Dislocation structures and anomalous flow in L1 ₂ compounds

(Received July 02, 1990, accepted September 25, 1990)

Abstract
The theory of the anomalous flow behavior of LI ₂ compounds has developed over the last 30 years. This theory has a foundation in the early estimates of the crystallographic anisotropy of antiphase boundary (APB) energy in these compounds. In spite of this critical aspect of the theory, it is only in the last five years that electron microscopy has been employed to quantify the APB energies and to determine the detailed nature of dislocation structures at each stage of deformation. The recent studies of several research groups have provided essentially consistent new details about the nature of dislocations in Ni ₃AI and a few other LI ₂ compounds which exhibit anomalous flow behavior. These studies have introduced several new concepts for the controlling dislocation mechanisms. Additionally, these studies have shown that in Ni ₃AI, the APB energies have only small variations in magnitude with change of the APB plane (they are nearly isotropic), are relatively insensitive to changes in solute content, and the anisotropy ratio does not correlate with alloy strength. The present manuscript provides a critical review of the new transmission electron microscopy (TEM) results along with the new concepts for the mechanism of anomalous flow. Inconsistencies and deficiencies within these new concepts are identified and discussed. The collective set of electron-microscopy results is discussed within the context of both the mechanical behavior of LI ₂ compounds and the Greenberg and Paidar, Pope and Vitek (PPV) models for anomalous flow. Conceptual consistency with these models can only be constructed if the Kear-Wilsdorf (K-W) configurations are treated as an irreversible work hardening or relaxation artifact and, specific details of these two models cannot be shown by electron microscopy. Alternatively, the structural features recently revealed by electron microscopy have not been assembled into a self-consistent model for yielding which fully addresses the mechanical behavior phenomenology.

Résumé
La théorie permettant de rendre compte de l'anomalie d'écoulement plastique dans les composés de structure LI ₂ a été développée depuis trente ans. Celle-ci est fondée sur les premières estimations de l'anisotropie de l'énergie de paroi d'antiphase en fonction du plan cristallographique de défaut. Cependant, malgré cet aspect essentiel de la théorie, c'est seulement durant ces cinq dernières années que les techniques de microscopie électronique ont été employées pour déterminer l'énergie de paroi d'antiphase, les configurations de dislocations et leur structure de coeur pour chaque condition de déformation. Les études récentes de plusieurs équipes ont apporté des résultats reproductibles ou complémentaires sur la nature des dislocations dans Ni ₃AI et quelques autres composés de structure LI ₂ qui possèdent également une anomalie de limite élastique. Ces études ont permis de concevoir plusieurs mécanismes régissant les mouvements des dislocations et pouvant être responsables de l'anomalie de limite élastique. En outre, elles ont montré que, dans Ni ₃AI, l'énergie de paroi varie très peu avec le plan de l'antiphase (elle est pratiquement isotrope), qu'elle est très peu sensible à la quantité de solutés et que le rapport d'anisotropie n'est pas en relation avec la résistance de l'alliage. Une revue critique de ces nouveaux résultats de microscopie électronique et des concepts qui en ont été déduits est présentée dans ce manuscrit. Les incohérences et les déficiences des nouveaux modèles sont identifiés et discutés. L'ensemble des résultats de microscopie électronique est comparé aux deux modèles de Greenberg et de Paidar, Pope et Vitek. Une bonne corrélation entre les observations expérimentales et ces modèles ne peut seulement être construite que si l'on considère que les configurations de Kear-Wilsdorf (K-W) sont des effets de durcissement ou des artefacts de relaxation. Les détails spécifiques à ces modèles seraient alors expérimentalement inaccessibles par les techniques de microscopie électronique. D'un autre côté, les objets récemment identifiés en microscopie électronique n'ont pas reçu de description dans un modèle de déformation qui explique de façon satisfaisante l'ensemble du comportement mécanique.