Дислокационная структура и механизмы пластической деформации алюминидов титана

2
СОДЕРЖАНИЕ
стр
ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ...................................6
ГЛАВА 1. СВОЙСТВА ИНТЕРМЕТАЛЛИДОВ И АНОМАЛИИ
ДЕФОРМАЦИОННЫХ ХАРАКТЕРИСТИК...................... 14
1.1. Свойства интерметаллидов и их применение.........14
1 2. Типы дислокаций и плоскости скольжения в
сверхструктуре 1.1 о..............................18
1.2.1. Скользящие дислокации......................21
1.2 2. Дислокационные барьеры типа 'крыши'
и Кира-Вильсдорфа............................24
1.2.3. Локальная блокировка сверхдислокаций.......28
1.2.4. Особенности двойникования в сплаве Т1А1 . . . . 29
1.2.5. Дислокации, заблокированные в глубоких
долинах Пайерлса.............................30
1.3. Типы дислокаций и плоскости скольжения
В сверхструктуре 0019.............................31
1.4. Температурные аномалии деформационных характеристик
8 алюминидах титана...............................36
1.5. Деформация сплавов с ламельной структурой . . . 41
1.6. Особенности разрушения ТнА1 сплавов...............43
ГЛАВА 2 МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ......................50
2.1. Исследуемые материалы............................50
2.2. Условия проведения механических испытаний и приготовление образцов................................52
2.3 Методика исследований.............................53
2.4. Определение направления линии дислокации..........54
2.4.1. Метод проектирующих плоскостей..............55
2.4.2. Метод сравнения проекций....................62
Выводы............................................64
ГЛАВА 3 ОСОБЕННОСТИ ДИСЛОКАЦИОННОЙ СТРУКТУРЫ
ИНТЕРМЕТАЛЛИДА Т1А1 ПРИ РАЗЛИЧНЫХ ТЕМПЕРАТУРАХ . 65
3.1. Характерные дислокационные конфигурации...........65
3.1.1 Дислокационные узлы.........................69
3.1.2. Заблокированные <1С»1] сверхдислокации . . 77
3
3.1.3. Заблокированные одиночные дислокации . . . . 83
3.2. 1п &Ии наблюдения заблокированных и незаблокированных одиночных дислокаций при нагреве до 700°С в колонне
микроскопа ..........................................90
3.3.0 влиянии отклонения от стехиометрии на условия
блокировки одиночных дислокаций.......................97
3.4. Взаимодействие двойников с дислокациями и двойниками вТ1А1...................................................100
3.4.1. Полюсные источники двойникования.............100
3.4.2. Взаимодействие двойников с одиночными дислокациями ...................................... 101
3 4.3. Взаимодействие двойников со
сверхдислокациями . 110
3.4.4. Взаимодействие двойников с двойниками ... 119
3.5. Смена типов подвижных и неподвижных дислокаций с ростом температуры................................ 128
3.5.1. Низкие температуры.......................... 128
3.5.2. Промежуточные температуры................... 131
3.5.3. Высокие температуры......................... 135
Выводы................................................. 137
ГЛАВА 4. НАБЛЮДЕНИЕ МИКРОТРЕЩИН В Т(А1 СПЛАВАХ ... 138
4.1. ТЭМ анализ микротрещин в сплаве Ть54а1%А1..........138
4.1.1. Анализ дислокаций, образующих пластическую зону распространяющейся трещины.................. 138
4.1.2. Наблюдение образования микротрещины . . 145
4.2 Наблюдение микротрещин в сплаве Ть50а1%А1 ... 150
4.2.1. ТЭМ изучение распространения микротрещин
по границам двойнике в................. 151
4 2 2 Ориентационная зависимость разрушения в сплаве
ТА1 с двойниками.............................159
Выводы................................................. 162
ГЛАВА 5. ОСОБЕННОСТИ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ
МОНОКРИСТАЛЛИЧЕСКОГО Т\^М............................ 163
5 1. Предел текучести при различных температурах и геометрия скольжения............................................. 163
4
5 2 Эволюция дислокационной структуры с температурой . 173
5.2.1. Дислокационные конфигурации, характерные для
деформации при комнатной температуре .... 174 5 2 2. Наблюдение сверхдислокаций 2с+а после деформации при 400° л 600°С.................... 178
5.3 Анализ устойчивости дислокационных конфигураций монокристаллического TiaAl в экспериментах in situ . 182
5.4 Фрак-ография........................................ 186
Выводы...................................................188
ГЛАВА 6 ДЕФОРМАЦИЯ ДВУХФАЗНЫХ а2/у Ti-Al СПЛАВОВ С
ЛАМЕЛЫЮЙ СТРУКТУРОЙ.................................189
6.1. Передача деформации через границу раздела а2/у фаз
в Ti-AI-V 189
6.1.1.Движение двойников........................... 191
6.1.2. Движение одиночных дислокаций................201
6.2. Деформация сплавов Ti-Al с ориентированной ламельной структурой...............................................211
6.2.1. Анализ ростовой микроструктуры...............211
6.2.2. Механические свойства........................218
6.2.3. Фрактография.................................219
6.2.4. Особенности дислокационной структуры . . . .219 Выводы...................................................229
ГЛАВА 7. ОБСУЖДЕНИЕ РЕЗУЛЬТАТОВ..................................231
7.1. Температурные аномалии деформирующих напряжений в Рамках феноменологической теории пластической деформации.............................................. 232
7.1.1 Учет нескольких типов дислокационных
превращений . 232
7.1.2. Температурная зависимость деформирующего напряжения.......................................... 235
7.2. Отбор моделей блокировки дислокаций................ 237
7.2 1.Сверхдислокации <101]........................ 239
7.2.2 Заблокированные сверхдислокации 1/2<112] . . .242
7.2.3. Одиночные дислокации........................ 251
7.3 Анализ кривых оу(Т) для различных ориентировок . . . .259
5
7.4. Локальная блокировка сверхдислокаций..........
7.4.1. Модель образования грубок дефектов упаковки
7.4.2. Роль дальнодействующих напряжений при образовании дефектных диполей и двойников
7.5. Особенности дислокационной структуры и хрупкость
Ті-АІ сплавов.................................
7.6 Модель блокировки 2с+а сверхдислокаций в плоскостях пирамиды I и II рода в монокристаллическом ТЬАІ
7.6.1. Скользящие сверхдислокации.................
7.6.2. Дислокационные барьеры.....................
7.6.3. Энергия активации дислокационных превращений
7.6.4. Сравнение с экспериментальными данными . .
7.7. Анализ зависимости оу(Т> ог ориентации оси сжатия в Ті-АІ сплавах с ламельной структурой.........
7.8 Сравнение с другими сплавами со сверхструктурой Но
Выводы....................... . . . .
ЗАКЛЮЧЕНИЕ....................................................
СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННОЙ ЛИТЕРАТУРЫ..............................
264
264
268
279
284
.285
292
300
303
305 . 310 313 314 317
6
ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ
1 Актуальность -исследований. В настоящее время среди новых конструкционных материалов особое место занимают интерметаллиды. Одними из более перспективных сплавов являются интерметаллиды системы ТнА1 (Т|А1, Т!зА1, двухфазные сплавы ТА1+Т1зА1). обладающие рядом уникальных свойств высокой удельной жаропрочностью, высоким сопротивлением ползучести и усталости, жаростойкостью и легкостью К особым свойствам рассматриваемых сплавов относится также аномальное поведение деформационных характеристик алюминидов титана: пик предела текучести, обнаруженный на монокристаллах ТА! и монокристаллах Т!3А1 с близкими к с- направлению осями деформирования; сильная ориентационная зависимость деформирующего напряжения и пластичности двухфазных сплавов
Благодаря прогрессивным технологиям, за рубежом алюминиды титана уже применяются в качестве конструкционных материалов в авиационной и автомобильной промышленности, хотя широкому их использованию препятствует низкотемгературная хрупкость. Решению этой проблемы может помочь систематическое исследование закономерностей формирования дислокационной структуры сплавов, изучение механизмов взаимодействия дислокаций с другими структурными дефектами.
Понимание природы аномальных свойств алюминидов титана должно в конечном итоге позволить преодолеть ограничения, связанные с низкотемпературной хрупкостью, и сформулировать принципы получения сплавов с оптимальными характеристиками.
2 Цель настоящей работы заключается в систематическом изучении дислокационной структуры и ее эволюции с температурой, а также в выявлении взаимосвязи между микроструктурой алюминидов титана и аномальным поведением деформационных характеристик этих сплавов Для достижения этой цели предусмотрено решение следующих задач
- исследование эволюции дислокационной структуры ТА! с температурой и определение температурных интервалов блокировки дислокаций различных типов;
7
- изучение механизмов взаимодействия двойников с дислокациями и деформационными двойниками в "ПА1;
- электронно-микроскопический анализ механизмов распространения микротрещин в однофазных сплавах 'ПА!;
- выявление закономерностей смены систем скольжения и особенностей формирования дислокационной структуры при термическом упрочнении монокристаллического Т!>А1 с близкими к с- направлению ориентациями осей деформирования;
изучение и классификация процессов передачи деформации через межфазную границу в сплавах Т1А1+Т1зА1 с ламельной структурой.
- исследование особенностей деформации и разрушения в сплавах “П-А! с ориентированной ламельной структурой.
3 Кратко научная новизна полученных в диссертации результатов может быть сформулирована в виде следующих положений:
- определены температурные интервалы блокировки дислокаций различного типа в Т1А1; впервые обнаружено и доказано существование заблокированных одиночных винтовых дислокаций;
- обнаружено понижение температуры начала блокировки одиночных дислокаций при повышении содержания алюминия в сплаве Т!А1;
- рассмотрены и сформулированы условия передачи деформации через границы раздела матрица-двойник в Т1А1 для дислокаций различного типа и двойников;
- впервые наблюдалось образование микротрещин нормального раскрытия по плоскости (001) в НА! при взаимодействии С8ерхдислокаций с векторами Бюргерса <101];
- показано. что температурный пик предела текучести в монокристаллическом ТьА1 наблюдается при ориентации оси сжатия в пределах < 20° по отношению к направлению [0001];
- установлено, что термическое упрочнение Т1зА1 обусловлено блокировкой 2с+а сверхдислокаций винтовой и краевой ориентации в плоскостях пирамиды I и II рода;
- выявлены температурные интервалы стабильности заблокированных одиночных дислокаций в Т(А1 и заблокированных 2с+а
8
сверхдислокаций в TijAl при нагреве in situ в колонне электронного микроскопа;
- проведен отбор механизмов блокировки дислокаций в TiAl и Ti3AI и выявлены процессы, отвечающие за температурные аномалии деформационных характеристик в этих сплавах;
- проведена классификация различных вариантов перестройки дислокаций на межфазных границах в двухфазном сплаве TiAl+TijAI. выявлены дислокационные механизмы передачи деформации через межфазные границы, которые обусловливают наблюдаемую зависимость предела текучести этих сплавов от ориентации оси деформирования относительно плоскости межфазных границ
4. Научная и практическая ценность рабогы.
Полученные в работе данные о механизмах блокировки дислокаций в TiAl и Т1зА1 существенно развивают и дополняют имеющиеся представления о взаимосвязи между дислокационной структурой и механическими свойствами в упорядоченных сплавах со сверхструктурами L10. DO19. Вместе с тем, эти исследования дают возможность сформулировать основные направления дальнейших экспериментальных исследований и могут служить основой для разработки сплавов с различными типами температурных зависимостей деформационных характеристик
Полученные в работе результаты анализа дислокационных перестроек в упорядоченных сплавах TiAl, TiaAl и двухфазном сплаве TiAI-t-TijAl позволяют объяснить всю совокупность экспериментально наблюдаемых особенностей их дислокационной структуры и упрочнения.
Обнаруженная чувствительность сплава TiAl к отклонению от оквиатомного состава (выражающаяся в сильном влиянии на температурный интервал блокировки одиночных дислокаций) указывает на то. что на механические свойства можно воздействовать путем изменения состава сплава, в том числе легированием
Результаты изучения дислокационной структуры в сплавах TiAl. Ti^AI и двухфазном сплаве TiAI+TiuA) могут быть использованы в курсах лекций по теории пластической деформации металлов и сплавов,
9
Разработанная методика определения осей прямолинейных дислокаций и пакет программ по обработке электронно-микроскопических данных могут быть использованы при исследовании металлов и сплавов с кубической и гексагональной решетками.
6. Построение диссертационной работы
Диссертация состоит из введения, семи глав, заключения и приложений.
Глава 1 является обзорной и содержит основные экспериментальные и теоретические сведения о механических свойствах и дислокационной структуре, известные из литературных данных к началу исследований в рамках настоящей работы. В разделах 1.2 и 1.3 рассмотрены типы дислокаций и плоскости скольжения в упорядоченных сплавах со сверхструктурами 1_10 и 00|9. к которым относятся ТА1 и Т|^А1. Температурные аномалии деформационных характеристик в алюминидах титана (в сравнении с другими упорядоченными сплавами) рассмотрены в разделе 1.4. Особенности деформации Т|А1+Т1зА1 сплавов с ламельной структурой представлены в разделе 1.5. В разделе 1.6 рассмотрены особенности разрушения сплавов системы ТнА1.
В главе 2 изложены материалы и методики исследований, использованные в работе. Исследования проводили на однофазных Т1А1 сплавах двух составов (Л-50а1%Л1, Т»-54а1%А1), на монокристаллах Т|3А1 и на двухфазных ТА1+Т1зА1 сплавах с ламельной структурой двух составов СП-47а1%АМа1%\/ и сплавы И-50а1%А1 с ориентированной ламельной структурой). Методика получения этих материалов представлена в разделе 2.1. Способы приготовления образцов для механических испытаний и электронно-микроскопических исследований даны в разделе
2.2. Общая схема определения действующих в образце систем скольжения и ТЭМ-методика определения векторов Бюргерса дислокаций, осуществляющих деформацию в образие под нагрузкой представлена в разделе 2.3. В разделе 2.4 рассмотрены предложенные в настоящей работе методы нахождения оси дислокации при электронномикроскопическом исследовании фолы, позволяющие оперативно обрабатывать экспериментальные данные Эти методы предполагают применение персональных компьютеров, что при обработке экспериментальных данных снижает до минимума количество
10
геометрических построений, вносящих дополнительную ошибку в результат.
В главе 3 рассмотрены особенности дислокационной структуры интерметаллида TiAl при различных температурах. В разделе 3.1 представлены данные ТЭМ анализа основных дислокационных конфигураций, наблюдающихся в интервале температур деформации от 20° до 800ЭС; определены характеристики заблокированных одиночных дислокаций и <101] сверхдислокаций Термическая устойчивость заблокированных одиночных дислокаций при нагреве in situ в колонне микроскопа рассмотрена в разделе 3.2 Из сравнительного анализа сплавов Ti-50at%AI и Ti-54at%AI в разделе 3 3 изучено влияние отклонения от стехиометрии на блокировку одиночных дислокаций. Дислокационные реакции перестройки двойников и дислокаций на границе раздела матрица-двойник в TiAl рассмотрены в разделе 3.4. В разделе 3.5 обобщены ТЭМ данные о температурных интервалах блокировки различного типа дислокаций з TiAl и установлена последовательность смены типов подвижных и неподвижных дислокаций с ростом температуры при термическом упрочнении
В главе 4 представлены результаты наблюдения микротрещин в сплавах Ti-50at%AI и Ti-54at%Al, возникающих при индентации образцов. В разделе 4 1 представлены результать исследования микротрещин и дислокаций, образующих пластическую зону, в сплаве Ti-54at%AI Проведен ТЭМ анализ и определены типы дислокаций, участвующих в образовании зародышевых микротрещин в этом сплаве, определен тип плоскости нормального раскрытия возникающей микротрещины В разделе 4.2 изучены особенности образования микротрещин в сплаве Ti-50at%AI Из обзора (гл.1) экспериментальных данных и проведенного в настоящей работе сравнительного анализа сплавов Ti-50at%AI и Ti-54al%AI (гл 3) следует, что в первом стлаве существенное влияние на увеличении его пластичности оказывает двойниковзние, роль которого возрастает при увеличении содержания П в у- сплавах Ti-AI. Поэтому при исследовании сплава Ti-50at%AI особое внимание обращено на выявление роли двойникования в процессах образования и распространения микротрещин. Показано, что наличие в кристалле достаточно высокой плотности тонких двойниковых пластин.
II
декорированных дислокациями, может облегчить распространение по ним микротрещин.
В главе 5 представлены результаты изучения механических свойств и геометрии скольжения (раздел 5.1) монокристаллов Т1.3А1 с ориентациями оси сжатия в пределах <20° от точного [0001] направления При таких ориентациях факторы Шмида в плоскостях призмы и базиса близки к нулю, и деформация осуществляется скольжением в плоскостях пирамиды I и II рода. В разделах 5.1 и 5.2 рассмотрены условия наблюдения в этих сплавах аномальной температурной зависимости предела текучести, показано, что термическое упрочнение обусловлено скольжением и блокировкой винтовых и краевых 2с+а сверхдислокаций в плоскостях пирамиды I и II рода Температурный интервал термической устойчивости дислокационных барьеров рассматривается в разделе 5.3.
В главе 6 рассматриваются особенности деформации двухфазных ТОЛКЛА! (ос2''у) сплавов с лэмельной структурой. В разделе 61 представлены результаты исследования процессов перестройки двойников и одиночных дислокаций на границе раздела с«2/у фаз в модельном сплаве Т|-47а1%АИа1%\Л Этот сплав содержит достаточно толстые пластины а2- фазы, что позволило использовать ТЭМ методику для определения характеристик дислокаций, участвующих в реакциях на границах раздела а21у фаз. Показано, что ламель а2- фазы является «прозрачной» для движения одиночных дислокаций с вектором Бюргерса. параллельным плоскости межфазной границы; существует два варианта перестройки частичных дислокаций на гэанице раздела для <101] и <110] ориентации линии пересечения плоскостей межфазной границы и двойника. В разделе 6 2 рассмотрены сплавы И-А1 с ориентированной ламельной структурой. Здесь исследована морфология ростовой структуры кристаллов, проведено ТЭМ изучение ориентационных соотношений в ламельной структуре, ориентационной зависимости предела текучести и дислокационной структуры. Рассмотрены процессы перестройки дислокаций на границах доменов 120° разориентации Показано, что на границе домена возможно превращение <101] сверхдислокаций в одиночные дислокации, двойников деформации - 8 одиночные дислокации.
12
Глава 7 посвящена обсуждению результатов изучения дислокационной структуры в алюминидах титана. В разделе 7.1 кратко излагается феноменологическая схема описания пластической деформации с учетом нескольких типов дислокационных превращений Рассмотрены лишь наиболее существенные случаи суммирования различных диаграмм дислокационных превращений и критерии сильного и слабого взаимодействия дислокационных семейств Экспериментальные данные по эволюции дислокационной структуры в Т1А1 при различных температурах (гл 3) позволили выявить дислокационные превращения, ответственные за пик оу(Т). В разделе 7.2 для каждого типа дислокаций обсуждаются существующие теоретические модели блокировки С учетом результатов разделов 7.1 и 7.2. в разделе 7.3 приведен анализ кривых о>(Т) для различных ориентировок оси деформирования. В разделе 7.4 рассматриваются две модели локальной блокировки <101] и 1/2<112] сверхдислокаций в Т1А1 (образование трубок дефектов упаковки, раздел 7 4.1, и дефектных диполей на сверхдислокациях со ступеньками, раздел
7.4 2) В разделе 7.5 предложены модели перестройки скользящих 2с+а сверхдислокаций в дислокационные барьеры, ответственные за температурную аномалию предела текучести в монокристаллах Т13А1. Такие барьеры возникают в результате незавершенного поперечного скольжения ведущей частичной дислокации из плоскости пирамиды I или II рода в плоскость поперечного скольжения (базиса или призмы). Рассмотрены энергии образования таких барьеров. В разделе 7.6 рассмотрены некоторые особенности ориентационной зависимости предела текучести сплавов с ламельной структурой с использованием результатов изучения перестройки двойников и одиночных дислокаций при передаче деформации через границу о.2!у ламелей (гл.5). В разделе 7.7 обсуждается связь между особенностями дислокационной структуры и хрупкостью ИА1. В разделе 7 8 проведено краткое обсуждение особенностей деформации интерметалг.ида Т(А1 в сравнении с другими сплавами со сверхструктурой Но-
7. Апробация результатов Материал, изложенный в диссертации, опубликован в 33 статьях /32.37.94.95 110-121.129-136,159,175,176.181-183.192.199,200/
ІЗ
Основные результаты диссертации докладывались на VII Всесоюзном совещании «Упорядочение атомов и его влияние на свойства сплавов» (Свердловск. 1983 г), на 21, 22 заседаниях Всесоюзного постоянного семинара по моделированию на ЭВМ радиационных и других дефектов в кристаллах (Свердловск. 1984 г; Алма-Ата, 1985 г.), на V Всесоюзной школе по физике пластичности и прочности (Харьков, 1990 г), в Японии на 6-ом симпозиуме по интерметаллидам (Сидней, 1991 г), в США на TMS конференции (Кливленд. 1995 г), на IV межгосударственном семинаре MHT-IV (Обнинск, 1997 г), на международной конференции по новым подходам к материалам высоких технологий (С. Петербург. 1997. 1998 г).
14
ГЛАВА 1 СВОЙСТВА ИНТЕРМЕТАЛЛИДОВ И АНОМАЛИИ ДЕФОРМАЦИОННЫХ ХАРАКТЕРИСТИК
1.1 Свойства интерметаллидов и их применение
Среди материалов нового поколения - таких, как керамики, композиты, стекла - металлические материалы представлены суперсплавами, разработанными на основе интерметаллидов Благодаря упорядоченной структуре, которая сохраняется вплоть до температуры плавления, интерметаллиды имеют высокие и стабильные свойства жесткость и жаропрочность. Сохранение высоких упругих модулей при повышении температуры обеспечивает жесткость сплава. Замедление диффузионных процессов. обусловленное упорядоченной структурой, способствует сохранению высокой прочности, высокого сопротивления ползучести и усталости. Интерметаллиды по типу химической связи занимают промежуточное положение между металлами и керамиками Они обладают устойчивостью к высоким температурам, антикоррозионными и антифрикционными свойствами, в чем значительно превосходят обычные металлические материалы. По сравнению с керамиками, к недостаткам которых относятся отсутствие пластичности, наличие пустот и других дефектов, затрудняющих их обработку, интерметаллиды обладают большей пластичностью и легче поддаются обработке
Типичными интерметаллидами сочетающими в себе свойства металла и керамик являются алюминиды титана (Т1А1 и Т1зА1). 'Керамичность" придает этим интерметаллидам такие свойства как жаропрочность, коррозионная стойкость и износостойкость, а “металличность* придает способность подвергаться некоторой пластической деформации и обработке резанием Еще одной особенностью алюминидов титана является их легкость
Интерметаллиды "ПА!. Т13А1 обладают уникальным комплексом свойств, которые сохраняются при высоких температурах: высокое значение отношения прочность-плотность, высокие упругие модули, стойкость к окислению и горению, низкая скорость ползучести, хорошие
15
усталостные свойства Поэтому он является кандидатом в новые аэрокосмические материалы, которые могут заменить при определенных температурах тяжелые никелевые суперсплавы.
В табл. 1.1 на основе данных /1.2/ приведено сравнение свойств интерметаллидов TiAI. TijAl со свойствами обычных титановых сплавов и никелевых сулерсплавсв. Добавка алюминия делает интерметзллиды легче титановых сплавов и значительно легче никелевых сулерсллавов. Модуль упругости промышленных титановых сплавов быстро падает до значения 7000 кг/мм' при 540°С. Интерметаллид TiAI при 1000сС имеет такой же модуль упругости или даже выше, чем технический титан при комнатной температуре Интерметаллид Ti3AI при 815“С имеет более высокий модуль упругости, чем титан при комнатной температуре 8ажным преимуществом интерметаллидов титана перед никелевыми суперсплавами является сравнительная дешевизна. Следует отметить, что Ti^AI с повышением температуры теряет стойкость к окислению ранее, чем жаропрочность TiAI образует поверхностную пленку из AI^Oj и поэтому может работать без покрытий до 815°С. Окисляемость на воздухе для TiAI при 1000°С такая же. как для титана при 600°С
Таблица 1.1 Свойства жаропрочных сплавов
Титановый сплав Ti3AI TiAI Никелевый суперсплав
Плотность г/см3 Модуль Юнга ГН/м^ Макс.т-ра ползуч С Макс.т-рз окисления °С Ппастичность% (20°С) -" - при рабочей Т 4.5 110-96 538 593 20 высокая 4.15-4.7 145-110 815 649 2-5 5-8 3.76 176 1038 1038 1-2 7-12 8.3 206 1093 1093 3-5 10-20
Единственным очевидным недостатком титановых интерметаллидов является низкая пластичность при комнатной температуре При температуре свыше 1000сС их можно пластически обрабатывать. Для этих интерметаллидов, в отличие от керамик, можно использовать усовершенствованные технологии высокотемпературной обработки
16
металлических сплавов. Применяются следующие способы обработки обработка путем точного управления температурой, скоростью деформации, распределением деформации: обработка в оболочках, экструзия под гидростатическим давлением: изотермическая штамповка.
Наиболее активным использованием таких свойств сплавов на основе интерметаллидов титана, как малый вес и жаропрочность, является применение этих сплавов в двигателях космических кораблей и самолетов Кроме того, эти сплавы можно использовать в автомобильных двигателях и в газовых турбинах В последнее время в деталях автомобильных двигателей начинают использовать керамику. Однако, пластичность сплавов на основе Т1А1 значительно выше, чем пластичность керамики. Такие изделия, как цилиндры двигателей, целесообразнее изготовлять не из керамики, а из сплавов на основе алюминидов титана, используя метод изотермической ковки 161. Работая в условиях высоких температур и сильной коррозии, эти материалы могут применяться на электростанциях, химических заводах и в других сферах производства
Для полномасштабного применения интерметаллидов титана необходимо решение комплекса задач выяснение причин низкотемпературной хрупкости и способов ее преодоления для интерметаллидов ТЛ! и "ПзА! ; разработка новых сплавов на основе этих интерметаллидов. включающая в себя развитие технологий их получения и термической обработки, оптимизация состава и микроструктуры, разработка технологий получения изделий из этих сплавов.
Особое внимание в настоящее время сосредоточено /2-8/ на понимании природы интерметаллидов и поиска путей осуществления их потенциальных возможностей. Можно отметить резкое возрастание за последние годы интереса к данной проблеме Сформулируем кратко основные результаты, которые были получены в последнее время в области исследования интерметаллидов "ПА1, ТЪА1 и разработки сплавов на их основе.
1. Обнаружена аномальная температурная зависимость предела текучести аДТ) для монокристаллов Т«А1 (рис.1.1) /9,12/. Эта аномалия была предсказана н 1978 году /10/. Ее обнаружение стало возможным
17
после того, как в Японии были выращены первые монокристаллы /11/. Аномалия (Гу(Т) заключается в росте предела текучести при повышении температуры до температуры пика Тр*650°С. Для сверхструктуры Но сплав TiAI является пока единственным с аномальной температурной зависимостью оу(Т). Рост о>(Т) с температурой является очень сильным. Предел текучести при температуре пика превосходит соответствующее значение при низких температурах в 2-3 раза в зависимости от ориентировки монокристалла Впоследствии пик на кривой зависимости предела текучести от температуры был обнаружен /13,14/ и в поликристаллах
2 Выращены большие монокристаллы TiAI /15/. Диаметр монокристаллов
2 54 х 10'2м и длина 10-15 х 102м. С этой целью была создана автоматическая система бестигельного выращивания монокристаллов, которая включала компьютерный контроль за ростом монокристалла, использозалась атмосфера гелия и водорода Выращивание монокристалла было оценено, как большой успех, поскольку сразу позволило поставить исследование TiAI на совершенно другой уровень
3 Достигнуто повышение пластичности за счет легирования. Сплавы Ti-48at% AI-0.5at%V и Ti-48at%AI - 2.5at%V имеют при 533 К удлинение до разрушения, равное 5.1%. тогда как нелегированный сплав - 2.1 % /16/ Добавление 1 at% Мп повышает пластичность на изгиб сплава Ti - 48 at% Al до 3% /17/.
4. Недавно впервые была обнаружена /18 19/ аномальная температурная зависимость предела текучести в монокристаллах Ti^AI Пик на кривой л,(Т) наблюдается при пирамидальном <Т 726>{1121} скольжении для с-ориентировок оси сжатия монокристаллов. В случае призматического и базисного скольжения при соответствующем выборе ориентаций аномальная зависимость деформирующего напряжения отсутствовала (рис.1.2 ).
Получены и исследованы богатые Ti (47-49 at% Al) двухфазные TiAI сплавы, в которых двойниковоподобные пластины TiAI (у - фаза) разделены тонкими прослойками TijAI («г -фаза) /25/. Дальнейший прогресс был достигнут /86/ при создании и исследовании полисинтетических двойниковых кристаллов содержащих один набор у/гц
Ig
- ламелей. Деформация сжатием при комнатной температуре таких образцов выявила значительную ориентационную зависимость предела текучести, характеризуемую существенно более низким его значением при тех ориентировках оси сжатия относительно плоскости ламелей, когда деформация осуществляется параллельно двойниковым границам Более жесткая мода деформации полисинтетических двойниковых кристаллов (при ориентировках оси сжатия параллельных или перпендикулярной плоскостям ламелей) обусловлена их деформацией в плоскостях скольжения, пересекающих границы ламелей (рис. 1.3) При таких ориентировках кристаллов торможение дислокаций и их перестройка на границах раздела фаз у/аг является причиной более жесткого деформационного поведения.
1.2. Типы дислокаций и плоскости скольжения в сверхструктуре L1 с
Сверхструктура L10 представляет из себя гранецентрированную кубическую решетку, в которой плоскости (001) атомов одного сорта чередуются с плоскостями (001) атомов другого сорта вдоль оси С (рис. 14). Примеры сплавов, имеющих сверхструкгуру 11о приведены в табл.1 2.
Таблица 1.2 Сплавы Со сверхструктурой Но
Сплав c/a
TiAl 1.020
CoPt 0.973
FePd 0.966
NiMn 0.949
CuAu 0.987
19
Зависимость предела текучести от температуры для монокристаллического НА!
ТК
Кривые 1-5 соответствуют ориентировкам оси сжатия: 1-1710]; 2 -[132]; 3-[Т23]: 4 • [010]; 5-[001]
Рис. 1.1
20
Температурная зависимость продела текучести монокристаллического
ТізАІ
1000 ТК
Ориентации осей сжатия соответствуют системам скольжения 1 - <Т Т 20>{1 ТОО); 2 - смешанное <Т Т20>{1 100} и <Т I 20>(0001); 3 - <Т Т26>{Т 121} (3 -данные /19/)
Рис. 1.2
21
1.2.1 Скользящие дислокации Из-за слоистого расположения одноименных атомов различные направления сдвига <110> в этих сплавах не являются эквивалентными В каждой плоскости {111} вдоль одного из направлений <110> вектором трансляции является вектор 1/2<110]. а вдоль двух других - вектора типа <101] (см. рис.1.4). Поэтому в сверхсгруктуре Но существуют как сверхдислокации с вектором Бюргерса <101], так и одиночные дислокации 1/2<110] /20/. Кроме этого в работах /21.22/ было высказано предположение о существовании нового типа сверхдислокаций в сверхструктуре Но -1/2<112]. Существенным моментом для предположений было то, что вектор 1/2<112] по модулю меньше, чем <101]. Сверхдислокация 1/2<112] может возникать в результате диссоциации сверхдислокации <101]:
. [011] = 1/2[М2] + 1/2(1 ТО] (1.1)
или в результате захвата ею одиночной дислокации
[ОТ 1] + 1/2[Т 10] = 1/2[ ї Т 2] (1.2)
Липсит с соавторами /23,24.25/ наблюдали одиночные дислокации и сверхдислокации <101] в ТіАІ Наряду с этими дислокациями Юг и др. /26-29/, Кавабата и др. /30/ наблюдали сверхдислокации 1/2<112]. Наблюдались элементарные процессы /26-28/ диссоциации <101] сверхдислокации, описываемые реакцией (1.1). Кроме указанных дислокаций в ТіАІ были обнаружены свободно существующие дислокации
[001] /3" .32/. скользящие в додекаэдре и в кубе, и дислокации [010] /32/, которые существуют только как результат дислокационных реакций в виде коротких сегментов В таблице 1.3 приведены экспериментально определенные значения £ и у.
Таблица 1.3
Значения энергий АФГ и сверхструкгурного дефекта упаковки
Значения энергии. мДж/м
у/28/ 60
С/28/ 120
с/зз/ 470
22
Ориентационная зависимость предела текучести для полисинтетических
двойниковых «2/у кристаллов
А - ось сжатия ориентированна параллельно ламельным границам; N - ось сжатия перпендикулярна ламельным границам
Рис.1.3
23
Элементарная ячейка упорядоченного сплава со сверхструктурой Но
Рис.1 4
Скользящие дислокации в сверхструктуре Но
1/2<ИО)
<101)
8а
В»
вс
ив 8<:
пб
вс
1/2<112)
АО
вс Вв
а - одиночная дислокация б - сверхдислокации
Рис. 1.5
24
Частичная дислокация, создающая при скольжении дефект упаковки у называется особой частичной /34/. Поскольку векторы Бюргерсэ одиночной и особой дислокации перпендикулярны, то последняя не может возникать при расщеплении одиночной дислокации, которая расщепляется с образованием дефекта / (рис.1.5 а). На эксперименте расщепление одиночных дислокаций в Т1А1 никогда не наблюдалось даже при применении методики слабого пучка в электронной микроскопии, что говорит о высокой энергии комплексного дефекта упаковки у' Скользящая сверхдислокация может быть расщеплена /34/ на четыре частичных дислокации, связанные друг с другом полосами сверхструкгурного дефекта упаковки типа вычитания (СДУ). антифазной границы (ЛФГ) и комплексного дефекта упаковки (КДУ) Возможное расщепление показано на рис 1 5 б. Основной особенностью сверхдислокаций в сплавах со сверхструктурой 1_1о является асимметрия расщепления входящих в ее состав дислокаций.
1 2.2 Дислокационные барьеры типа ‘ крыши и Кира-Вильсдорфа
Кроме скользящих конфигураций, возможны сидячие конфигурации сверхдислокаций Согласно /35/ блокировка сверхдислокаций в результате их перерасщепления из плоских скользящих в некомпланарные сидячие конфигурации может быть причиной хрупкости интермотэллида ИА1. Различные сидячие конфигурации, типа крыши, (рис.1.6) отличаются друг от друга расположением полос АОГ, СДУ и КДУ на пересекающихся октаэдрических плоскостях /21.35/. Наименьшей энергией по сравнению как со скользящими, так и с другими сидячими конфигурациями типа крыши обладает сидячая конфигурация, содержащая полосы СДУ на обеих октаэдрических плоскостях (рис. 1.6а) Именно -акие конфигурации, имеющие суммарные векторы Бюргерса <101] или 1 /2< 112]. наиболее вероятны.
В /10/ было обращено внимание на аналогию между превращениями з сверхструктуре И0 скользящих сверхдислокаций в барьеры типа крыши и образованием барьеров Кира-Вильсдорфа /36/ в сплавах №зА1 (со сверхструкгурой И?). На основании этого было высказано предположение, что термоактивировамиые процессы образования и разрушения барьеров типа крыши в сверхструктуре И0
25
Различные механизмы блокировки сверхдислокаций
5С
В б Во
\
аС
аС lift
a
Ва
ас
Вб
6С
Вб
6С
* Bft
6
а - возможные конфигурации барьеров типа ‘крыши" для
сверхдислокаций;
б - барьеры типа Кира-Вильсдорфа
Рис.1 6
26
могут привести к температурному пику ау(Т). Результаты расчета /37.38/ энергии активации образования таких барьеров при различных ориентациях оси растяжения подтверждают возможность действия данного механизма. Говоря о разрушении барьеров, имеется в виду их превращение в скользящие конфигурации. Наблюдение пика оу(Т) можно ожидать в таких сплавах со сверхструкгурой Не. которые имеют высокую температуру упорядочения и, особенно, в интерметаллидах Пока ТЇАІ -единственный сплав со сверхструктурой Но. на монокристаллах которого обнаружена температурная аномалия <7.{Т)
Кроме крыш возможны другие сидячие конфигурации, называемые С-барьерами /35/. Такой барьер состоит из двух 1/2<101] дислокаций, расщепленных на параллельных плоскостях {111}. Если СДУ расположены на соседних {111} плоскостях, то С-барьер становится двухслойным двойником. Такие конфигурации могут возникать в результате последовательной цепи превращений скользящей сверхдислокации в крышу и далее в С-барьер. Плоские сидячие конфигурации были обнаружены для сверхдислокаций 1/2<112) /26.29/ Возможно блокировка сверхдислокации 1/2<112] происходит в результате превращения не в конфигурацию типа крыши, а в плоскую конфигурацию типа двухслойного двойника.
Для сверхдислокации <101] вариант блокировки по типу крыши не исключен. Возможно, что некоторые электронно-микроскопические данные, приведенные в работе /28/, можно интерпретировать как наблюдение крыши. Действительно, если сверхдислокация <101] превращается в асимметричную крышу, то возможны две эквивалентные конфигурации, которые отличаются лишь тем. в какой из плоскостей {111} лежит широкая полоса СДУ. а в какой - узкая Если эти конфигурации чередуются вдоль оси одной и той же сверхдислокации, а узкая полоса СДУ не видна, то будет наблюдаться винтовая заблокированная сверхдислокация, расщепленная то в одной, то в другой плоскости {111} Именно такая картина приведена в работе /28/.
Барьеры, подобные барьерам Кира-Вильсдорфа, известные в сверхструктуре L12 /36/, могут возникать в сверхсгруктуре Но также в результате поперечного скольжения сверхдислокаций в плоскость куба.
но будут содержать полосы СДУ /37.39/ Разнообразие конфигураций этих барьеров в сверхструктуре Но (по сравнению с И?) связано с тем, что их суммарный вектор Бюргерса может быть как <101], так и 1/2<112], а полосы СДУ могут лежать не только в параллельных {111} плоскостях. Схематически конфигурации барьеров Кира-Вильсдорфа 8 сверхструктуре Но изображены на рис 1.66. Разрушение барьеров Кира-Вильсдорфа происходит путем кубического скольжения изолированных винтовых дислокаций 1/2<101], возникающих при распаде барьера Рекомбинация частичных дислокаций при кубическом скольжении зависит от энергии СДУ, а при образовании барьера - от энергии КДУ. содержащего полосу АФГ Поскольку энергия у' существенно превосходит у, то энергия активации разрушения барьеров Кира-Вильсдорфа выше энергии активации их образования, так что превращение барьеров Кира-Вильсдорфа вновь в скользящую конфигурацию затруднено Особенность разрушения барьера с суммарным вектором Бюргерса 1/2<112] состоит в следующем Этот барьер распадается так, что лишь одна из дислокаций - та. которая является винтовой, может скользить в плоскости куба, другая же остается заблокированной. Таким образом, барьеры Кира - Вильсдорфа с суммарными векторами Бюргерса <101] и 1/2<112] не разрушаются посредством кубического скольжения. В /28,29/ наблюдались заблокированные винтовые сверхдислокации <101]. Обнаружение внутри сверхдислокаций полос АФГ в плоскости {010} является доказательством того, что это барьеры Кира-Вильсдорфа Кубическое скольжение, посредством которого осуществляется деформация в М|;А1 при температуре выше температуры Трпика предела текучести в "ПА1 не наблюдается.
Образование барьеров в результате реакций между дислокациями имеет в сверхструктуре И0 свои особенности /34,40/. Первоначально рассмотрение было проведено для реакций Ломер-Коттрелла и тех реакций Хирта /41/, которые приводят в ГЦК решетке к образованию наиболее прочных барьеров В указанных работах исследованы реакции между сверхдислокациями с векторами Бюргерса <101]. а также между этими и одиночными дислокациями Для каждой реакции существует характерная конфигурация с определенной вершинной дислокацией.
2S
углом при вершине и равновесной шириной. Кроме конфигураций, принадлежащим двум пересекающимся {111} плоскостям, возможна плоская конфигурация барьера, который возникает в результате реакции Ломер-Когтрелла между одиночной и сверхдислокацией <101] В /42/ рассматривались реакции с участием сверхдислокаций, имеющих векторы Ьюргерса 1/2<112]. Кавабата и др. /43/ расширили анализ дислокационных реакций и высказали предположение, что определенные барьеры могут быть зародышами микротрещин в TiAl Следует подчеркнуть, что аномальная температурная зависимость не может быть обусловлена образованием барьеров Ломер-Котгрелла-Хирта. поскольку этот процесс не является термоактивированным.
1.2.3 Локальная блокировка сверхдислокаций В сплавах TiAl вблизи стехиометрического состава наблюдается большое число дефектных диполей, возникающих в результате пластической деформации. Эти дефекты, обнаруженные впервые в /23/ представляют собой /26/ полосы дефекта упаковки внедрения (extrinsically faulted dipols - FD) в плоскости {111}. окаймленные частичными дислокациями с вектором Бюргерса 1/6<112) и осью <101]. FD наблюдаются при низких температурах и исчезают выше некоторой температуры То. значение которой зависит от состава сплава для Ti-50 at% Al Т0*200°С ; для Ti-54 at% Al To>760°C /44/ и Тс<600пС /28/. В сплаве П-48 at% Al с ламельной структурой /44/ в у-фазе дефектные диполи не наблюдались. В тройных сплавах (Ti - 49.7 Al - 1.88 Та /45/ и Ti - 46 AI - 1 Сг - 0 2 Si /46/) FD наблюдаются только при комнатной температуре
Роль FD з объяснении механизмов деформационного упрочнения, анамальной температурной зависимости предела текучести, разрушения в TiAl в настоящее время не вполне понятна. Установленным считается факт, что источником диполей являются 1/2<112] и <101] сверхдислокации, испытывающие блокировку и перерасщепление на некотором участке их длины. Предложено несколько механизмов образования дефектных диполей в TiAl. Основная идея механизма, предложенного Югом и др. /23.28/ состоит в том, что на скользящей <101] сверхдислокации образуются ступеньки {jogs) в результате взаимодействия с дислокациями леса. Мри дальнейшем движении
2*)
сверхдислокации со ступеньками образуются диполь, окаймляющие дислокации которого перерасщепляются и на длине диполя образуется дефект упаковки внедрения В /47/ приведен эксперимент и обсуждаются возможности распада <101] сверхдислокации ( в соответствии с реакцией (1.1)) при взаимодействии с одиночной дислокацией леса Реакция (1.1) является первым шагом при перестройке сверхдислокации <101] в дефектный диполь; при дальнейшем превращении происходит трансформация 1/2<112] дислокации в двуслойный дефект упаковки (дефект упаковки внедрения - БЕБЕ) в конфигурации, аналогичной предложенной в /35/
1/2<112] -> 1/6<112] +БЕБГ +(1/6<112]+ 1/6<112]) (1.3)
В /48 49/ обсуждается возможность другого механизма блокировки сверхдислокации на некоторой длине при ее перерасшеплении в плоскости поперечного скольжения для специальных ориентаций оси дислокации: в плоскости {010} для сверхдислокации <101] и в плоскости {110} для сверхдислокации 1/2<112]
1.2 4 Особенности двойникования в сплаве ТіАІ Двойникование. как одна из мод деформации ТіАІ. наблюдалось во многих работах, однако было показано /50/, что оно не объясняет пика предела текучести в монокристаллах ТіАІ. В то же время роль его в процессах упрочнения и разрушения в настоящее время остается не до конца понятой. Впервые о существенной роли двойникования было сказано в работах /23-25/. Было показано, что двойникование осуществляется движением частичных дислокаций с вектором Бюргерса 1/6<112] в плоскостях {111}. Характер двойникования существенно изменяется с температурой; узкие и тонкие двойники при комнатной температуре становятся толще и играют определяющую роль при деформации ТіАІ при температурах выше температуры хрупковязкого перехода (700-800сС). С увеличением доли деформации, осуществляемой двойникованием, в работах /51,52/ связывалось увеличение пластичности однофазных у-сплавоз нестехиометрического состава при уменьшении концентрации АІ от 56 до 50 а! % . В /53/ исследовали пластическую зону вблизи трещины, полученной при нагружении образца ТіАІ с надрезом. Показано наличие значительного
30
двойникования в пластической зоне вблизи трещины, а также возможность раскрытия трещины по плоскости двойника, В /54/ при деформации in situ TiAl рассмотрены источники двойникования и особенности движения двойника в кристалле без дефектов. Однако в настоящее время существует ряд вопросов относительно роли двойникования в процессах упрочнения и разрушения: каковы источники двойникования в поликристаллах и монокристаллах; характер взаимодействия двойников с другими модами деформации; эволюция двойников с изменением температуры деформации Часть вопросов рассмотрена в настоящей работе
1.2.5. Дислокации заблокированные в глубоких долинах Пайерлса
На основании результатов расчетов зарядовой плотности в /55/ основаны предположения о возможности блокировки дислокаций в глубоких долинах Пайерлса /56.57/. Существенным является наличие большой анизотропии распределения зарядовой плотности вблизи атомов Ti между направлениями <110> и <100>. Образование направленных связей Ti-Ti вдоль <110] в плоскости (001). содержащей атомы Ti, обусловлено, во-первых, наличием незаполненной d-оболочки атомов Ti, во-вторых, уменьшением (до четырех) числа соседей Ti-Ti в первой координационной сфере из-за слоистой структуры сплава Слоистая стоуктура и ковалентный характер межатомных связей - те факторы, которые сближают интерметаллид TiAl с полупроводниками Для полупроводников с алмазоподобной решеткой известно /58/, что вследствие слоистой {111} структуры плоскости скольжения являются неэквивалентными, что приводит к существованию двух семейств дислокаций - скользящего и перетасованного наборов. Ковалентный характер межатомных связей является причиной глубоких ( по сравнению с металлами) минимумов (долин) потенциала Пайерлса.
В интерметаллиде TiAl со слоистой сверхструктурой плоскости скольжения {111} являются эквивалентными, но перестают быть эквивалентными направления одного и того же типа В результате могут существовать две группы семейств дислокаций: для одной группы оси дислокаций расположены вдоль рядов одноименных атомов, для другой разноименных. Для краткости назовем их дислокациями одноцветного и