ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ, 2004, том 98, № 5, с. 78-84
= ПРОЧНОСТЬ И ПЛАСТИЧНОСТЬ :
УДК 669.24'1:620.186.8:539.25
РОЛЬ ГРАНИЦ РАЗНОГО ТИПА В НАКОПЛЕНИИ КРИВИЗНЫ-КРУЧЕНИЯ КРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ РЕШЕТКИ ПРИ ДЕФОРМАЦИИ ПОЛИКРИСТАЛЛИЧЕСКОГО СПЛАВА №3Ре В СОСТОЯНИИ С ДАЛЬНИМ АТОМНЫМ ПОРЯДКОМ
© 2004 г. О. Б. Перевалова*, Н. А. Конева**, Э. В. Козлов**
*Институт физики прочности и материаловедения 634021, Томск, пр. Академический, 2/1 **Томский государственный архитектурно-строительный университет 634003, Томск, пл. Соляная, 2 Поступила в редакцию 10.12.2003г.
Методами просвечивающей дифракционной электронной микроскопии установлено, что тройные стыки границ зерен и фасетки специальных границ являются источниками кривизны-кручения кристаллической решетки в сплаве №3Ре с дальним порядком. Кривизна-кручение решетки % вблизи фасеток специальных границ наблюдается при е > 0.04, вблизи тройных стыков - при е > 0.1. С ростом степени деформации е значения % увеличиваются как в приграничной области стыков зерен, так и вблизи фасеток специальных границ. Установлено, что кривизна-кручение решетки % тем больше, чем больше плотность зернограничных линий.
ВВЕДЕНИЕ
Сплав №3Бе, прошедший термообработку на упорядочение атомов, проявляет зерногранич-ную хрупкость [1]. Это явление достаточно хорошо изучено и на других упорядоченных сплавах и интерметаллидах [2, 3]. К настоящему моменту общепринятой точки зрения на причину зерног-раничной хрупкости упорядоченных сплавов нет, хотя проблема давно изучается. По этому поводу высказано много гипотез и соображений: наличие сегрегаций примесей на границах зерен (ГЗ) [4], энергетическое состояние границ зерен, особенно специальных [5, 6], отклонение от стехиометрии вблизи границ зерен [7], особенности эволюции дефектной структуры границ зерен [7] и развития пластической деформации в отдельных зернах поликристаллического сплава с дальним порядком [7], которое заключается в том, что приграничное дислокационное скольжение сильно локализовано, а внутризеренное затухает вблизи границ зерен на расстоянии от границ не менее 1 мкм. Характер разрушения металлов и сплавов зависит от распределения концентраторов внутренних напряжений и способности материала к релаксации последних [8].
В настоящей работе представлены результаты исследования эволюции с деформацией кривизны-кручения кристаллической решетки, величина которой пропорциональна уровню внутренних дальнодействующих микронапряжений [9, 10], в сплаве №3Бе с дальним атомным порядком.
МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ
В качестве материала исследования был выбран поликристаллический сплав Ni3Fe со средним размером зерна 40 мкм. Упорядочение атомов в сплаве достигалось ступенчатым отжигом от температуры, несколько превышающей ТК = = 803 К, до 593 К со скоростью 5град в сутки и далее в печи до комнатной температуры. При этом в сплаве достигался дальний порядок n ~ 1 со средним размером доменов около 10 нм [11]. Образцы, имеющие форму параллелепипеда с размерами 3 х 3 х 6 мм, подвергались деформированию со скоростью 10-2 с-1 при комнатной температуре. Микроструктуру сплава исследовали методами просвечивающей дифракционной электронной микроскопии (ПЭМ) при разных степенях деформации, соответствующих пределу текучести, переходной стадии, стадиям II, III и IV кривой деформации а-е [7]. Были определены количественные параметры границ зерен (углы разориентации и оси поворота), параметры дислокационной структуры (скалярная и избыточная плотность сверхструктурных дислокаций). При накоплении непрерывных разориентировок возникают экстинкционные контуры. Проведены количественные оценки кривизны-кручения кристаллической решетки в теле и вблизи границ зерен, вблизи тройных стыков и фасеток специальных границ с использованием ширины экстинкцион-ных контуров согласно формуле [12-14]:
Рис. 1. Электронно-микроскопические изображения микроструктуры вблизи тройных стыков при разных степенях деформации:
а - £ = 0.04, б - £ = 0.1, в - £ = 0.15, г, д - £ = 0.2, е - £ = 0.29. На всех изображениях присутствуют экстинкционные контуры (указаны стрелками).
X =
0.01 74 М
I '
(1)
где М - увеличение, I - ширина экстинкционного контура. Погрешность измерения % составляла 5 х 103 рад/м.
Оценка избыточной плотности дислокаций р± = р+ - р- (р+и р- - плотности дислокаций разных знаков) с использованием экспериментально измеренных значений % проводилась по формуле
Р± =
Ь'
(2)
где Ь - вектор Бюргерса.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Качественное описание картины экстинкци-онных контуров, наблюдаемых на электронно-микроскопических изображениях микроструктуры деформированных образцов. На рис. 1 представлена дислокационная структура сплава вблизи тройных стыков при разных степенях деформации (рис. 1а-1е). При е = 0.04 (переходная стадии кривой деформации) наблюдается клубковая дислокационная структура (рис. 1а), для которой характерно отсутствие локализации скольжения в системах скольжения. Тройные стыки не напряжены, о чем свидетельствует отсутствие экстинк-ционных контуров вблизи них [12-16] (рис. 1а). Экстинкционные контуры наблюдаются, начиная с е = 0.1 (рис. 1б-1е). В приграничных областях
Рис. 2. Электронно-микроскопические изображения микроструктуры вблизи фасеток специальных границ при разных степенях деформации:
а - £ = 0.04, б - £ = 0.1, в - £ = 0.15, г - £ = 0.2. Экстинкционные контуры указаны стрелками.
при этом начинает формироваться ячеистая дислокационная структура. Границы ячеек замыкаются на границы зерен. Вблизи границ зерен и особенно тройных стыков начинают накапливаться непрерывные разориентировки, обусловленные характером формирования дислокационной структуры.
На рис. 2 представлена дислокационная структура, наблюдаемая при разных степенях £ вблизи фасетированных границ, которые в сплаве №3Бе с дальним порядком близки к специальным с обратной плотностью совпадающих узлов X в интервале: 3 < X < 81 [18]. Экстинкционные контуры вблизи фасеток границ зерен появляются на ПЭМ изображениях уже при £ = 0.04, соответствующей переходной стадии кривой деформации (рис. 2а), хотя дислокационная структура еще остается клубковой и не может быть причиной появления разориентировок [12, 13].
В отдельных случаях фасетки специальных границ испускают дислокационные скопления в зерно. Однако число дислокаций в скоплениях не превышает 3-4, и такие дислокационные скопления не вызывают появления непрерывных разориентировок. При деформациях, соответствующих пределу текучести и началу переходной стадии, плотность зернограничных линий в границах специального типа вдвое больше, чем в границах общего типа [7]. Плотность дислокаций в пригра-
ничных областях специальных границ при этом меньше, чем в приграничных областях границ общего типа. В "in-situ" экспериментах в [19] было установлено, что при пластической деформации при взаимодействии решеточных дислокаций с границами зерен в последних возникают зерног-раничные линии, которые исчезают при повышении температуры образца. Такая релаксация зернограничных линий возможна и в процессе деформации. К такому выводу пришли авторы [20], которые показали, что между плотностью зерно-граничных линий и внутренними напряжениями существует корреляция. Если принять точку зрения авторов [20], то становится понятным, почему в сплаве Ni3Fe с дальним порядком экстинкционные контуры возникают прежде всего вблизи специальных границ. На рис. 3 представлены зависимости рЗгЛ-£ для границ общего и специального типов в сплаве с дальним (рис. 3 а) и ближним (рис. 36) атомным порядком. Видно, что на пределе текучести в специальных границах в сплаве с дальним порядком значения рзгл вдвое больше, чем в границах общего типа. При £ > 0.1 значения рзгл близки. В сплаве с ближним порядком (рис. 36) плотность зернограничных линий в границах зерен меньше, чем в границах зерен сплава с дальним порядком. И только в специальных границах к III стадии кривой деформации плотность зернограничных линий в сплавах с ближним и
(а) (б)
^ 0 0 0.1 0.2 0.3 0 0.1 0.2 0.3
е
Рис. 3. Изменение плотности зернограничных линий (рзгл) с увеличением степени деформации (е) в границах общего (-•-) и специального типов (-х-) в сплаве с дальним (а) и ближним порядком (б).
дальним порядком имеет близкие значения. Таким образом, можно сделать заключение, что на пределе текучести и в начале переходной стадии релаксация зернограничных линий в границах общего типа происходит значительно интенсивнее, чем в границах специального типа. С развитием деформации интенсивность релаксации зернограничных линий выравнивается. С точки зрения теоретических представлений об атомной структуре границ зерен [21, 22] слабая релаксация зернограничных линий в сплаве с дальним порядком обусловлена тем, что для ее реализации требуется движение зернограничных дислокаций, которое сопровождается образованием зернограничных антифазных границ.
Исследования распределения плотности дислокаций вблизи границ зерен разного типа и мощности сдвига в следах скольжения, выполненные нами ранее [7], показали, что на расстоянии 1 мкм от границ общего типа и на расстоянии 0.5 мкм от границ специального типа существует приграничная зона с плотностью дислокаций, вдвое меньшей чем в теле зерна. Одной из причин торможения внутризеренных сдвигов вблизи границ зерен является отклонение от стехиометрии в пределах 2 ат. % в приграничных областях [7]. В границах зерен возникают зернограничные сдвиги, но эти сдвиги связаны с сильно локализованным дислокационным скольжением в приграничных областях и играют основную роль в аккомодации деформации соседних зерен, причем вблизи специальных границ дислокационное скольжение локализовано в большей степени, чем вблизи границ общего типа.
Таким образом, слабая релаксация зернограничных линий в специальных границах и значительная локализация дислокационного скольжения в приграничных областях этих границ в упорядоченном сплаве приводит к появлению упругих напряжений вблизи фасеток специальных границ уже в начале переходной стадии. С ростом степени пластической деформации границы экстинк-ционных к
Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.