Эволюция ансамблей границ зерен в условиях внешних воздействий и деформационное поведение никеля и сплавов Al-Mg-Li в крупнозернистом и ультрамелкозернистом состоянии тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

НАЙДЁНКИН ЕВГЕНИЙ ВЛАДИМИРОВИЧ

эволюция ансамблей границ зерен в условиях внешних воздействий

и деформационное поведение никеля и сплавов а1-м§-ы в крупнозернистом и ультрамелкозернистом состоянии

Специальность 01.04.07 Физика конденсированного состояния

Автореферат диссертации на соискание ученой степени доктора физико-математических наук

31 ОКТ 2013

Томск - 2013

005536767

005536767

Работа выполнена в Федеральном государственном бюджетном учреждении науки Институте физики прочности и материаловедения Сибирского отделения Российской академии наук и Сибирском физико-техническом институте имени академика В.Д. Кузнецова Национального исследовательского Томского государственного университета

Научные консультанты:

доктор физико-математических наук, профессор Колобов Юрий Романович доктор физико-математических наук, профессор Дударев Евгений Фёдорович

Официальные оппоненты:

Коротаев Александр Дмитриевич

доктор физико-математических наук, профессор,

Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования «Национальный исследовательский Томский государственный университет», профессор кафедры физики металлов

Страумал Борис Борисович

доктор физико-математических наук, профессор,

Федеральное государственное бюджетное учреждение науки Институт физики твердого тела Российской академии наук, заведующий лабораторией поверхностей раздела в металлах

Конева Нина Александровна

доктор физико-математических наук, профессор,

Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования «Томский государственный архитектурно-строительный университет», профессор кафедры физики

Ведущая организация:

Федеральное государственное бюджетное учреждение науки Ордена Трудового Красного Знамени Институт физики металлов Уральского отделения Российской академии наук

Защита диссертации состоится «13» декабря 2013 г. в 14:30 часов на заседании диссертационного совета Д 003.038.01 при ИФПМ СО РАН по адресу: 634055, г.Томск, пр. Академический 2/4.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ИФПМ СО РАН.

Автореферат разослан «_„ октября 2013 г.

Ученый секретарь диссертационного совета доктор технических наук, профессор

О.В. Сизова

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. В конце XX века в физическом материаловедении получило развитие новое научное направление - инженерия поверхностей раздела (interface engineering), основателем которого считается японский профессор Т. Ватанабэ. Мсжзерешше и межфазные границы раздела в металлических и керамических материалах, представляющие собой плоские дефекты кристаллической структуры толщиной около 1 им, во многом определяют их физические и механические свойства, стабильность структуры и характер разрушения. В связи с этим основной задачей инженерии внутренних поверхностей раздела является улучшение (оптимизация) комплекса свойств металлических и керамических ноликристалличсских материалов путем управления структурой и поведением межзеренных или межфазных границ. Наиболее актуальными развиваемые в рамках данного направления подходы представляются для исследования и разработки ультрамелкозсрнистых и наноструктурных материалов, в которых, вследствие малого размера зерен, значительно возрастает роль внутренних поверхностей раздела. Особое внимание границам зерен и фаз в металлических поликристаллах уделяется в работах В.Е. Панина, где они рассматриваются как самостоятельная плапарная подсистема, управляющая поведением, и во многом определяющая механизмы пластической деформации и разрушения металлов и сплавов на разных структурно-масштабных уровнях.

Развитие представлений о возможности перехода границы в неравновесное высокоэнергетическое состояние в условиях внешних для нее воздействий можно отнести к числу наиболее важных достижений в теории границ зерен. Как было установлено в работах Колобова Ю.Р. с соавторами, помимо взаимодействия с вакансиями и дислокациями в процессе пластической деформации, еще одним фактором, обусловливающим переход границ в неравновесное высокоэнергетическое состояние, может быть воздействие направленными зерно-граничными диффузионными потоками атомов примеси. Несмотря на большое число работ, посвященных исследованиям влияния неравновесного высокоэнергетического состояния границ зерен на механические свойства металлов, до настоящего времени не существует общепринятой экспериментальной методики, позволяющей оценить изменение энергии большеугловых границ в результате их взаимодействия с дефектами решетки или атомами примеси. Кроме того, практически отсутствуют работы но изучению влияния хорошо аттестованных чержнраничпих ансамблей, содержащих большое число границ, на механические свойства и деформационное поведение металлических поликристаллов в различных термосиловых условиях.

Степень разработанности темы исследования

К настоящему времени основная часть экспериментальных исследований влияния характеристик границ на поведение и свойства поликристаллических материалов выполнена на ансамблях, содержащих небольшое число границ зерен. Это связано с высокой трудоемкостью определения зернограпичпых разо-риентировок в частности методами просвечивающей электронной микроскопии. Появившийся сравнительно недавно метод исследования с использованием анализа картин дифракции обратно-рассеянных электронов (в англоязычной литературе - ЕВ80) позволяет существенно ускорить процесс получения информации о характеристиках структуры, включая спектр разориентировок большого числа границ. Вместе с тем, до настоящего времени комплексные исследования влияния пластической деформации, диффузии атомов примесей с различной склонностью к сегрегациям по границам зерен и зерпограничных выделений вторичной фазы на формирование структуры и характеристик зер-нограничного ансамбля поликристаллических (в том числе ультрамелкозершг-стых) материалов с использованием указанного метода не проводились. Изучение закономерностей такого влияния на примере никеля и сплавов в крупнозернистом и ультрамелкозернистом состояниях позволит сформулировать принципы получения поликристаллических материалов с заданным ансамблем границ зерен, определяющим их механические свойства и деформационное поведение в различных условиях внешних воздействий.

Целыо дпсссртацпомшш работы является выяснение закономерностей и механизмов влияния пластической деформации и зернограничной диффузии на характеристики структуры, ансамбли границ зерен, а также деформационное поведение ГЦК металлов и сплавов на примере никеля и сплавов А1-М§-У в крупнозернистом и ультрамелкозернистом состояниях. Для достижения указанной цели в работе были поставлены и решены следующие задачи:

1. Провести сравнительные исследования влияния деформационных и диффузионных воздействий на характеристики структуры и ансамбли границ зерен никеля в крупнозернистом и ультрамелкозернистом состоянии.

2. Изучить влияние характеристик структуры и зернограничного ансамбля на механические свойства и сопротивление ползучести никеля, в том числе в условиях диффузии атомов примеси по границам зерен, в широком интервале температур и приложенных нагрузок.

3. Разработать способ оценки изменения энергии болынеугловых границ зерен поликристаллических металлов в крупнозернистом и ультрамелкозернистом состоянии в условиях пластической деформации и воздействия зерногранич-ными диффузионными потоками атомов примесей.

4. Провести сравнительное исследование влияния эволюции ансамблей и структурно-фазового состояния границ зерен при пластической деформации и диффузионных отжигах на механизмы упрочнения ультрамелкозернистых и крупнозернистых металлов и сплавов с гранецентрированной кубической решеткой.

5. Изучить влияние выделений вторичных фаз на границах и и объеме зерен на закономерности фазовых превращений и деформационное поведение ультрамелкозернистых сплавов полученных методом интенсивной пластической деформации.

Научная пошмпа. В работе впервые:

- с использованием метода дифракции обратно-рассеянных электронов обнаружено уменьшение доли двойниковых границ в зернограничном ансамбле крупнозернистого никеля в процессе высокотемпературной ползучести при напряжениях ниже предела текучести из-за распада границ ЕЗ на специальные границы Х9 и 227 при взаимодействии с дефектами кристаллической решетки;

- установлено, что при отжиге крупнозернистого никеля в условиях диффузионного контакта с медыо формируется зернограпичный ансамбль с преимущественно специальными границами зерен (больше 70%); увеличение доли специальных границ зерен происходит путем инициированной диффузией слабосег-регирующей по ¡раницам зерен примеси (меди) миграции участков границ общего типа к положениям, соответствующим двойниковым разориентировкам 13, и повышением в приграничных областях концентрации меди;

- показано, что увеличение доли границ зерен специального типа в зернограничном ансамбле крупнозернистого никеля (до 55%) приводит к уменьшению предела текучести и коэффициента деформационного упрочнения при низких температурах (295К), а также к снижению скорости деформации на установившейся стадии ползучести (в том числе в условиях зернограничной диффузии атомов примеси) в интервале повышенных температур 773-923К (0,4-0,6 Тги); обнаруженное снижение скорости ползучести и уменьшение эффекта ее активации диффузионными потоками атомов примеси замещения обусловлено повышенным сопротивлением зернограгшчному проскальзыванию и трещинооб-разовашпо низкоэнергетических границ специального тина но сравнению с границами зерен общего типа;

- предложен оригинальный способ оценки изменения энергии (степени неравновесности) большеугловых фаниц зерен в зернограничном ансамбле поликристаллического материала (в том числе с ультрамелкозернистой структурой) при их взаимодействии с дефектами кристаллической решетки или атомами диффундирующей примеси, основанный на расчете величины удельной протяжен-

ности (кривизны) большеугловых границ зерен, определяемой методом дифракции обратно-рассеянных электронов;

- установлено ускорение распада твердого раствора в сплавах с ультрамелкозернистой структурой в условиях сверхпластической деформации, обусловленное развитием процессов миграции границ зерен и зернограничного проскальзывания;

- методом внутреннего трения показано, что снижение температурного и повышение скоростного интервала проявления сверхпластичности в сплавах системы А1-М§-Ы с ультрамелкозернистой структурой но сравнению с крупнозернистыми аналогами обусловлено снижением температуры и уменьшением энергии активации развития истинного зернограничного проскальзывания.

Теоретическая н практическая значимость работы:

- на основе результатов проведенных исследований эволюции зернограничного ансамбля в никеле при различных термосиловых воздействиях и диффузии примеси замещения по границам зерен разработаны комплексные термомеханические обработки, включающие диффузионные отжиги, для формирования в ГЦК металлах и твердых растворах замещения зернограничных ансамблей с заданной долей специальных границ и среднего размера зерен;

- на основании расчета величины удельной протяженности (кривизны) большеугловых границ зерен, определяемой методом обратно-рассеянных электронов, предложен способ оценки изменения энергии таких границ в поликристаллических материалах (в том числе с ультрамелкозернистой структурой) для определения степени неравновесности границ зерен при взаимодействии с дефектами кристаллической решетки или атомами диффундирующей примеси;

- повышение доли границ зерен специального типа в никеле в результате инициированной диффузией слабосегрегирующей примеси (меди) миграции участков границ зерен общего типа в процессе отжига к низкоэнергетическим разориентировкам может использоваться при разработке сплавов на основе никеля с высоким сопротивлением трещинообразовашпо и зернограничному проскальзыванию при эксплуатации в условиях повышенных температур;

- увеличение сопротивления локализации пластического течения на мезо- и макромасштабных уровнях в сплавах А1-М§-Ы при комнатной температуре путем выделения в объеме и на границах зерен частиц вторичных фаз может быть использовано для повышения технологической пластичности (равномерного удлинения) гетерофазных сплавов с ультрамелкозернистой структурой;

- обнаруженное на сплавах А1-М§-и с ультрамелкозернистой структурой смещение температурно-скоростного интервала проявления сперхпластичности

в область более низких температур и высоких скоростей деформации может служить основой при разработке режимов сверхпластической формовки для получения полуфабрикатов и изделии из указанных материалов.

Методологии и методы исследовании

Задачи исследований диссертационной работы направлены на выявление закономерностей влияния деформационных и диффузионных воздействий на структуру и характеристики зернограничного ансамбля, а также деформационное поведение никеля и сплавов Al-Mg-Li в крупнозернистом и ультрамелкозернистом состоянии. Экспериментальные исследования проводились с использованием следующего аналитического и испытательного оборудования (в том числе Томского материаловедческого ЦКП при ТГУ и ЦКП ИФПМ СО РАН «НАНОТЕХ»): оптических микроскопов АХЮ VERТ-200МА Т и Olympus GX-7IF; растрового электронного микроскопа Carl Zeiss EVO 50 XVP, оснащенного энерш- и волнодиспсрсиоиным анализаторами; систем с электронным и сфокусированным ионным пучками Quanta 200 3D и Quanta 600 FEG с приставками для EBSD (Pegasus) и микрорентгсносиектралыюго (EDAX) анализа; рентгеновского дифрактометра Shimadzu XRD 6000 с высокотемпературной приставкой ТТК-450; термоанализатора SDT Q600 для дифференциально-термического анализа; просвечивающих электронных микроскопов JEM 2100, с приставкой для энергодисперсионного анализа Х-МАХ, и ЭМ-125К (для магнитных никелевых образцов); установок для механических испытаний на растяжение и ползучесть Instron 3369, UB-3012M и «ПМАШ»\ автоматического комплекса для измерения микротвёрдости на базе микротвердомера «Duramin-5».

Положения, пыноснмыс па защиту:

1. Закономерности эволюции зернограничного ансамбля в крупнозернистом и ультрамелкозернистом никеле при высокотемпературной ползучести (823К), а также прокатке и ковке при температуре жидкого азота, заключающиеся в распаде специальных низкоэнергетических границ £3 с образованием границ Х9 и S27, формировании малоугловых границ, развитии динамической рекристаллизации в областях локализованного сдвига.

2. Механизм увеличения в зернограничном ансамбле крупнозернистого никеля доли специальных границ зерен (более 70%) путем инициированной диффузией слабосегрегирующей но границам зерен примеси замещения (меди) миграции участков границ общего типа к положениям, отвечающим специальным разо-риентировкам 23, с образованием твердого раствора меди в никеле в приграничных областях.

3. Повышение сопротивления ползучести крупнозернистого никеля в интервале температур 773-923К (0,4^0,6 Тщ,) при увеличении доли специальных границ зерен, в том числе в условиях зернограпичных диффузионных потоков примеси замещения, обусловленное уменьшением вклада механизмов зернограничного проскальзывания и трещинообразования в общую деформацию.

4. Способ (методика) оценки изменения энергии большеугловых границ зерен поликристаллического материала (в том числе с ультрамелкозернистой структурой) при их взаимодействии с дефектами кристаллической решетки и атомами диффундирующей примеси замещения, оспованный на расчете величины удельной протяженности (кривизны) большеугловых границ зерен, определяемой методом дифракции обратно рассеянных электронов.

5. Экспериментально установленное смещение температурного интервала развития сверхпластичности в гетерофазных сплавах системы Al-Mg-Li с ультрамелкозернистой структурой в область более низких температур и более высоких скоростей деформации по сравнению с крупнозернистыми аналогами и обусловливающие его механизмы: понижение температуры и уменьшение энергии активации истинного зернограничного проскальзывания в результате уменьшения удельной плотности зернограпичных выделении 5-фазы и повышения степени неравновесности большеугловых границ зерен.

Степень достоверности н апробация результатов работы.

Достоверность полученных экспериментальных результатов, обоснованность положений на защиту и сформулированных в работе выводов обеспечены использованием современных методов и аналитического оборудования при исследовании структуры, фазового состава и механических свойств, указанных выше материалов, а также анализом и статистической обработкой полученных экспериментальных данных в сопоставлении с теоретическими моделями и данными других исследователей.

Основные результаты проведенных исследований докладывались и обсуждались на следующих международных и всероссийских конференциях и семинарах: V Всероссийской конференции «Физико-химия ультрадисперсных (на-НО-) систем», Екатеринбург, 2000 г.; Научно-практической конференции мате-риаловедческих обществ России «Новые конструкционные материалы», Москва, 2000 г.; International Workshop «Мезомеханика: основы и приложения», г.Томск, 2000 г.; Всероссийской научно-практической конференции «Перспективные технологии физико-химической размерной обработки и формирования эксплуатационных свойств металлов и сплавов», Уфа, 2001 г.; VI Российско-китайском симпозиуме «Новые материалы и технологии в XXI веке», Пекин,

КНР, 2001 г.; VI Всероссийской конференции «Фнзико-химия ультрадиснерс-ных (нано-) систем», г.Томск, 2002 г.; XXXIX семинаре «Актуальные проблемы прочности», г.Черноголовка, 2002 г.; IX Международном семинаре «Дислокационная структура и механические свойства металлов и сплавов», Екатеринбург, 2002 г.; Междунаодной конференции по физической мезомеханике, компьютерному конструированию и разработке новых материалов, г.Томск, 2004, 2006, 2009, 2011 гг; Научной сессии Московского инженерно-физического института, Москва, 2005 г.; Nanomaterials by Severe Plastic Deformation NanoSPD3, Fukuoka, Japan 2005; Международной конференции «Фазовые превращения и прочность кристаллов», Черноголовка, 2006, 2010, 2012 гг; HI-й Евразийской научно-практической конференции «Прочность неоднородных структур», Москва, 2006 г.; II Всероссийской конференции по наноматериалам « НАНО-2007», г.Новосибирск, 2007 г.; 2-nd International symposium "Physics and mechanics of large plastic strains". St.-Petersburg, 2007; International symposium on bulk nanos-tructured materials BNM, Ufa 2007; Me лоду народной школе-семинаре «Многоуровневые подходы в физической мезомеханике. Фундаментальные основы и инженерные приложения», г.Томск, 2008г.; Nanomaterials by Severe Plastic Deformation NanoSPD4, Goslar, Germany, 2008; Second International Symposium "Bulk Nanostructured Materials: from fundamentals to innovations", Ufa, 2009; IV International seminar "Nanotechnology, energy, plasma, lasers", Tomsk, 2010; IV Всероссийской конференции no наноматериалам «НАНО-2011», Москва, 2011; 5th International Conference on Nanomaterials by Severe Plastic Deformation, Nanjing, China, 2011; 3nd International Symposium "Bulk nanostructured materials: From fundamentals to innovations BNM-2011", Ufa, 2011.

Личный вклад актора в работу. Все результаты, приведенные в диссертации, получены либо самим автором, либо при его непосредственном участии. Автору принадлежат идеи в определении цели и задач работы, анализе и интерпретации полученных результатов, формулировке положений и выводов.

Публикации. Основное содержание работы представлено в 35-ти научных работах, в том числе 30-ти статьях в рецензируемых журналах из списка ВАК, а также 3-х коллективных монографиях и 2-х патентах РФ.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, четырех разделов, основных выводов и списка цитируемой литературы из 236 наименований. Всего 268 страниц, в том числе 139 рисунков и 16 таблиц.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность работы, сформулированы цель и задачи исследований, научная и практическая значимость, приводятся положения, выносимые на защиту.

В первом разделе представлены результаты исследований эволюции структуры и зернограничного ансамбля никеля в крупнозернистом и ультрамелкозернистом состоянии в условиях внешних термосиловых воздействий. После различной механотермической обработки были получены образцы крупнозернистого никеля с близким средним размером зерен (-45 мкм), но с различным зернограничиым ансамблем (рис.1), содержащим 25% (структура (I) и 55% (структура II) границ зерен специального типа, соответственно. С увеличением в зернограничном ансамбле никеля доли специальных границ зерен содержание низкоэнергетических 1раниц 13 возрастало с 12 до 36%.

AN/N

10 20 30 40 50 609, град. 0 10 20 30 40 50 60 9, град. Рисунок 1 - Распределение границ зерен по углам разориентировки в никеле со структурой I (а) и структурой II

Изучение эволюции зернограничного ансамбля крупнозернистого никеля со структурой II при низких напряжениях течения (ниже предела текучести), скоростях и степенях деформации в условиях ползучести при температуре 823К (~0,5ТШ) показало, что уже при степенях деформации е - 5% наблюдается значительное уменьшение доли и протяженности границ зерен двойникового типа S3 (табл.1). В то же время в результате указанного деформационного воздействия наблюдается существенное повышение доли и протяженности специальных границ Х9 и S27.

Такое изменение спектра разориентировок ГЗ крупнозернистого никеля может быть связано со «схлопыванием» двойников и образованием указанных

выше специальных границ в противоположность тому, как в процессе отжига в ГЦК металлах наблюдался распад специальных границ типа £27 -» £3 + 29 с последующим распадом границы £9 на две границы 23. Подтверждением этого служит большое число наблюдаемых на рис.2 тройных стыков, образованных двумя границами £3 и одной £9, а также границами £3, £9 и £27. С увеличением степени деформации при ползучести (е ~ 20%) наблюдается уменьшение доли указанных выше специальных границ в спектре зернограничных разориен-тировок, обусловленное резким увеличением доли малоугловых границ £1 (табл. 1).

Таблица I - Изменение спектра границ зерен никеля со структурой II в процессе ползучести при температуре 823К

Степень деформации, % Доля малоугловых границ % Доля специальных qia- ниц £3, % Доля специальных границ £9, % Доля специальных границ £27, %

0 (исх. сост.) 9,1 36,7 0,9 0,2

5 6,9 23,9 4,7 2,0

20 46,4 4,3 1,8 0,6

В связи с развитием в никеле с ультрамелкозернистой структурой (с! ~1 мкм) процесса динамической рекристаллизации уже при комнатной температуре, изучение эволюции его зернограничного ансамбля было проведено в условиях прокатки и ковки при температуре жидкого азота. Как показали данные, полученные методом ЕВ80, в результате прокатки УМЗ никеля в указанных условиях до в ~ 90% структура материала на мезомас-штабном уровне становится вытянутой вдоль направления прокатки (рис.Зя), с формированием характерной для этой обработки кристаллографической текстуры. На микромасштабном уровне выявляется полосовая фрагментированная структура (рис.Зб), в то время как средний размер зерен материала практически не изменяется.

Рисунок 2 - Карта границ зерен никеля со структурой II после ползучести при температуре 823К (е-5%)

Увеличение скорости деформации путем ковки (~ 1 с"1) даже при меньшей деформации (е -35%) приводит к появлению на мезомасштабном уровне полос локализованного сдвига (рис.4я). При этом в областях локализованной деформации на микромасштабном уровне наблюдаются новые равноосные зерна размером ~ 0,5 мкм (рис.4б), не содержащие дислокаций, что свидетельствует о развитии в УМЗ материале в данных условиях процесса динамической рекристаллизации.

Рисунок 3 - Структура ультрамелкозернистого никеля после прокатки при температуре жидкого азота, выявляемая методом ВВ8Э анализа (а) и просвечивающей электронной микроскопии (б)

Рисунок 4 - Структура ультрамелкозернистого никеля после ковки при температуре жидкого азота, выявляемая методом 1-НЯ[) анализа (я) и просвечивающей микроскопии (темное поле) в областях локализации пластической деформации (б)

Изучение спектра разориентировок границ УМЗ никеля после деформации при температуре жидкого азота показало, что если после прокатки характер спектра практически не меняется, то после ковки значительно возрастает доля большеугловых (-70%) границ, наблюдаемых преимущественно в зонах локализованной деформации. При этом в спектре разориентировок исследуемого материала появляются двойниковые границы ЕЗ, доля которых достигает 4% после прокатки и 7% после ковки. Анализ карт границ зерен в УМЗ никеле показал, что в указанных условиях пластической деформации образование двойниковых границ наблюдается в областях с релаксированной структурой и связано с миграцией большеугловых границ зерен.

На основании расчета удельной протяженности большеугловых границ зерен, определяемой методом дифракции обратно-рассеянных электронов, был предложен способ (методика) оценки изменения энергии большеугловых пэа-ниц зерен в поликристаллическом агрегате в результате их взаимодействия с дефектами кристаллической решетки или атомами примеси. Для оценки удельной протяженности большеугловых фаниц зерен, приходящихся на одно зерно, была использована формула:

г буг

иуд

2ЛУ

(1),

где I - протяженность большеугловых границ зерен; N - число зерен участвующих в расчете (краевые зерна не учитывались); с/ - средний размер зерен (все величины определялись методом ЕВ 8 О анализа). В случае поликристалла с

числом ближайших соседей у каждого зерна п = 6 (правильные шести-гранпики) и прямолинейными равновесными границами зерен величина удельной протяженности будет близка к 1,5 (рис.5). С повышением кривизны границы значение будет увеличиваться.

На основании предложенной методики были рассчитаны значения для никеля в крупнозернистом и

ультрамелкозернистом состоянии по-Рисунок 5 - Структура поликристалла сда чных деформационных воз-с равноосными зернами и числом ближайших соседей п = 6 действий (табл.2). Как видно из таб-

лицы 2, в никеле с крупнозернистой структурой величина с увеличением доли специальных границ зерен уменьшается до значений, близких соответствующим равновесному состоянию материала. Пластическая деформация в условиях ползучести приводит к незначительному, а прокатка - к существенному повышению этой величины (табл.2).

Таблица 2 - Характеристики структуры и зернограничного ансамбля никеля в крупнозернистом и ультрамелкозернистом состоянии после различных механо-термических обработок

№ пп Материал Средний размер зерен с/, мкм Относительная протяженность ГЗ, см"' Доля границ специального типа ЕЗ-249, % Удельная протяженность большеугловых ГЗ /тт

1. N1 крупнозернистый (структура 1) 25 1220 25 1,67

2. N1 крупнозернистый (структура И) 23 1160 55 1,51

3. N1 крупнозернистый (II) после ползучести 7М523К 49 1396 18 1,63

4. N1 крупнозернистый (II) + прокатка при Т комн. 56 5170 5 7,7

5. N1 ультрамелкозернистый 1,0 157600 - 3,12

6. № ультрамелкозернистый + прокатка при Т ж. азота 1,0 60750 4 4,3

7. N1 ультрамелкозернистый + ковка при Т ж. азота 0,9 94250 7 6,9

В случае материала с ультрамелкозернистой структурой, полученного методом равноканалыюго углового прессования, величина удельной протяженности большеугловых границ зерен увеличивается по сравнению с крупнозернистым материалом в исходном состоянии, а также после ползучести при температуре 823К. Вместе с тем, несмотря на более высокую величину пластической деформации при РКУП, значение Ь™/ для УМЗ материала (3,12) оказалось существенно меньше определенного для случая крупнозернистого материала после прокатки (7,7) при комнатной температуре (табл. 2).

Такое различие в значениях для материалов в различном структурном состоянии, а также в изменении этой величины при сравнимых внешних воздействиях может свидетельствовать о различии во взаимодействии границ зерен крупнозернистого и ультрамелкозернистого никеля с дефектами кристаллической решетки в процессе пластической деформации. Действительно, аб-

сорбция решеточных дислокаций более равновесными границами крупнозернистого материала приводит к локализации ядра решеточной дислокации в границе, и, как результат, к значительному повышению энергии участков границы с захваченными решеточными дислокациями. Вследствие этого, структурная перестройка границы, направленная на снижение удельной энергии, приводит к ее искривлению (в случае границы специального типа к фасетированшо). В отличие от равновесных границ, абсорбция дислокаций неравновесными границами зерен ультрамелкозершютых материалов приводит к делокализации ядра захваченной границей решеточной дислокации, не вызывающей заметного изменения энергии и, как следствие, структурных перестроек границы, приводящих к увеличению ее кривизны.

Гаю»! образом, полученные данные свидетельствуют, что предложенная выше методика оценки изменения энергии большеугловых границ зерен по изменению их удельной протяженности в результате взаимодействия с дефектами кристаллической решетки или атомами примеси может быть использована для поликристаллических материалов, как в крупнозернистом, так и в ультрамелкозернистом состоянии.

Во втором разделе рассмотрены закономерности влияния диффузионных потоков атомов примесей с различной склонностью к сегрегациям по границам зерен на характеристики зернограничного ансамбля и деформационное поведение никеля в широком диапазоне температур и приложенных нагрузок. Для исследований были выбраны системы №(Си) и N¡(Ag), имеющие слабую и сильную склонность диффундирующих примесей (указаны в скобках) к сегрегациям по границам зерен никеля, соответственно.

Показано, что при отжиге в течение 5 часов крупнозернистого никеля в контакте со слаиосегрегирующей примесыо (медыо) при температуре 823К наблюдается развитие инициируемой диффузией миграции границ, в процессе которой различные участки границы могут мигрировать в противоположных направлениях (рис.6«), В результате этого в зонах миграции границ (темные области) методом микроанализа выявляется образование твердого раствора меди в никеле, концентрация которой достигает 20 ат. %. С использованием метода ЕВЯЭ анализа установлено, что в результате отжига средний размер зерен остается неизменным, в то время как доля границ со специальными разориентиров-ками двойникового типа ЕЗ возрастает более чем в три раза и достигает 52% (рис.66). При этом суммарная доля границ зерен специального типа (Х3-^Х49)

Д№Ы, 1

а 0,50,4- б сп И

I ■ ■■■■И!

1 \ _ 0,3-

ч; 0,2- Оч >Л

- 0,1 - ™ и.....,1 1пПр| Г II II II 1

! 0 мкм 0,0- Р11-1 I г-чрч

------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------10 20 30 40 50 60 о, град

Рисунок 6 - Структура (а) и спектр зернограничных разориентировок (б) никеля I после отжига под медью при Т=823К. Стрелками отмечены направления миграции участков границы общего типа

увеличивается до -72%. Изучение структуры никеля после отжига под медью методом высокоразрешающей растровой электронной микроскопии показало, что причиной отмеченного выше повышения доли двойниковых границ в спектре разориентировок исследуемого материала является смещение в процессе инициируемой диффузией миграции отдельных участков большеугловых границ общего типа к положениям, соответствующим специальным низкоэнергетическим разориентировкам £3 (рис.7).

а б ^

■■■}:.¿Ш у/МЩШ ■ ■ 111111Ш \

: -ШШШмЖ ' ^ Ж" Ж'' ЩЖ'Ж ..

|| , .......................... | ' ||§§| II ч

И|\

ЕзЧ

V

у

\

2 мкм /\

Рисунок 7 - Миграция участков границы зерен общего типа в никеле I в условиях диффузионного отжига под медыо при температуре 823К: а) растровая электронная микроскопия, б) схема миграции участков границы

Определение величины удельной протяженности большеугловых границ зерен никеля после указанного диффузионного отжига показало, что ее значение возрастает по сравнению с исходным состоянием до 2,15. Такое существенное повышение в результате диффузионного воздействия величины , ко-

торая превышает соответствующее значение для ппкеля после пластической деформации в условиях ползучести при температуре 823К (табл. 2), обусловлено наблюдаемым в материале увеличением кривизны границ зерен в результате инициированной диффузией атомов меди миграции болыиеугловых границ общего типа. Более высокое значение данной величины после статического диффузионного отжига в системе №(Си) по сравнению с выявляемой после ползучести при этой же температуре связано с тем, что в последнем случае инициируемая диффузией примеси (меди) миграция границ зереп не реализуется вследствие блокирующего влияния на этот процесс внешних приложенных напряжений, также как это наблюдалось при ползучести чистого никеля.

Изучение влияния диффузии примеси на структуру и зернограничный ансамбль ультрамелкозернистого никеля показало, что предварительное насыщение границ зерен этого материала атомами меди препятствует развитию рекристаллизации и значительному росту зерен в условиях прокатки (е -90%) при комнатной температуре. В отличие от прокатки УМЗ никеля при температуре жидкого азота, деформация материала с предварительно насыщенными медью границами не приводит к появлению механической текстуры (вытяиутости зерен) (рис.8в). Исследование микроструктуры показало, что после указанной обработки наблюдается дальнейшее измельчение структуры ультрамелкозернистого никеля с появлением большого числа зерен с размерами менее 0,5 мкм (рис. 86), в результате чего средний размер зерен уменьшается до 0,8 мкм. При этом, как и в случае пластической деформации никеля, при температуре жидкого азота в спектре зернограничных разориентировок появляются обусловленные процессами возврата специальные низкоэнергетические границы 23, доля которых достигает 5,5%.

Для изучения влияния характеристик структуры и зернограничного ансамбля, формирующихся в различных условиях внешних воздействий, на механические свойства и деформационное поведение крупнозернистого и ультрамелкозернистого никеля были проведены измерения микротвердости, испытания на растяжение при комнатной, а также на ползучесть при повышенных температурах (режим В|). Как видно из таблицы 3, диффузионный отжиг под медью приводит к увеличению микротвердости крупнозернистого никеля почти в 1,5 раза по сравнению с исходным состоянием, что обусловлено твердорас-творным упрочнением атомами меди в процессе инициируемой диффузией примеси миграции границ.

"

V*

I мкм

Рисунок 8 - Структура УМЗ никеля с насыщенными медью границами зерен после прокатки при Тк, выявляемая методами ЕВ80 (а) и ПЭМ (темное поле) (б)

Пластическая деформация прокаткой крупнозернистого никеля при комнатной температуре приводит к значительному повышению микротвердости (2,38 ГПа), величина которой превышает соответствующую даже для УМЗ материала (2,28 ГПа). Такое значительное повышение микротвердости может быть связано с высокой плотностью субзеренных (малоугловых) границ, а также высокими внутренними напряжениями в этом материала при сравнимой величине среднего размера зерен (табл. 3).

Оценка вклада в упрочнение никеля от отдельных дислокаций и малоугловых границ зерен, может быть сделана с использованием формулы:

Л а (р)= МаСЬ Л/л.+ЛЯт (2),

где М- фактор Тейлора (~ 3 в случае никеля); а - константа, равная для никеля 0,2-0,3; С - модуль сдвига, равный для никеля 78,9 ГПа; Ь - вектор Бюргерса дислокации (0,249 нм); р„ - плотность отдельных дислокаций и А/уг- плотность дислокаций, образующих малоугловые границы зерен. Последняя величина может быть выражена формулой:

Рмуг= 1,5(8увн)иу^Ь (3),

где 5К - площадь границ в единице объема; в„ - средний угол разориентировки малоугловых границ; Ь - вектор Бюргерса. С учетом выявляемых методами ЕВБО и ренггеноструктурного анализа характеристик структуры и зерногра-ничного ансамбля повышение напряжения течения прокатанного никеля может быть оценено по формуле (2) как Лет- 323 МПа. Такое упрочнение дает прирост микротвердости на величину АНМ= 3Лег, составляющую 969 МПа.

Таблица 3 - Характеристики структуры, зернограничного ансамбля и микротвердости никеля после различных воздействий

№ Материал Средний Доля специ- Доля мало- Микро-

размер альных гра- угловых твердость

зерен а', ниц ЕЗ, % границ

мкм 21, % ГПа

I. N1 крупнозернистый (структура 11) 45 36 9 0,84

2. N¡(011) крупнозернистый I после отжига 823К, 6 часов 45 52 4 1,25

3. N1 крупнозернистый II после ползучести при Т=823К 49 4 46 1,41

4. Ы\(Си) крупнозернистый II после ползучести при Т=823К 59 28 32 1,26

5. N'1 крупнозернистый 11 + прокатка при Т комн. 56 - 70 2,38

6. № ультрамелкозернистый (после РКУ прессования) I - 50 2,28

7. № ультрамелкозернистый + прокатка при Т жидк. азота 0,9 4 43 2,94

8. NN ультрамелкозернистый + ковка при 'Г жидк. азота 0,9 7 31 2,86

9. ЫЦСи) ультрамелкозернистый + прокатка при Т комн. 0,8 5,5 53 2,83

Испытания на растяжение показали, что различие в содержании границ зерен специального типа в крупнозернистом никеле не влияет на характер деформационного поведения (вид кривых ст-б) этого материала в целом (рис.9). В то же время, в случае никеля со структурой I (низкая доля ГЗ специального типа), величины предела текучести и коэффициента деформационного упрочнения на первой стадии кривой течения несколько выше, чем для никеля со структурой II (рис. 9). Такое различие в деформационных характеристиках никеля с разной долей границ зерен специального типа обусловлено меньшим сопротивлением низкоэнергетических (специальных) границ зерен развитию пластической деформации по сравнению с границами общего типа, которые более эффективно препятствуют движению дислокаций. Никель с ультрамелкозернистой структурой демонстрирует значительно более высокие прочностные свойства, что хорошо согласуется с измерениями микротвердости и с оценками вклада в упрочнение от уменьшения среднего размера зерен, сделанными на основании уравнения Холла-Петча.

Исследование влияния х ар актеристик зерногранич-ного ансамбля крупнозернистого никеля на высокотемпературную ползучесть, в том числе в условиях активации границ зерен диффузионными потоками атомов примесей с различной склонностью к сегрегации, показали, что никель содержащий преимущественно специальные границы

(структура II) во всем интервале температур (режим В,) и приложенных нагрузок демонстрирует более высокое сопротивление ползучести (рис. 10).

50 8, %

Рисунок 9 - Кривые растяжения при комнатной температуре крупнозернистого никеля I (1) и II (2), а также материала в УМЗ состоянии (3)

1,9 2,0 2,1 2,2 2,3 2,4|д о, МПа 1, 1,9 2,0 2,1 2,2 2,3 |да, А

1дё С"' -1

-4,0- в V, 973К/у| ✓ 923К. 873К /2' А 7 -4,5- г 973К/ 923К 873К 823К

-4,5- ' 2 / Ь. 823К Г 3 / -5.0- Гу/у г^Х/ УУ //

-5,0- А / / / 4 -5,5- ./ у /У //

-5,5- /У -6.0- V/ II

-6,0- * -6,5- /з/ 4//4

2.0 2,1 2,2 2,3|да, МПа

,8 1,9 2,0 2,1 2,2 2,31дп, МПа

Рисунок 10 - Зависимость скорости ползучести от нагрузки на установившейся стадии для никеля I (а, в) и II (б, г), в том числе в условиях диффузии меди (а, б) и серебра (в, г) с поверхности (кривые со штрихом) в интервале температур 773-973К

Показано, что повышение сопротивления ползучести, проявляющееся в уменьшении скорости деформации и увеличении показателя степени п = dlgé/ diga на установившейся стадии, обусловлено снижением вкладов зериогра-ничпого проскальзывания и трещинообразования в общую деформацию. Наблюдающийся в системах Ni(Cu) и Ni(Ag) эффект активации (увеличения скорости) ползучести п условиях воздействия диффузионными потоками атомов примесей по границам зереп существенно меньше выражен в никеле с преимущественно специальными границами зерен (рис.10). Установлено, что причиной такого различия в деформационном поведении никеля с различной долей границ специального типа является высокое сопротивление таких границ развитию зернограничного проскальзывания и трещинообразования.

В третьем разделе приведены результаты исследований влияния частиц вторичных фаз по границам зерен на характеристики зернограничного ансамбля, термостабильность структуры и деформационное поведение при низких температурах сплавов Al-Mg-Li, подвергнутых равноканалыюму угловому прессованию. Исследования методами просвечивающей электронной микроскопии и рентгеиоструктурного анализа показали, что в результате такой обработки в сплавах указанной системы (1420 и 1421) формируется равноосная ультрамелкозернистая структура (с/ ~ 1 мкм) с однородно распределенными по объему материала зерпограничными выделениями частиц 5-фазы (Al2LiMg) размером 0,2-0,5 мкм (рис.1 la). Объемная доля таких частиц, определенная по данным электронной микроскопии, а также оцененная с использованием метода РСА по содержанию магния в твердом растворе, составляет ~ 3 %. Изучение спектра разориентировок границ зерен показало, что доля большеугловых границ в ультрамелкозернистых сплавах Al-Mg-Li составляет более 85% (рис.116), тогда как в УМЗ алюминии, полученном таким же методом интенсивной пластической деформации, не превышает 70%.

Исследование термостабилыгости структуры и фазового состава ультрамелкозернистых сплавов методами дифференциальной сканирующей калориметрии в сочетании с просвечивающей и растровой микроскопией показало, что при нагреве в диапазоне температур 298-773К наблюдается последовательное выделение частиц S-фазы двух типов: выделяющейся в объеме зерен полукогерентной с матрицей метастабильной фазы I типа и более стабильной, неко-герентнои с матрицей зернограничной фазы II типа (рис.12о). Установлено, что при температуре 603К наблюдается растворение частиц S-фазы I типа с уходом

атомов магния и лития на границы зерен. Частицы зернограничных выделений ^-фазы II типа, наблюдающиеся в сплавах после равноканального углового прессования, остаются стабильными при нагреве до температуры 71ЗК (~ 0,75 Тщ,). Однако, уже при меньших температурах (653К) наблюдается огрубление (коагуляция) таких частиц с появлением конгломератов размером более 1 мкм (рис. 126), что приводит к интенсивному развитию рекристаллизации и значительному росту зерен при температурах выше 683К (рис. 12е).

Рисунок 11 - Микроструктура (а) и распределение границ зерен по углам разориентировки (б) УМЗ сплава 1420. Стрелками отмечены частицы 5-фазы

Рисунок 12 - Структура сплава 1420 УМЗ после 20 мину тных отжигов при температурах 573 (а), 653 (б) и 683К (в), соответственно. Черными стрелками отмечены частицы 5-фазы 1 типа, белыми - И типа

Изучение механических свойств и деформационного поведения сплавов системы А1-М£-Ы с ультрамелкозернистой структурой при комнатной температуре показало, что по сравнению с УМЗ алюминием эти материалы демонстрируют более высокие механические свойства и существенно отличающуюся за-

60 о, град

an/nj 0,100,080,06 0,04 0,02

г.МПа

висимость <7 - е (рис.13). Алюминий с ультрамелкозернистой структурой демонстрирует характерную для материалов, полученных методами интенсивной пластической деформации, короткую стадию деформационного упрочнения (-0,4%) с длинным участком разупрочнения (>25%), предшествующим разрушению. В то же время, на кривых течения сплава 1421 как в исходном, так и в ультрамелкозернистом состоянии напротив наблюдаются длинные стадии деформационного упрочнения (-18 и 13%, соответственно), вплоть до развития стадии разрушения.

Исследование деформационного рельефа методом растровой электронной микроскопии показало, что причиной короткой стадии деформационного упрочнения в случае чистого алюминия с ультрамелкозернистой структурой является локализация пластической деформации на макромасштабном уровне уже на ранних стадиях течения с образованием шейки сразу после достижения предела прочности (рис. 14а). Это приводит к низкой величине равномерного удлинения, соответствующего пластической деформации на пределе прочности. При напряжении течения выше предела прочности деформация образцов УМЗ алюминия на стадии разупрочнения протекает только в шейке, о чем свидетельствует отсутствие удлинения нанесенных перед деформированием маркерных кругов на рабочей базе вне области шейки (рис. 14а). Основными модами пластической деформации ультрамелкозериистого алюминия в области шейки являются развивающиеся на мезомасштабном уровне кооперативное зернограничное проскальзывание (взаимное смещение нескольких зерен), вклад которого в общую деформацию увеличивается, и полосы локализации (рис. 14а). Установлено, что в полосах локализованной деформации алюминия с ультрамелкозернистой структурой наблюдается развитие релаксационного процесса миграции границ, способствующего росту зерен.

Рисунок 13 - Кривые растяжения образцов УМЗ алюминия (1) и сплава 1421 (3), а также крупнозернистого сплава (2) при температуре 295К

Рисунок 14 - Поверхность образцов ультрамелкозернистых алюминия (а) и сплава 1421 (бив) после растяжения при комнатной температуре. Стрелками отмечены маркерные круги на поверхности образца УМЗ алюминия (а)

В отличие от УМЗ алюминия, образцы сплава 1421 как в крупнозернистом, так и в ультрамелкозернистом состоянии демонстрируют более однородную деформацию без образования выраженной шейки (рис.146). В крупных зернах наблюдается развитие пластической деформации на микромасштабном уровне путем внутризеренного дислокационного скольжения (рис14в). Вместе с тем, находящиеся на границах и в объеме зерен сплава выделения частиц вторичной фазы эффективно препятствуют переходу деформации на мезомасштабный уровень и развитию процессов миграции границ и зернограничного проскальзывания, а также локализации пластического течения (рис.146).

В четвертом разделе представлены данные о закономерностях деформационного поведения и механизмах пластической деформации ультрамелкозернистых сплавов Al-Mg-Li при повышенных температурах. При испытаниях на растяжение в диапазоне начальных скоростей деформации 10"3-И0"'с"' было выявлено смещение температурного интервала проявления сверхпластичности в ультрамелкозернистых сплавах на 150-170° по сравнению с крупнозернисты -

2 мкм

ми аналогами (рис.15). Коэффициент скоростной чувствительности напряжения течения (т = с^ст/с^е) в случае УМЗ сплава 1421 изменяется в интервале от 0,41 (648К) до 0,54 (698К), что свидетельствует о развитии сверхпластичности в условиях, близких к оптимальным (т = 0,5), когда основным механизмом деформации становится зернограничное проскальзывание. Испытания на ползучесть сплава 1420 при температуре 573К показали, что при одинаковых приложенных напряжениях скорость деформации ультрамелкозериистого сплава более чем на два порядка превышает соответствующую в крупнозернистом аналоге, а коэффициент т возрастает с 0,4 до 0,5. Таким образом, в сплавах А1-Р\^-и при переходе от крупнозернистой к ультрамелкозернистой структуре наблюдается смещение температурно-скоростного интервала развития сверхпластичности в область более низких температур и высоких скоростей деформации.

а, МПа

о

0 200 400 600 800 е, % 300 400 500 600 700 800 T, К

Рисунок 15 - Кривые растяжения сплава 1421с УМЗ структурой (а) и температурная зависимость предела текучести для этого сплава (б) в крупнозернистом и ультрамелкозернистом состоянии

In situ исследования поверхностного рельефа образцов сплава 1420 с ультрамелкозернистой структурой в процессе растяжения при температуре 573К (s~I0"V) показали, что причиной смещения температурного интервала развития сверхпластичности в этом материале является активация зернограничного проскальзывания. Уже при переходе к стадии равномерного течеиия (е <50%) на поверхности сплава возникают полосы кооперативного зернограничного проскальзывания, перпендикулярные направлению растяжения (рис. 16а) и обусловленные сдвиговыми напряжениями на границах зерен вблизи поверхности. Их плотность, ширина и длина увеличиваются с ростом степени деформации. Затем образуются длинные мезополосы локализованной пластической деформации в направлении растяжения и под углом примерно 45° к направлению растяжения (рис. 16 б,в,г). Макрополосы локализованной пластической дефор-

мации не образуются вплоть до разрушения, а само разрушение обусловлено образованием шейки и происходит по границам зерен.

а, б, в, г - еа < е6< ев<егк 100%

Рисунок 16 - Оптическое т-зНи изображение эволюции поверхностного рельефа сплава 1420 с ультрамелкозернистой структурой с увеличением степени деформации в условиях растяжения (Т=573К, ё ~ 10"2с"')

Выяснение причин активации зернограничного проскальзывания в сплаве 1420 с ультрамелкозернистой структурой при растяжении (Т=573К) с использованием просвечивающей электронной микроскопии показало, что при деформации в условиях сверхпластичности наблюдается процесс миграции границ с отрывом от выделившихся на них частиц ¿»-фазы (рис. 17). Это приводит к облегчению зернограничного проскальзывания и резкому росту объемной доли частиц 5-фазы 11 типа внутри зерен с увеличением степени деформации (с 2% при г = 100%, до 6% при е = 470%). Плотность дислокаций с ростом степени деформации в материале практически не изменяется (~108см"2), что свидетельствует о том, что зернограничное проскальзывание, контролируемое диффузией по границам зерен, является основным механизмом пластической деформации в рассматриваемых условиях.

Рисунок 17 - Микроструктура (а) УМЗ сплава 1420 после сверхпластической деформации при температуре 573К (в = 470%) со схемой (б) миграции границы на а (начальное положение границы отмечено пунктиром)

Для изучения состояния границ зерен, а также протекающих на них процессов на примере сплава 1421 были проведены сравнительные исследования температурной зависимости внутреннего трения в крупнозернистом и ультрамелкозернистом состоянии. Установлено, что низкотемпературная (восходящая) ветвь зернограничного пика внутреннего трения, обусловленного истинным проскальзыванием по границам зерен общего типа, в сплаве с УМЗ структурой смещается в область более низких температур, по сравнению с крупнозернистым состоянием, и совпадает с соответствующей кривой для чистого алюминия (рис. 1 8я). Смещение указанных кривых по температуре составляет -170°, что хорошо согласуется с температурными интервалами развития сверхпластичности в этих материалах и может быть связано с уменьшением более чем на два порядка удельной плотности (число на единицу площади границы) частиц 5-фазы на границах зерен при переходе от крупнозернистой к ультрамелкозернистой структуре.

Q"'.io~3 _ AQ"'.IO"3 _

300 400 500 600 700 Т. К 300 400 500 " 600 Т, К

Рисунок 18 - Температурные зависимости внутреннего трения для крупнозернистых сплава 1421 (1) и алюминия (3), а также сплава 1421 в УМЗ состоянии (2), определяемые процессами Fia границах (а) и в объеме зерен (б)

Для разделения вкладов истинного зернограничного проскальзывания и других релаксационных процессов во внутреннее трение был использован графический метод, учитывающий, что пики внутреннего трения различных релаксационных процессов, так же, как и зернограничного, описываются уравнением:

е;' СГ) = 2-й' [exp + exp -^(±--L)]-', (4)

а их восходящая (низкотемпературная) ветвь - уравнением:

Q= Q-J exp(-UfJRT), (5)

где Q~' и Т„, - максимальное значение высоты зернограничного пика внутреннего трения и соответствующая ему температура; Т- абсолютная температура; R -универсальная газовая постоянная; Ug - энергия активации процесса, обусловливающего зернограничное внутреннее трение.

Разделение вкладов различных релаксационных процессов показало, что формирование УМЗ структуры приводит, во-первых, к сильному уменьшению энергии активации истинного зернограничного проскальзывания, и, во-вторых, к увеличению внутреннего трения, связанного с диффузией внедренных атомов лития в поле напряжений дислокации и их микродиффузией вокруг атомов магния (пики Кестера (К) и Розина-Финкельштейна (RF) на рис. 186, соответственно). При этом наблюдаемое в ультрамелкозернистом сплаве увеличение внутреннего трения за счет указанных эффектов свидетельствует об увеличении в результате РКУП концентрации внедренных атомов лития, а смещение пика Кестера в область более низких температур (примерно на 80°) - об ускорении процесса диффузионного массопереноса внедренных атомов лития в поле напряжений дислокаций. Такое снижение в сплаве 1421 с ультрамелкозернистой структурой температуры проявления эффекта Кестера, обусловленного диффузией атомов лития по трубкам дислокаций, может быть связано с повышением в объеме зерен этого материала концентрации точечных дефектов (вакансий) в результате воздействия методами интенсивной деформации.

Определение с использованием уравнений (4) и (5) величины энергии активации Ux процесса зернограничного проскальзывания показало, что в сплаве 1421 с ультрамелкозернистой структурой она снижается почти вдвое с 77 до 41 кДж/моль, по сравнению с крупнозернистым состоянием. Полученная для крупнозернистого сплава энергия активации истинного зернограничного проскальзывания хорошо согласуется с величиной энергии активации зернограничной диффузии магния в сплаве Al-Mg, тогда как наблюдаемое в случае ультрамел-

козернистого состояния снижение ик отражает повышение степени неравновесности границ зерен этого материала, полученного воздействием интенсивной пластической деформации.

Основные выводы

I. Впервые с использованием метода дифракции обратно-рассеянных электронов исследованы закономерности влияния деформационных и диффузионных воздействий на структуру и характеристики ансамблей большого числа границ зерен в крупнозернистых и ультрамелкозернистых металлических материалах (никель и сплавы Al.Mg.Li). Разработаны комплексные механотермические обработки, включающие воздействие зернограничными диффузионными потоками атомов примеси, обеспечивающие формирование в крупнозернистом никеле рекристаллизованной структуры с разной долей границ специального типа при одновременном изменении среднего размера зерен.

2. Исследована эволюция зернограничного ансамбля крупнозернистого никеля (средний размер зерен -45 мкм) с преимущественно болынеугловыми границами зерен специального типа в условиях ползучести с напряжениями ниже предела текучести при температуре 823К (-0,4 Тш1). Установлено, что при степенях деформации до 10% в указанных условиях наблюдается уменьшение количества пластинчатых двойников и появляются границы зерен специального типа 29 и -27. Причиной такого изменения характеристик зернограничного ансамбля в условиях пластической деформации является распад двойниковых границ зерегг 13 с образованием указанных специальных границ.

3. Показано, что увеличение доли границ зерен специального типа в спектре зернограничных разориентировок крупнозернистого рекристаллизованного никеля (до 55%) не изменяет закономерностей деформационного поведения но приводит к уменьшению предела текучести и коэффициента деформационного упрочнения при растяжении в условиях низких температур (295К), что обусловлено меньшим сопротивлением деформации границ зерен специального типа по сравнению с границами общего типа. При ползучести в интервале повышенных температур 773-923К (0,4-0,6 Тпл) в этом материале наблюдается также уменьшение скорости деформации на установившейся стадии, в том числе в условиях зернограничной диффузии атомов примеси, по сравнению с никелем, содержащим преимущественно границы общего типа. Установлено, что снижение скорости ползучести и уменьшение эффекта активации диффузионными потоками атомов примеси замещения обусловлено повышенным сопро-

тивлением зернограничному проскальзыванию и трещннообразованию границ специального типа, по сравнению с границами зерен общего типа.

4. Изучение структуры ультрамелкозернистого никеля после прокатки при температуре жидкого азота (-0,04 Т™) показало, что основным механизмом пластической деформации в этих условиях является внутризереппое дислокационное скольжение, приводящее к формированию полосовой фрагментиро-ванной структуры и характерной кристаллографической текстуры. Увеличение скорости деформирования (ковка) приводит к развитию локализации деформации на мезомасштабном уровне с появлением зерен рекристаллизационного происхождения в областях локализованного сдвига, сопровождающимся увеличением в зернограничном ансамбле доли большеугловых, в том числе специальных, границ зерен.

5. Отжиг в контакте со слабосегрегирующей по границам зерен примесью (медью) при температуре 823К в течение 6 часов приводит к повышению в зерно-граничном ансамбле крупнозернистого пикеля с преимущественно границами зерен общего типа доли границ зерен специального типа с 25 до 70% и более. Установлено, что механизмом увеличения доли специальных границ зерен 13 в никеле является инициированная зернограничнои диффузией меди миграция локальных участков границ зерен общего типа к положениям, соответствующим разориентировкам низкоэнергетических двойниковых границ.

6. Разработан способ оценки изменения энергии большеугловых границ в поликристаллических (в том числе ультрамелкозернистых) материалах при взаимодействии границ с дефектами кристаллической решетки и атомами примеси путем определения удельной протяженности (кривизны) границ зерен методом дифракции обратно-рассеянных электронов. Показано, что пластическая деформация и воздействие зернограничными диффузионными потоками атомов примесей приводят к повышению неравновесности границ зерен и вызывают увеличение их кривизны. Наибольшее увеличение кривизны границ при одинаковом деформационном воздействии наблюдается в случае крупнозернистого материала с исходно более совершенными (преимущественно специальными) границами зерен, что связано с меньшим изменением энергии неравновесных границ ультрамелкозернистых материалов при их взаимодействии с дефектами кристаллической решетки.

7. Показано, что при сравнимых характеристиках ультрамелкозернистой структуры (средний размер зерен, плотность дислокаций) сплав системы А1-М§-1л с добавками циркония и скандия существенно отличается по характеру деформа-

ционного поведения при комнатной температуре от алюминия, проявляющегося в более протяженной стадии деформационного упрочнения и отсутствии выраженной макролокализации пластического течения. Такое различие обусловлено выделением в объеме зерен сплава мелкодисперсных частиц интерметал-лидных фаз, способствующих увеличению протяженности стадии деформационного упрочнения, а также частиц ¿--фазы на границах зерен, повышающих сопротивление материала развитию локализации пластической деформации на макромасштабном уровне.

8. Установлено, что при переходе от крупнозернистой к ультрамелкозернистой структуре в сплавах А1-Мй-1л происходит смещение скоростного интервала проявления сверхпластичности в область более высоких скоростей деформации на два порядка. Показано, что причиной увеличения скорости деформации, при которой проявляется сверхпластическое течение, является зернограничное проскальзывание, развивающееся путем объединения полос кооперативного зер-нограничпого проскальзывания в мезополосы локализованной деформации. Процессом, способствующим активации указанного механизма деформации в условиях сверхпластичности, является миграция границ зерен общего типа с отрывом от выделившихся на них частиц 5-фазы, что приводит к снижению плотности зернограничиых выделений.

9. На основании исследований методом внутреннего трения установлено, что наблюдаемое в гетерофазных сплавах А1-М8-У с ультрамелкозернистой структурой смещение на 150-170° температурного интервала проявления сверхпластичности в область более низких температур, по сравнению с крупнозернистыми аналогами, обусловлено понижением температур развития истинного зернограничного проскальзывания. Последнее является следствием уменьшения удельной плотности частиц ¿'-фазы на границах зерен и снижения в ультрамелкозернистом сплаве почти в два раза энергии активации истинного зерно-граничного проскальзывания, контролируемого диффузией но границам, что связано с повышением неравиовесности границ зерен этого материала.

Основные публикации по теме диссертационной работы:

1. Грабовецкая Г.П., Раточка И.В., Кабанова Е.В., Найдёнкип Е.В., Зверев И.К., Колобов Ю.Р., Валиев Р.З. Исследование влияния зернограничиых диффузионных потоков меди на ползучесть никеля. - Изв. Вузов Физика -1994 -№12,- С. 83-86.

2. Раточка И.В., Найдёнкип Е.В., Данилепко В.Н., Колобов Ю.Р. Эволюция микроструктуры молибдена в условиях воздействия на границы зерен диффузионными потоками никеля. - ФММ,- 1995,- Т.79, вын.6. - С. 137-142.

3. Yu.R.Kolobov, G.P.Grabovetskaya, I.V.Ratochka, E.V.Kabanova, E.V.Naidenkin. Effect of Creep Activation in Submicrocrystalline Nickel under Grain-Boundary Diffusion Fluxes of Cu.-Annales de Chemie.- 1996,- V. 21, № 6-1.- p.483-491.

4. Грабовецкая Г.П., Найдёнкин E.B., Раточка И.В., Колобов Ю.Р. Высокотемпературная ползучесть никеля в условиях зернограничной диффузии примесей с поверхности. - Изв. Вузов. Физика. - 1997,- № 7. - С. 119-125.

5. Найдёнкин Е.В., Грабовецкая Г.П., Колобов Ю.Р., Раточка И.В. Влияние типа зернограничного ансамбля на ползучесть никеля в условиях диффузии атомов серебра с поверхности. - ФММ. - 1999. - Т. 88, вып. 4. - С. 101-106.

6. Колобов Ю.Р., Валиев Р.З., Грабовецкая Г.П., Жиляев А.П., Дударев Е.Ф., Кашин О.А., Иванов К.В., Иванов М.Б., Найдёнкин Е.В. Зернограничная диффузия и свойства наноструктурных материалов. - Новосибирск: Наука, 2001.-232 с.

7. Колобов Ю.Р., Найдёнкин Е.В., Дударев Е.Ф., Бакач 1.11, Почивалов Ю.И., Гирсова Н.В., Иванов М.Б. Влияние интенсивной пластической деформации на структуру и механические свойства сплавов системы Al-Mg-Li. // Изв. вузов. Физика. - 2002. - № 5. - С.23-27.

8. Дударев Е.Ф., Колобов Ю.Р., Почивалова Г.П., Бакач Г.П., Найдёнкин Е.В. Взаимосвязь между проявлением сверхпластичности и истинным зерногра-ничным проскальзыванием в ультрамелкозериистых сплавах системы Al-Mg-Li. // Материаловедение. - 2003. - №7. - С. 36-41.

9. Kolobov Yu.R., Ivanov K.V., Ivanov M.B., Grabovetskaya G.P., Naidenkin E.V. Diffusion and plasticity of submicrocrystalline metals and alloys // Diffusion and defect data Pt.B.: Solid state phenomena. - 2003. - V.94 - P.35-40.

10.Дударев Е.Ф., Колобов Ю.Р., Лэнгдон Т.Г., Почивалова Г.П., Найдёнкин Е.В. Проявление сверхпластичности и истинного зернограничного проскальзывания в сплавах системы Al-Mg-Li, полученных методом равноканалыюго углового прессования. // Металлы. - 2004. - №2. - С. 12-20.

11. Kolobov Yu.R., Ivanov K.V., Grabovetskaya G.P., Naidenkin E.V. Diffusion-controlled processes and plasticity of submicrocrystalline materials // Nanomateri-als by severe plastic deformation. - Wiley-VCH, 2004. - P. 722-727.

12.Найдёнкин E.B., Колобов Ю.Р., Дударев Е.Ф., Мишин И.П. Изменение структурно-фазового состояния и сверхпластичиых свойств сплава 1421 после равноканалыюго углового прессования // Физическая мезомеханика. Спецвыпуск. - 2005.- Т.8. - С. 71-75.

13.Найдёнкин Е.В., Колобов Ю.Р., Дударев Е.Ф. Влияние параметров структуры и фазового состава на прочностные и сверхпластичные свойства сплава 1421 // Особенности структуры и свойств перспективных материалов / Под ред. А.И. Потекаева- Томск: Изд-во HTJI, 2006. - С.365-383.

M.Naidenkin E.V., Dudarev E.F., Kolobov Yu.R., Bakach G.P., Langdon T.G. The effect of equal-channel angular pressing on structure-phase changes and superplastic properties of Al-Mg-Li alloy // Materials science forum - 2006 - V 503-504.-P. 983-988.

15.Винокуров B.A., Найдёнкин E.B., Раточка И.В., Колобов Ю.Р., Рожинцева Н.В. Способ получения материала с ультрамелкозернистой или субмикрокристаллической структурой деформированием с обеспечением интенсивной пластической деформации (варианты) / Патент РФ №2334582 приоритет 13.07.2006, Бюл. №27, 27.01.2008.

16.Найдёнкин Е.В., Колобов Ю.Р., Голосов Е.В., Мишин И.П. Влияние интенсивной пластической деформации на структурно-фазовое состояние и механические свойства алюминиевого сплава системы А1 - Mg - Li // Физическая мезомеханика. Спецвыпуск. - 2006. -Т.9. - С. 133-136.

17.Иванов К.В., Найдёнкин Е.В. Микроструктура чистого алюминия после рав-ноканалыгого углового прессования // Перспективные материалы - Спецвыпуск. - 2007. - Т.2. - С.327-330.

18.Найдёнкин Н.В., Иванов К.В., Колобов Ю.Р. Диффузионно-контролируемые процессы на границах зерен и свойства ультрамелкозернистых материалов, полученных воздействием интенсивной пластической деформации // Синтез и свойства нанокристаллических и субструктурных материалов. / Под ред. А.Д. Коротаева, - Томск: Изд-во Томского ун-та, 2007. - С. 328-367.

19.Naydenkin E.V., Ratochka I.V. The features of deformation behavior of ultra-fine grained titanium and aluminum alloys under conditions of high strain rate super-plasticity // Materials Science Forum. - 2008. - V. 584-586. P. 159-163.

20.Иванов K.B., Найдёнкин Е.В. Влияние скорости равноканального углового прессования на формирование структуры чистого алюминия // ФММ - 2008 -Т. 106, №4,-С. 426-432.

21.Винокуров В.А., Раточка И.В., Найдёнкин Е.В., Мишин И.П., Рожинцева Н.В. Способ получения титановых и алюминиевых сплавов с субмикрокристаллической структурой деформированием с обеспечением интенсивной пластической деформации / Патент РФ №2388566, приоритет 22 07 2008 опубл. 10.05.2010 г., Ьюл. №13.

22.Dudarev E.F., Pochivalova G.P., Kolobov Yu.R., Naydenkin E.V., Kashin O.A. Diffusion-controlled true grain-boundary sliding in nanostructured metals and alloys // Materials Science and Engineering. - 2009. - A 503. - P.58-61.

23.Иванов IC.B., Найдёнкин Е.В. Особенности структуры и механических свойств чистого алюминия и сплава 1420 после воздействия интенсивной

пластической деформации//Известия ТПУ. - 2009 - Т315 №2 -С118 122.

24.Иванов IC.B., Найдёнкин Е.В. Распределение параметров структуры и величины микротвердости в алюминии, подвергнутом равноканалыюму угловому прессованию // Известия ВУЗов. Физика. - 2009. - № 10. - С. 27-31

25.Ivanov К.V., Naydenkin E.V. Distribution of microhardness and tensile properties in aluminum billet processed by equal-channel angular pressing // Reviews on Advanced Materials Science.- 2010,- V. 25,- P. 176-182.

26.Naydenkin E.V., Grabovetskaya G.P. Deformation behavior and plastic strain localization of nanostructured materials produced by severe plastic deformation // Materials Science Forum. -2010. V. 633-634. - P. 107-119.

27.1vanov K.V., Naidenkin E.V. Structure Evolution and Deformation Mechanisms in Ultrafine-Grained Aluminum under Tension at Room Temperature // Materials Science Forum. - 2011.- V. 667-669,- P. 915-920.

28.Иванов IC.B., Найденкин E.B. Определение вклада зернограпичного проскальзывания в общую деформацию ультрамелкозернистых поликристаллов // Заводская лаборатория. Диагностика материалов,- 2011.- Т. 77, вып. 7,- С. 30-33.

29.Naydenkin E.V., Grabovetskaya G.P., Ratochka I.V. The Aspects of Practical Application of Ultrafine-Grained Titanium Alloys Produced by Severe Plastic Deformation // Materials Science Forum. - 2011 .-V. 667-669,- P. 1183-1188.

30.Naydenkin E.V., Grabovetskaya G.P., Ivanov K.V. The Effect of Grain Boundary State on Deformation Process Development in Nanostructured Metals Produced by the Methods of Severe Plastic Deformation // Materials Science Forum.- 2011 .V. 683,- P. 69-79.

31.Ivanov K.V., Naydenkin E.V. Grain boundary sliding in ultrafine grained aluminum under tension at room temperature // Scripta Mat.- 2012,- V. 66.- P. 511-514.

32.Найдёнкин E.B., Иванов IC.B. Эволюция зернограпичного ансамбля пикеля при ползучести в условиях повышенных температур // Изв. Вузов. Физика. -2012. - Т.55, № 10.-С. 3-7.

33.Коршунов А.В., Найдёнкин Е.В., Абрамова П.В., Шулепов И.А. Особенности электрохимического поведения алюминия с ультрамелкозернистой структурой // Известия ТПУ. - 2012. - Т. 321. - № 3. - С. 37-41.

34.Найдёнкин Е.В., Иванов К.В., Голосов Е.В. Влияние криогенной прокатки на характеристики структуры и механические свойства ультрамелкозернистого никеля // Деф. и разр. материалов. - 2012. - №10. - С.33-37.

35.Найдёнкин Е.В., Иванов К.В. Эволюция характеристик зернограпичного ансамбля никеля в процессе инициированной диффузией меди миграции границ зерен // Известия РАН. Серия физическая. - 2013. - Т. 77. № 11. - С. 1677-1680.

Подписано к печати 17.09.2013. Формат 60*84/16. Бумага «Снегурочка».

Печать XEROX. Усл. печ. л. 1,98. Уч.-изд. л. 1,79. _Заказ 918-13. Тираж 100 экз._

ШАТЕЛЬСТВОЖТПУ. 634050, г. Томск, пр. Ленина, 30 Тел/факс: +7 (3822) 56-35-35, www.tpu.ru

Федеральное государственное бюджетное учреждение науки Институт физики прочности и материаловедения Сибирского отделения Российской академии наук Сибирский физико-технический институт имени академика В.Д. Кузнецова Национального исследовательского Томского государственного университета

ЭВОЛЮЦИЯ АНСАМБЛЕЙ ГРАНИЦ ЗЕРЕН В УСЛОВИЯХ ВНЕШНИХ ВОЗДЕЙСТВИЙ И ДЕФОРМАЦИОННОЕ ПОВЕДЕНИЕ НИКЕЛЯ И СПЛАВОВ В КРУПНОЗЕРНИСТОМ И УЛЬТРАМЕЛКОЗЕРНИСТОМ СОСТОЯНИИ

05201450357

На правах рукописи

НАЙДЁНКИН ЕВГЕНИЙ ВЛАДИМИРОВИЧ

01.04.07 - Физика конденсированного состояния

Диссертация на соискание ученой степени доктора физико-математических наук

Научные консультанты: доктор физ.-мат. наук, профессор

Колобов Ю.Р. доктор физ.-мат. наук, профессор

Дударев Е.Ф.

Томск - 2013

СОДЕРЖАНИЕ

ВВЕДЕНИЕ 5

1 Закономерности эволюции структуры и характеристик зернограничного ансамбля крупнозернистого и ультрамелкозернистого никеля в условиях внешних термосиловых воздействий 20

1.1 Особенности структуры, зернограничного ансамбля и текстуры крупнозернистого никеля....................................................................................................22

1.2 Эволюция структуры поликристаллического никеля при деформировании в различных условиях внешних термосиловых воздействий............31

1.2.1 Особенности структуры и зернограничного ансамбля никеля при ползучести в условиях повышенных температур..........................................................31

1.2.2 Изменение структуры и зернограничного ансамбля крупнозернистого никеля при глубокой прокатке при комнатной температуре.......................................................................................................................39

1.2.3 Изменение структуры и зернограничного ансамбля никеля при интенсивной пластической деформации методом равноканального углового прессования.......................................................................................................44

1.2.4 Прокатка и ковка при температуре жидкого азота ультрамелкозернистого никеля, полученного методом равноканального углового прессования.......................................................................................................49

1.3 Методика оценки изменения энергии большеугловых границ зерен по изменению их протяженности при взаимодействии с дефектами кристаллической решетки или атомами примеси.............................................................60

2 Влияние диффузии атомов примесей по границам зерен на характеристики структуры и зернограничного ансамбля, а также деформационное поведение крупнозернистого и ультрамелкозернистого никеля 67

2.1 Эволюция структуры и зернограничного ансамбля крупнозернистого никеля в условиях диффузии атомов примесей по границам зерен и развития диффузионно-контролируемых процессов........................................................71

2.2 Эволюция структуры и зернограничного ансамбля никеля при ползучести в условиях воздействия диффузионными потоками атомов примесей с различной сегрегационной активностью (меди и серебра)..........................86

2.3 Влияние диффузионных потоков атомов примесей на активацию в никеле процессов зернограничного проскальзывания, трещинообразования и миграции границ при ползучести в условиях повышенных температур........................94

2.4 Влияние характеристик зернограничного ансамбля крупнозернистого никеля на сопротивление ползучести, в том числе в условиях диффузии атомов примесей по границам зерен................................................................................107

2.5 Влияние предварительного диффузионного насыщения границ зерен атомами примеси и последующей прокатки на эволюцию структуры и термостабильность крупнозернистого никеля................................................................116

2.6 Влияние насыщения границ зерен атомами примеси на эволюцию структуры и зернограничного ансамбля ультрамелкозернистого никеля при прокатке...............................................................................................................................134

2.7 Механические свойства и факторы упрочнения крупнозернистого и ультрамелкозернистого никеля после воздействия пластической деформацией и диффузионных отжигов..........................................................................141

3 Влияние интенсивной пластической деформации на структурно-фазовое состояние, характеристики зернограничного ансамбля и деформационное поведение алюминия и сплавов системы Al-Mg-Li 150

3.1 Структурно-фазовое состояние и характеристики зернограничного ансамбля ультрамелкозернистых алюминиевых сплавов системы Al-Mg-Li, полученных методом равноканального углового прессования.....................................153

3.2 Термическая стабильность структуры и фазового состава ультрамелкозернистых алюминиевых сплавов системы Al-Mg-Li...............................181

3.3 Механизмы упрочнения и механические свойства алюминия и алюминиевых сплавов системы Al-Mg-Li при комнатной температуре......................193

4 Высокоскоростная и низкотемпературная сверхпластичность сплавов Al-Mg-Li с ультрамелкозернистой структурой 203

4.1 Особенности пластической деформации сплавов Al-Mg-Li с ультрамелкозернистой структурой при повышенных температурах............................205

4.1.1 Особенности высокоскоростной сверхпластичности ультрамелкозернистых сплавов системы А1-Г^-1Л при растяжении........................206

4.1.2 Исследование характера пластической деформации ультрамелкозернистого сплава системы А1-М§-1Л в условиях ползучести..............212

4.2 Эволюция структуры и фазового состава ультрамелкозернистых сплавов А1-М§-1л при деформации в режиме сверхпластичности.............................................215

4.2.1 Изменение структуры и фазового состава в поверхностных слоях сплавов А1-М§-1л при сверхпластической деформации...........................................215

4.2.2 Эволюция структуры и фазового состава сплавов системы А1-М§-1л

в объеме материала в процессе сверхпластической деформации..............................227

4.3 Исследование истинного зернограничного проскальзывания в сплавах системы А1-М§-1л методом внутреннего трения............................................................232

4.4 Анализ диффузионной проницаемости границ зерен сплавов А1-М£-1л с использованием температурной зависимости внутреннего трения..............................242

Выводы 246

Список литературы 249

1

ч

ч ч

ч

к.

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность работы. В конце XX века в физическом материаловедении получило развитие новое научное направление - зернограничный дизайн перспективных материалов (grain boundary design of advanced materials) [1-4], которое в начале XXI века переросло в более общее направление - инженерию поверхностей раздела (interface engineering) [5,6]. Известно, что межзеренные и межфазные границы раздела в металлических и керамических материалах, представляющие собой плоские дефекты кристаллической структуры толщиной около 1 нм, во многом определяют их физические и механические свойства, стабильность структуры и характер разрушения [1,6]. В связи с этим, основной задачей инженерии поверхностей раздела является улучшение (оптимизация) комплекса свойств металлических и керамических поликристаллических материалов путем управления структурой и поведением границ зерен или фаз. В работах [7,8] в рамках многоуровневого подхода к исследованию деформируемого твердого тела, развиваемого на основе физической мезомеханики, внутренним поверхностям раздела уделяется особое внимание. Границы зерен и фаз поликристаллических металлов и сплавов рассматриваются как самостоятельная подсистема, управляющая поведением, и во многом определяющая механизмы пластической деформации и разрушения таких материалов.

Следует отметить, что большая часть экспериментальных и теоретических исследований границ зерен (ГЗ), выполненных к настоящему времени, относится к болыпеугловым границам специального типа с периодической упорядоченной структурой [1,4,9]. Так в работе [4] было показано, что формирование в результате определенной термической или термомеханической обработки в поликристалле преимущественно специальных границ зерен позволяет существенно повысить сопротивление ползучести и разрушению поликристаллических металлов и сплавов. Благодаря тому, что такие границы в отличие от границ общего типа являются низкоэнергетичными, они в гораздо меньшей степени склонны к проявлению процессов миграции и зернограничного проскальзывания [1], а также развитию межкристаллитного разрушения [4]. Кроме того, в силу того, что диффузионный массоперенос по специальным границам в сравнении с границами зерен общего типа существенно замедлен [2], следует ожидать, что влияние диффузионно-контролируемых процессов на деформационное поведение поликристаллов с разным

характером зернограничного ансамбля (различной долей границ зерен специального типа) может значительно различаться. Наиболее отчетливо это должно проявляться при термосиловом воздействии в условиях повышенных температур (<0,6 Гпл, где Тпп -температура плавления), когда объемная диффузия «заморожена», а диффузионный массоперенос осуществляется по внутренним поверхностям раздела [2].

В отличие от специальных границ структура и свойства большеугловых границ зерен общего типа до настоящего времени практически не изучены. Как отмечается в работе [10] теория таких границ раздела находится в стадии разработки. Предложенные в середине и в конце прошлого века для описания структуры большеугловых границ общего типа, используемые до настоящего времени модель полиэдров Б ер нал а [11], дисклинационная модель Ли [12] и модель структурных единиц Сатгона и Витека [13] ограничивают рассмотрение нулем абсолютной температуры, что не позволяет анализировать термически активируемые процессы. Также в середине прошлого столетия в рамках феноменологического подхода к описанию структуры произвольной границы были высказаны идея Мотта об «островковой» структуре границ общего типа [14], а также идея Зегера и Шоттки об описании свойств таких границ с помощью понятия «свободного объема» [15]. В основе предложенной Моттом и развитой Джифкинсом [16] идеи об островковом строении границы лежит аналогия с неупорядоченной структурой расплава. Вследствие того, что свойства границы отличаются от свойств переохлажденного расплава, было предположено, что «жидкая» фаза занимает лишь часть площади границы, а твердая фаза образует в ней так называемые «островки» [14]. Описание структуры границы зерен с использованием понятия «свободного объема» предложенное в работе [15], получило дальнейшее развитие в работах Фроста и Эшби [17], Вольфа [18] и Книжника [19]. В этих работах исходя из геометрических соображений было сделано предположение, что граница зерен вследствие меньшей атомной плотности обладает некоторым избыточным объемом по сравнению с кристаллической решеткой. Этот избыточный объем, определяемый как разность объемов материала, ограниченного некоторой поверхностью, включающей в себя границу и атомы в объеме и совершенного кристалла с тем же числом атомов, и получил название «свободного» объема [19]. Привлекательность использования понятия «свободный объем» для построения теории границ зерен общего типа, по

мнению автора работы [20], состоит в том, что величина свободного объема является, с одной стороны, микроскопической характеристикой, отражающей структурное состояние границы, а с другой стороны - удобным феноменологическим параметром, выражаемым через определяемые экспериментально термодинамические константы. С использованием идеи об островковом характере структуры границы и понятия свободного объема автором данной работы была предложена модель границы зерен общего типа, учитывающая, в том числе, ее переход в неравновесное состояние [20].

Развитие представлений о возможности перехода границы в неравновесное высокоэнергетическое состояние в условиях внешних для нее воздействий можно отнести к числу наиболее важных достижений в теории границ зерен. Впервые термин «неравновесные» границы зерен был введен Памфри и Глейтером [21] для описания состояния границ, обусловленного абсорбцией ими вакансий и решеточных дислокаций в процессе деформации [21,22]. В дальнейшем этот термин стал использоваться для обозначения границы зерен с повышенной энергией относительно границы, имеющей минимум свободной энергии при заданных кристаллографических условиях. Переход границ зерен в неравновесное высокоэнергетическое состояние приводит к перестройке их структуры и обуславливает активацию в поликристаллическом материале таких диффузионно-контролируемых процессов как зернограничное проскальзывание, миграция границ, проявление сверхпластичности и др. [1,23]. В работах [24,25] было показано, что указанные выше особенности в значительной степени могут быть связаны с повышенной диффузионной проницаемостью неравновесных границ зерен.

Как было установлено в работах [23,24,26], помимо взаимодействия с вакансиями и дислокациями при пластической деформации, еще одним фактором, обуславливающим переход границ в неравновесное высокоэнергетическое состояние может быть воздействие направленными зернограничными диффузионными потоками атомов примеси. Известно, что такое воздействие имеет место в определенных температурно-временных условиях диффузионного эксперимента, соответствующих реализации нестационарного режима диффузии В] согласно классификации, предложенной в работах [2,27]. В этих условиях, вследствие диффузии атомов примеси, вблизи границ зерен возникают внутренние напряжения, которые могут приводить к активации в материале основы процессов миграции границ,

рекристаллизации, а также зернограничного проскальзывания. В определенных условиях внешних термосиловых воздействий это в свою очередь может приводить к изменению деформационного поведения поликристаллических металлов и сплавов, в частности к увеличению скорости ползучести и развитию сверхпластичности [1,24]. Сегрегации атомов примесей и выделение частиц вторичных фаз на границах зерен также могут влиять на их (ГЗ) энергию и приводить к изменению скорости протекания диффузионно-контролируемых процессов, и, как следствие, сопротивления границ развитию пластической деформации и разрушения [6,28,29]. Следует, однако, отметить, что, несмотря на большое число работ, посвященных исследованиям влияния неравновесного высокоэнергетического состояния границ зерен на диффузионно-контролируемые процессы и свойства поликристаллов, до настоящего времени нет общепринятой экспериментальной методики, позволяющей оценить изменение энергии болыпеугловых границ таких материалов в результате их взаимодействия с дефектами решетки или с атомами примеси.

Наиболее важными и актуальными проводимые исследования и развиваемые в рамках инженерии поверхностей раздела подходы представляются применительно к ультрамелкозернистым (нано- и субмикрокристаллическим) материалам с размером структурных элементов в диапазонах до 100 нм и 100ч-1000 нм, в соответствии с классификацией, предложенной в работах [30,31]. Благодаря малому размеру зерен и как следствие высокой протяженности в таких материалах внутренних поверхностей _ раздела, они обладают целым комплексом уникальных физико - химических и механических свойств, а также являются прекрасными модельными объектами для изучения процессов, связанных с границами зерен. В ряду способов получения ультрамелкозернистых (УМЗ) металлов и сплавов наибольший интерес с практической точки зрения представляют методы интенсивной пластической деформации (ИПД) [32-34], позволяющие получать объемные ультрамелкозернистые материалы со средним размером зерен до 1 мкм [31]. В силу особенностей формирования структуры, УМЗ материалы, полученные этими методами, характеризуются также отсутствием пористости и существенно неравновесными высокоэнергетическими границами зерен [24,34]. Вследствие этого, в ультрамелкозернистых металлах и сплавах, полученных методами ИПД, диффузионно-контролируемые процессы могут иметь особенности, обусловленные ускорением диффузионного массопереноса по границам. В частности,

связанный с активацией границ зерен диффузионными потоками атомов примеси (меди) эффект увеличения скорости ползучести никеля в ультрамелкозернистом состоянии смещается в область более низких температур по сравнению с крупнозернистым [24]. Аналогичное снижение температуры и/или увеличение скорости пластической деформации по сравнению с крупнозернистыми аналогами наблюдается в случае развития сверхпластичности в УМЗ алюминиевых и титановых сплавах, полученных методами интенсивной пластической деформации [24,33,35].

Несмотря на большое число работ, опубликованных за последние два десятилетия по исследованию структуры и свойств ультрамелкозернистых материалов, полученных методами интенсивной пластической деформации, большинство из них относятся к изучению влияния структуры (в первую очередь размера зерен) на механические и сверхпластичные (СП) свойства этих материалов. При этом определение среднего размера зерен проводится, как правило, с использ