Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования, 2020, № 2, стр. 43-48

ВВЕДЕНИЕ

Cуперлокализация пластической деформации (сверхлокализация, макроскопическая локализация) − это явление, выражающееся в неограниченном пластическом течении в локальных объемах материала [1–4]. Деформационное расслоение кристаллов на локальные зоны интенсивного сдвигообразования внутри практически недеформируемой матрицы наблюдается при температурах более 0.5Т_пл. Величина локальной сдвиговой деформации в полосах локализации составляет тысячи процентов при общей средней деформации порядка десяти процентов. Наиболее ярко суперлокализация пластической течения выражена при высокотемпературной деформации монокристаллов интерметаллидов со сверхструктурой L1₂, которая была обнаружена на монокристаллах сплава Ni₃Ge с осью сжатия, близкой или совпадающей с кристаллографическим направлением [001] [5–8]. Материалы этого класса обладают сильной аномальной температурной зависимостью механических свойств (с увеличением температуры в определенном интервале сдвиговые напряжения, предел текучести и коэффициент упрочнения возрастают почти на порядок), что обуславливает высокий уровень деформирующих напряжений и большую плотность деформационных дефектов в высокотемпературной области [9]. К настоящему моменту времени природа высокотемпературной суперлокализации пластической деформации остается до конца не выясненной.

Настоящая работа посвящена изучению структурных и фазовых превращений в локальных объемах кристалла, соответствующих областям суперлокализации пластической деформации. Задача исследования структурного состояния материала на образце шириной, не превышающей 100 мкм, решается путем применения источника синхротронного излучения (СИ), формирующего пучок сечением 0.1 × 0.4 мм.

МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА

Монокристаллы Ni₃Ge выращивали методом Бриджмена в атмосфере гелия в тиглях из оксида магния. Фаза Ni₃Ge (β-фаза) гомогенна, образуется в результате перетектичeской реакции при Т = 1405 К, имеет сверхструктуру L1₂ (рис. 1) при содержании Ge от 22.5 до 25 ат. %. Постоянная кристаллической решетки а = 3.57 Å при 25 ат. % Ge [10]. Кристаллы вырезали из монокристаллического слитка на электроискровом станке, поврежденный слой удаляли механической шлифовкой, химическим травлением в царской водке (одна часть HNO₃ и три части HCl), электролитической полировкой в электролите (80 г Cr₂O₃ + + 210 мл H₃PO₄) при напряжении U = 22 В в течение 2–3 мин. Образцы имели форму параллелепипеда с размерами 3 × 3 × 5.0 мм. Гомогенизацию проводили при температуре 953°С в течение 30 ч в атмосфере инертного газа с последующим охлаждением в печи до комнатной температуры. Ориентацию граней кристаллов определяли методом Лауэ и методами рентгеновской дифрактометрии. Опыты по одноосному сжатию проводили с постоянными скоростями $\dot {\varepsilon } = 3.4 \times {{10}^{{ - 3}}}\,\,{{{\text{c}}}^{{ - 1}}}$ и $\dot {\varepsilon } = 3.5 \times {{10}^{{ - 2}}}\,\,{{{\text{c}}}^{{ - 1}}}$ на испытательной машине типа Instron при температуре 973 К в вакууме (давление 10^–2 Пa).

Рис. 1.

Модель элементарной ячейки фазы Ni₃Ge cо сверхструктурой L1₂.

Проведено рентгеноструктурное исследование на станции четвертого канала СИ накопителя ВЭПП-3 Сибирского центра синхротронного и терагерцового излучения Институт ядерной физики им. Г.И. Будкера [11, 12]. Для съемки использовали схему на прохождение. Монохроматический пучок СИ c энергией квантов 33.7 кэВ (длина волны 0.3685 Å) формировали с помощью выходного коллиматора (сечение пучка 0.1 × 0.4 мм), он проходил через образец. Использование двухкоординатного детектора позволяет регистрировать двумерную дифракционную картину. В качестве детектора использовали MAR-345, имеющий следующие характеристики: область детектирования диаметром 345 мм, пространственное разрешение 100 × 100 мкм, время считывания накопленной информации не более 2 мин. Расстояние от образца до детектора 72–426 мм, динамический диапазон градации яркости 0–65 000.

РЕЗУЛЬТАТЫ ЭКСПЕРИМЕНТА

Исследованы особенности образования полос суперлокализации при условии изменения скорости деформации на порядок. На рис. 2 показано, как изменяется макроформа образца Ni₃Ge с осью сжатия, ориентированной вдоль направления [001] после деформации с разными скоростями при температуре 973 К. В нижней части кристалла от торцевой грани в обоих случаях образуется одиночная полоса макролокализации, величина сдвига в которой составляет тысячи процентов. После того как смещение верхней части кристалла в результате сдвига оказывается ограниченным нижним пуансоном испытательной машины, на его противоположной грани с одиночной макроступенью появляются “зародыши” новых макровыступов. Рис. 2 также иллюстрирует области сечения кристалла внутри полосы суперлокализации, в которых исследовали микроструктуру с помощью СИ.

Рис. 2.

Полоса суперлокализации пластической деформации на поверхности монокристалла Ni₃Ge после деформации вдоль оси [001] при Т = 973 К с постоянной скоростью $\dot {\varepsilon }{\text{:}}$ а – 3.4 × 10^–3 с^–1 (ε ≈ 19.05%); б – 3.5 × 10^–2 с^–1 (ε ≈ 20.4%). Точками А, В, С указаны локальные области сечения кристалла, в которых исследована микроструктура.

Металлографическое исследование (рис. 3) показало, что ширина полосы суперлокализации зависит от скорости пластической деформации. С увеличением скорости деформации на порядок ширина полосы уменьшается в два раза, становится более четко очерченной (рис. 3). Такое поведение свидетельствует о диффузионной природе механизмов, определяющих явление суперлокализации пластической деформации, и указывает на существенную зависимость механизмов от времени активации микропроцессов.

Рис. 3.

Ширина полосы суперлокализации в зависимости от скорости деформации $\dot {\varepsilon }{\text{:}}$ а – 3.4 × 10^–3 с^–1 (l ≈ 50 мкм); б – 3.5 × 10^–2 с^–1 (l ≈ 24 мкм). Структура полосы суперлокализации выявлена травлением после удаления с поверхности слоя около 0.1 мм.

Рентгенографические исследования структуры полосы суперлокализации при более низкой скорости квазистатического сжатия монокристалла $(\dot {\varepsilon } = 3.4 \times {{10}^{{ - 3}}}\,\,{{{\text{c}}}^{{ - 1}}})$ показало, что в ней происходит фрагментация деформируемого монокристалла. Образец теряет монокристалличность. На рис. 4 показана дебаеграмма, свидетельствующая о поликристаллическом состоянии материала. Кольца идентифицируются как основные кольца разупорядоченной ГЦК-решетки (гранецентрированной кубической). Подобный вид дифракционной картины свидетельствует о наличии всевозможных хаотически распределенных ориентаций разупорядоченных кристаллитов и формировании поликристаллической субструктуры. Распределение интенсивности вдоль колец неоднородно, можно заметить точечный (зернистый) контраст, а на кольцах с индексами 111 и 200 наблюдаются заметные регулярные “сгущения” интенсивности. Индицирование “сгущений” на основных кольцах показало, что есть преимущественная ориентация зерен [110], т.е. в полосе формируется текстурированная ГЦК-структура кристалла. Зернистый контраст свидетельствует о неоднородности размеров кристаллитов и наличии крупных зерен с упорядоченной структурой L1₂, сравнимых с размерами сечения пучка.

Рис. 4.

Исходная (а) и индицированная (б) двумерная рентгенодифракционная картина, полученная в схеме на прохождение пучка через локальную область сечения (точка А на рис. 3) монокристалла Ni₃Ge с после деформации вдоль оси [001] с постоянной скоростью $\dot {\varepsilon }$ = 3.4 × 10^–3 с^–1, Т = 973 К, ε ≈ 19.05%.

Важной особенностью дифрактограммы является то, что сплошных сверхструктурных колец не наблюдается, однако есть отдельные сверхструктурные кольцевые дуги (рис. 4б), что является свидетельством того, что в структуре присутствуют отдельные зерна или области кристалла, имеющие дальний атомный порядок. В то же время в других кристаллографических направлениях упорядоченное состояние отсутствует полностью. Таким образом, можно констатировать, что в полосе суперлокализации разрушается состояние дальнего атомного порядка в различных областях кристалла, и такое разрушение захватывает не весь объем полосы, а лишь частично, т.е. в полосе наблюдается частичное разрушение дальнего атомного порядка в расположении атомов сверхструктуры различного сорта.

В случае, когда монокристалл Ni₃Ge деформирован в процессе одноосного сжатия со скоростью, превышающей на порядок рассмотренную выше $(\dot {\varepsilon } = 3.5 \times {{10}^{{ - 2}}}\,\,{{{\text{c}}}^{{ - 1}}}),$ были получены дифракционные картины участка кристалла вне полосы локализации, но в непосредственной близости от нее (рис. 2б, точка В) и непосредственно в полосе суперлокализации (рис. 2б, точка С). Показано, что материал вблизи полосы находится в монокристаллическом состоянии (рис. 5). На дифрактограмме идентифицируются три отражающие кристаллографические плоскости: основная плоскость (001) и две плоскости (031), (301), угол разориентации которых относительно плоскости (001) составляет 18.4°. Это означает, что пучок пересек три кристаллита размером не менее 0.1 мм. Внутренняя структура каждого кристаллита характеризуется малоугловыми (6°–7°) азимутальными разориентациями.

Рис. 5.

Исходная (а) и индицированная (б) двумерная рентгенодифракционная картина, полученная в схеме на прохождение пучка через локальную область сечения (точка В на рис. 3) монокристалла Ni₃Ge с после деформации вдоль оси [001] с постоянной скоростью $\dot {\varepsilon }$ = 3.5 × 10^–2 с^–1, Т = 973 К, ε ≈ 20.4%.

Для того чтобы сравнить структуры внутри полосы суперлокализации при разных скоростях деформации, на рис. 6 представлены две двумерные дифракционные картины: левая часть соответствует структуре внутри полосы, полученной при более высокой скорости деформации $\dot {\varepsilon } = 3.5 \times {{10}^{{ - 2}}}\,\,{{{\text{c}}}^{{ - 1}}},$ правая часть – при скорости деформации $\dot {\varepsilon } = 3.4 \times {{10}^{{ - 3}}}\,\,{{{\text{c}}}^{{ - 1}}}.$ Существенным отличием является то, что при повышении скорости деформации на порядок в полосе суперлокализации появляются структурные области с аморфным состоянием. На дифрактограмме в этом случае появляется аморфное гало (рис. 6). Этот экспериментальный факт является чрезвычайно интересным, прежде всего, в связи с тем, что аморфизировать рассматриваемый сплав обычными методами интенсивной пластической деформации (деформация в камере Бриджмена, канально-угловое прессование, всестороннее сжатие и другие методы) не удается. Другой необычный фактор – это то, что аморфизация в рассматриваемых условиях протекает при высоких гомологических температурах испытания Т > 0.5T_пл. Предположительно, аморфная фаза возникает на границах зерен, сформированных в процессе динамической рекристаллизации. Сравнение кольцевых дифрактограмм показывает, что в случае высокой скорости деформации в полосе суперлокализации создается сильно неравновесное состояние, базирующееся на основе сверхструктуры L1₂. В материале присутствует большое количество нерелаксированных деформационных дефектов, которые фрагментируют его, создают напряженное состояние, вызывают искажение решетки. Все эти факторы приводят к формированию равноосной мелкокристалической упорядоченной структуры. Об этом свидетельствует наблюдаемая дифракционная картина, демонстрирующая расщепление дифракционных колец, что может быть связано с наличием протяженных дефектов упаковки и неоднородно напряженного состояния структуры. На дифракционной картине наблюдаются полные сверхструктурные рефлексы 110, 330, 550. Сверхструктурные отражения 100, 300, 500 сохраняются сегментарно. При более высокой скорости деформации больший объем кристалла сохраняет состояние дальнего атомного порядка со сверхструктурой L1₂.

Рис. 6.

Составная двумерная рентгенодифракционная картина монокристалла Ni₃Ge после деформации вдоль оси [001] с постоянной скоростью, Т = 973 К: левая часть соответствует структуре внутри полосы, полученной при скорости деформации $\dot {\varepsilon } = 3.5 \times {{10}^{{ - 2}}}\,\,{{{\text{c}}}^{{ - 1}}}$ (точка С на рис. 3); правая часть соответствует структуре внутри полосы, полученной при скорости деформации $\dot {\varepsilon } = 3.4 \times {{10}^{{ - 3}}}\,\,{{{\text{c}}}^{{ - 1}}}$ (рис. 5).

ВЫВОДЫ

Применение СИ позволило выявить следующие особенности структурно-фазовых превращений в полосах суперлокализации монокристаллов сплава Ni₃Ge при разных скоростях деформации. Исходный монокристаллический образец Ni₃Ge в зоне полосы суперлокализации имеет поликристаллическую субструктуру. При деформации образца со скоростью $\dot {\varepsilon } = 3.4 \times {{10}^{{ - 3}}}\,\,{{{\text{c}}}^{{ - 1}}}$ в полосе суперлокализации формируется текстурированная ГЦК-структура с преимущественной ориентацией кристаллитов в направлении [110]. В полосе наблюдается разрушение дальнего атомного порядка в расположении атомов различного сорта по узлам кристаллической решетки с частичным сохранением локальных упорядоченных областей. При повышении скорости деформации на порядок $(\dot {\varepsilon } = 3.5 \times {{10}^{{ - 2}}}\,\,{{{\text{c}}}^{{ - 1}}})$ в полосе суперлокализации появляются структурные области с аморфным состоянием. На дифрактограмме появляется аморфное гало. Аморфизация протекает при высоких гомологических температурах испытания Т > 0.5T_пл. Разрушение дальнего атомного порядка выражено в меньшей степени, чем в полосе суперлокализации, полученной при более низкой скорости деформации.