Дислокационная структура и механизмы пластической деформации алюминидов титана

• Автор: Карькина, Лидия Евгеньевна
• Шифр специальности: 01.04.07
• Научная степень: Докторская
• Год защиты: 1999
• Место защиты: Екатеринбург
• Количество страниц: 332 с. : ил.

СОДЕРЖАНИЕ

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ
ГЛАВА 1. СВОЙСТВА ИНТЕРМЕТАЛЛИДОВ И АНОМАЛИИ
ДЕФОРМАЦИОННЫХ ХАРАКТЕРИСТИК
1.1. Свойства интерметаллидов и их применение
1.2. Типы дислокаций и плоскости скольжения в
сверхструктуре Но
1.2.1. Скользящие дислокации
1.2.2. Дислокационные барьеры типа “крыши”
и Кира-Вильсдорфа
1.2.3. Локальная блокировка сверхдислокаций
1.2.4. Особенности двойникования в сплаве ТА1
1.2.5. Дислокации, заблокированные в глубоких
долинах Пайерлса
1.3. Типы дислокаций и плоскости скольжения
В сверхструктуре Р019
1.4. Температурные аномалии деформационных характеристик
в алюминидах титана
1.5. Деформация сплавов с ламельной структурой
1.6. Особенности разрушения ТГА1 сплавов
ГЛАВА 2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ
2.1. Исследуемые материалы
2.2. Условия проведения механических испытаний и приготовление образцов
2.3. Методика исследований
2.4. Определение направления линии дислокации
2.4.1. Метод проектирующих плоскостей
2.4.2. Метод сравнения проекций
Выводы
ГЛАВА 3. ОСОБЕННОСТИ ДИСЛОКАЦИОННОЙ СТРУКТУРЫ
ИНТЕРМЕТАЛЛИДА ТА ПРИ РАЗЛИЧНЫХ ТЕМПЕРАТУРАХ
3.1. Характерные дислокационные конфигурации
3.1.1. Дислокационные узлы
3.1.2. Заблокированные <101] сверхдислокации
3.1.3. Заблокированные одиночные дислокации
3.2. In situ наблюдения заблокированных и незаблокированных одиночных дислокаций при нагреве до 700°С в колонне микроскопа
3.3. О влиянии отклонения от стехиометрии на условия блокировки одиночных дислокаций
3.4. Взаимодействие двойников с дислокациями и двойниками
в TiAl
3.4.1. Полюсные источники двойникования
3.4.2. Взаимодействие двойников с одиночными дислокациями
3.4.3. Взаимодействие двойников со сверхдислокациями
3.4.4. Взаимодействие двойников с двойниками
3.5. Смена типов подвижных и неподвижных дислокаций с ростом
температуры
3.5.1. Низкие температуры
3.5.2. Промежуточные температуры
3.5.3. Высокие температуры
Выводы
ГЛАВА 4. НАБЛЮДЕНИЕ МИКРОТРЕЩИН В TiAl СПЛАВАХ
4.1. ТЭМ анализ микротрещин в сплаве Ti-54at%AI
4.1.1. Анализ дислокаций, образующих пластическую зону распространяющейся трещины
4.1.2. Наблюдение образования микротрещины
4.2. Наблюдение микротрещин в сплаве Ti-50at%AI
4.2.1. ТЭМ изучение распространения микротрещин
по границам двойников
4.2.2. Ориентационная зависимость разрушения в сплаве
TiAl с двойниками
Выводы
ГЛАВА 5. ОСОБЕННОСТИ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ
МОНОКРИСТАЛЛИЧЕСКОГО TisAI
5.1. Предел текучести при различных температурах и геометрия скольжения

5.2. Эволюция дислокационной структуры с температурой
5.2.1. Дислокационные конфигурации, характерные для деформации при комнатной температуре
5.2.2. Наблюдение сверхдислокаций 2с+а после деформации при 400° и 600°С
5.3. Анализ устойчивости дислокационных конфигураций монокристаллического T13AI в экспериментах in situ
5.4. Фрактография
Выводы
ГЛАВА 6. ДЕФОРМАЦИЯ ДВУХФАЗНЫХ а2/у Ti-Al СПЛАВОВ С
ЛАМЕЛЬНОЙ СТРУКТУРОЙ
6.1. Передача деформации через границу раздела а2/у фаз
в Ti-Al-V
6.1.1.Движение двойников
6.1.2. Движение одиночных дислокаций
6.2. Деформация сплавов Ti-Al с ориентированной ламельной структурой
6.2.1. Анализ ростовой микроструктуры
6.2.2. Механические свойства
6.2.3. Фрактография
6.2.4. Особенности дислокационной структуры
ГЛАВА 7. ОБСУЖДЕНИЕ РЕЗУЛЬТАТОВ
7.1. Температурные аномалии деформирующих напряжений в Рамках феноменологической теории пластической деформации
7.1.1. Учет нескольких типов дислокационных превращений
7.1.2. Температурная зависимость деформирующего напряжения
7.2. Отбор моделей блокировки дислокаций
7.2.1.Сверхдислокации <101]
7.2.2. Заблокированные сверхдислокации 1/2<112]
7.2.3. Одиночные дислокации
7.3. Анализ кривых ау(Т) для различных ориентировок

скольжения характерны а дислокации двух типов. Сверхдислокации первого типа (на плоскостях, состоящих только из рядов атомов *П) представляютсобой прямолинейные винтовые сегменты, разделенные кинками; для них наиболее часто встречающаяся ширина диссоциации -18 нм. Дислокации второго типа (на плоскостях, содержащих как ряды смешанных атомов Т и А1 так и ряды только Т атомов) плавно искривлены и их ширина диссоциации 9 нм вдоль винтовой ориентации. Данные дислокации двигаются в плоскости скольжения постепенно. По мнению автороЕ} напряжение Пайерлса для их движения в призматических плоскостях мало, а механизмом, контролирующим это движение, является взаимодействие с дефектами атомного размера. Соответствующие измерения привели к следующему отношению значений энергий АФГ для призматических плоскостей: Сц/1 =2. В базисной и призматической 1 типа плоскостях дислокации двигаются скачкообразно, что обусловлено влиянием напряжения Пайерлса на винтовые сверхдислокации с Ь=1/3<ТТ20>. Авторы полагают, что подобное движение дислокаций можно представить как переходы между скользящей (метастабильной) и сидячей (стабильной) конфигурациями ядра.
Подвижность с- компонентных дислокаций в области комнатных и промежуточных температур существенно ниже подвижности дислокаций а- типа. В /71/ активностью с- компонентных дислокаций при температурах деформации выше 700°С авторы объясняли более высокую пластичность и низкое усталостное упрочнение в поликристаллах "ПзА1. Электронно-микроскопические исследования дислокационной структуры поликристаллов Т|зА1 после активного растяжения при 700° и 800°С /64,72/ показали возможность
призматического скольжения с- дислокаций. При повышенных температурах с- дислокации могут вносить вклад в пластическую деформацию путем переползания. Курт с соавторами /60/ отмечали во время деформации сжатием при комнатной температуре в сплаве ЛзА1 наряду с основной системой скольжения <ТТ20>{Т100} вклад в деформацию системы <1 1 26>{Т 121}. При этом для последней системы краевые дислокации менее подвижны, и по мере повышения