это прослежено для трех ориентаций: [0 0 1], [ Т 1 1], [ 2 3 4] [11].
Уменьшение энергии АФГ в сплавах со сверхструктурой Ыг приводит к существенным изменениям зависимостей предела текучести от температуры. В низкотемпературной области возникает характерная для чистых металлов
отрицательная зависимость то,2%(Т) (д^д^£0). Затем эта стадия сменяется
аномальным ростом напряжений течения с температурой, однако для неё характерна более низкая (по сравнению с наблюдаемыми на сплавах с высокой энергией АФГ) скорость термического упрочнения, и более низкие максимальные значения деформирующих напряжений, соответствующие пику температурной аномалии. Такие особенности температурной зависимости предела текучести характерны для сплавов Р^ва, Резва, Р138Ь, PtзZn, Р13Сг [40, 41]. Очень слабое аномальное увеличение предела текучести с температурой демонстрируют сплавы №зМп [42], М13Ре [19, 20, 43, 44], (рис. 1.4). В них максимальная величина предела текучести достигается в точке фазового перехода порядок-беспорядок.
В работе [10] было высказано предположение, что немонотонный характер скорости изменения предела текучести с температурой на восходящей ветви пика аномалии связан с суперпозицией механизмов торможения винтовых и краевых компонент расширяющейся в процессе деформации сверхдислокационной петли. Поскольку зависимость от ориентации оси деформации кристаллов в разной степени проявляется для винтовых и краевых свсрхдислокаций, то при некотором
15
ТЕМПЕРАТУРА °С
ТЕМПЕРАТУРА °С
ТЕМПЕРАТУРА °С
Рис. 1.4. Зависимость предела текучести от температуры для сплава МэИе. а, с-монокристаллы, Ь-поликристаллы [ 19, 20, 43, 44].
16
выборе ориентации возможно появление двух пиков аномалии в разных температурных интервалах. Если учесть, что в отличие от механизмов поперечного скольжения механизмы торможения, определяемые диффузионным переползанием краевых сверхдислокаций, могут проявляться как для дислокаций, движущихся в 01сгаэдрических плоскостях, так и для кубических дислокаций, то естественно связать наблюдаемый высокотемпературный пик в монокристаллах ОДСе (ось деформации [ 2 3 4]) (рис. 1.3, б) с диффузионными механизмами.
Обсудим подробнее возможное влияние механизмов различного типа на вид температурной зависимости предела текучести в сплавах со сверхструктурой Ы2. Деформирующее напряжение, соответствующее макроскопическому пределу текучести (е » 0,2%), в аддитивном приближении может быть представлено как:
V =г/(т)+г;(т)+а(т)С^2 • (1.1)
Здесь т/ (Т) - сопротивление движению дислокации, связанное с преодолением
стопоров недислокационной природы. В сплавах со сверхструктурой Ы2 этот вклад прежде всего связан с разрушением ближнего и дальнего порядка, перерезанием антифазных границ, преодолением барьеров Пайсрлса. */ (Т)-термоактивируемое самоторможение сверхдислокаций, связанное с
действием механизмов Кира-Вильсдорфа [31] и осаждением точечных дефектов
[45]. Наконец, третий член соотношения (1.1) описывает вклад, связанный с междислокационным взаимодействием. Каждый из этих членов по-разному реагирует на изменение температуры и может по-разному изменяться в различных температурных интервалах. Величина и характер температурной зависимости этих вкладов чувствительны к типу дислокаций, осуществляющих скольжение.
Рассмотрим качественную картину изменения сопротивления движению дислокаций в зависимости от типа дислокаций, осуществляющих деформацию. Будем рассматривать расширение дислокационной петли, сгенерированной дислокационным источником, как основной механизм, формирующий сдвиг в кристалле. Пусть пластическая деформация осуществляется движением свсрхдислокаций в плоскостях (111), то есть имеет место октаэдрическое скольжение. В этом случае возможны два процесса, приводящие к возрастанию сопротивления движению сверхдислокаций. Первый из них - традиционный
механизм Кира-Вильсдорфа торможения винтовой компоненты дислокационной петли. Его эффективность определяется энергией активации поперечного скольжения и может быть описана соотношением [31]:
М1(£(П1)»1’)
г, = г'" ехр
(1.2)
кТ
где г - касательное напряжение; м,(^(1И),г)-энергия активации поперечного скольжения; £(|||) -энергия антифазных границ в плоскости октаэдра. Максимальный эффект, достигаемый в этом случае - ^соответствует напряжению, необходимому для расширения дислокационной петли, которая со стороны винтовой компоненты испытывает сопротивление £(П|)/£>, а со стороны краевой -
много меньшее, определяемое се пересечением с дислокациями леса. Максимальное значение сопротивления деформированию при этом определяется неравенством т<£(1П)/Ь. В предположении, что дислокационная петля
прямоугольна и расширяется, сохраняя подобие, покажем, что в среднем сопротивление сдвигу будет определяться соотношением:
г = ^(г,+гу), (1.3)
где тг - сопротивление движению винтовых дислокаций, г, - краевых. Для этого рассмотрим процесс расширения прямоугольной дислокационной петли. Элементарная работа, совершаемая при расширении петли, равна:
5А = , (1.4)
где Д5, и Д£,,—площади, заметаемые, соответственно, винтовой и краевой компонентой петли. Внешнее приложенное напряжение г совершает при этом работу:
8А = т£Д5, (1.5)
где Д5— площадь, заметаемая дислокационной петлей в целом. Приравнивая работы, получим из (1.4) и (1.5)
18
При равномерном расширении прямоугольной дислокационной петли А5 Д5, 1
—'- = —- = —, откуда следует соотношение (1.3). Схематично изменение г, в Д51 Д5 2
отсутствие диффузионного торможения краевой компоненты сверхдислокационной петли показано на рис. 1.5 (кривая 2), где максимальный эффект не достигает величины £{{1{)/Ь.
С ростом температуры деформации достигаются области высокой подвижности вакансии, при этом дислокационная петля может блокироваться и со стороны краевой компоненты. Эффективность этого процесса зависит от двух факторов - величины расщепленности свсрхчастичной дислокации и подвижности точечных дефектов:
иг(£(\\\)>т)
г =«! г*2> ехр
кТ
^ехР(--£р)> О-7)
где и2— энергия активации сощепления краевой дислокации; иь— энергия активации движения точечного дефекта 1-го типа. Вид соотношения (1.7) связан с тем, что вероятность элементарного процесса переползания дислокации— осаждения точечного дефекта определяется в случае расщепленной дислокации вероятностями двух независимых событий: сощепления сегмента дислокации и перескока точечного дефекта на линию сощспленной дислокации. Точечный дефект может осаждаться и на расщепленную сверхчастичную дислокацию, но такой процесс не сопровождается переползанием сверхдислокации. Эффект, связанный с переползанием краевых дислокаций, может при заблокированной винтовой компоненте повышать сопротивление расширению дислокационной
петли до предельных значений . Схематично этот вклад представлен на
Ь
рис. 1.5 (кривая 3).
Достижению деформирующими напряжениями предельных величин препятствует вовлечение в процесс деформирования скольжения дислокационных петель в плоскости куба. Возрастание температуры деформации оказывает двойственное влияние на сопротивление движению дислокационных петель в плоскости куба. С одной стороны, повышение температуры вызывает увеличение
19
ш
І
£
£
о>
'-і
и>
ї.
£
§
І
8
температура температура
Рис. 1.5. Схемы температурной зависимости сопротивления деформированию: 1-сопротивление деформированию, связанное с преодолением стопоров недислокационной природы и изменением междислокационного взаимодействия; 2 - сопротивление деформированию, связанное с торможением винтовой компоненты петли, движущейся в плоскости октаэдра; 3 -сопротивление деформированию, связанное с торможением краевой компоненты петли в плоскости октаэдра; 4 - сопротивление деформированию, связанное с диффузионным торможением краевой компоненты петли в плоскости куба; 5 - сопротивление деформированию, связанное с движением винтовой компоненты петли в плоскости куба; б — сопротивление деформированию, связанное с переползанием дислокаций; 7 - суммарная кривая температурной зависимости предела текучести, а -энергии активации всех процессов близки; б - случай, когда энергии активации всех процессов сильно различаются; в - случай малой энергии активации процесса кубического скольжения; г - энергии активации всех процессов смещены в область высоких температур (Тс - температура фазового перехода порядок-беспорядок).
і і
20
подвижности винтовой компоненты петли, уменьшая деформирующее напряжение по закону:
иД^ои)»*’)
г = г<3) схр
(1.8)
кТ
где н3г)— энергия сощспления винтовых сверхчастичных дислокаций. На
рис. 1.5 этому соответствует кривая 5. С другой стороны, активация подвижности точечных дефектов и увеличение частоты сощеплений дислокационных сегментов приводят к диффузионному переползанию сверхчастичных кубических дислокации краевой ориентации. Этот эффект будет описываться соотношением (1.7), однако максимальные величины сопротивления движению дислокации в этом случае окажутся равными %{т)/Ь. (£(100)—энергия АФГ в плоскости куба). Известно,
что£(10О) ^4(\\\) И5], поэтому максимальный эффект торможения кубических
дислокаций меньше максимального эффекта торможения октаэдрических дислокаций. Энергии активации перечисленных выше процессов различны и зависят как от напряженного состояния кристалла, так и от физических параметров, определяемых элементным составом твердого раствора. При различных условиях это может приводить к различным типам температурной зависимости предела текучести. В зависимости от расположения кривых, определяющих вклады различных механизмов, возможен тот или иной характер температурной зависимости предела текучести в сплавах со сверхструктурой ЬЬ-На рис. 1.5, а-г приведены возможные варианты температурных аномалий, соответствующие наблюдавшимся экспериментально при детальных исследованиях предела текучести монокристаллов со сверхструктурой Ыг. Эти варианты показывают, что основные закономерности, наблюдаемые при детальном исследовании зависимости предела текучести от температуры, при исследовании монокристаллов, могут быть непротиворечиво объяснены при рассмотрении совокупного действия механизмов Кира-Вильсдорфа и механизмов взаимодействия дислокаций с точечными дефектами.
В случае сплавов с низкими энергиями антифазных границ на характер зависимости предела текучести от температуры существенную роль оказывают как высокие значения энергий активации процессов самоторможения сверхдислокационной петли, так и наличие фазового перехода порядок-
>
I
21
беспорядок, начинающегося при достижении температуры Тс. Это приводит к тому, что величина аномалии значительно снижается, снижаются или исчезают совсем эффекты многостадийности в связи с тем, что температуры их проявления лежат выше температуры фазового перехода. Этот случай иллюстрируется схемой на рис. 1.5, г.
Альтернативой объяснению аномальной зависимости предела текучести в условиях кубического скольжения могло стать предположение о том, что в этих условиях возникает множественное скольжение в плоскостях куба. Это привело бы к возрастанию вкладов в сопротивление деформированию, связанных с междислокациоиным взаимодействием. В связи с этим авторами [21] были проведены исследования по определению систем скольжения, осуществляющих деформацию в разных температурных интервалах в монокристаллах с осью деформации [ 2 3 4]. С этой целью анализировалась картина следов скольжения на гранях деформируемых кристаллов и характер изменения макроскопической формы монокристаллов. При изучении картины скольжения проводились измерения углов, образованных полосами скольжения на разных гранях кристалла с направлением [ 234] (ребрами кристалла), а затем проводилось сравнение наблюдаемых углов с расчетными. Установлено, что в низкотемпературной области (Т=77К) наблюдаегся хорошо развитая картина полос скольжения, сформированных двумя векторами сдвига [1 10], [10 1] по плоскости (111). Повышение температуры до комнатной (Т=293К) вызывает существенное изменение картины линий скольжения. Скольжение становится более тонким: возникают две системы полос на каждой грани кристалла, одна из которых по интенсивности значительно слабее другой. Анализ углов, образованных линиями скольжения с гранями кристалла, и интенсивности линий скольжения на разных гранях показал, что они возникают вследствие сдвига по кубической системе скольжения: с максимальным фаетором Шмида (001 )[1 1 0] и октаэдрической системе скольжения (111)[1 0 1]. При температуре 523 К скольжение огрубляется и наблюдается лишь кубическая система с наибольшим фактором Шмида (001)[1 1 0]. Дальнейшее увеличение температуры качественно не меняет картину следов скольжения. Качественная схема изменения картины следов скольжения с температурой приведена на рис. 1.6.
22
Рис. 1.6. Схема изменения картины экспериментально наблюдаемых следов скольжения в монокристаллах ЬЧзве, деформированных при разных температурах: а -Т=77 К,; б - 7=293 К; в - Т=523 К. Штриховыми линиями
Рис. 1.7. Кривые течения монокристаллов сплава ЬПзСе различной ориентации оси деформации [10].
- Київ+380960830922