Эволюция зеренной структуры при деформации и отжиге микрокристаллических материалов, полученных методом равноканально-углового прессования тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

Лопатин Юрий Геннадьевич

ИЙ4

603167

Эволюция зеренной структуры при деформации и отжиге микрокристаллических материалов,

полученных методом равноканально-углового прессования

Специальность 01.04.07 — физика конденсированного состояния

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

- з июн 2010

Москва-2010

004603167

Работа выполнена в Научно-исследовательском физико-техническом институте Государственного образовательного учреждения высшего профессионального образования «Нижегородский государственный университет им.Н.И. Лобачевского»

Научный руководитель:

доктор физико-математических наук, профессор Чувильдеев Владимир Николаевич

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук, профессор

Страумал Б.Б.

(Институт физики твердого тела, Черноголовка)

доктор физико-математических наук, профессор Титовец Ю.Ф.

(Санкт-Петербургский государственный технический университет)

Нижегородский филиал Института Ведущая организация: Машиноведения Российской Академии Наук

(Нф ИМАШ РАН)

Защита состоится « 02 » июня 2010г. в 14 часов 00 минут на заседании диссертационного совета Д217.03 5.01 при Федеральном государственном унитарном предприятии «Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им. И.П. Бардина» по адресу: 105005, Москва, 2-я Бауманская ул., д.9/23.

Отзывы в двух экземплярах, заверенные печатью, просьба направлять по адресу: 105005, Москва, 2-я Бауманская ул., д. 9/23, ученому секретарю диссертационного совета Д217.035.01.

Контактный телефон 8 ( 495 1 777-93-50

Электронная почта a.glezer@mail.ru

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке, а с авторефератом - на сайте ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П.Бардина» http://www.chermet.net/

Автореферат разослан « 27 » апреля 2010г.

Ученый секретарь диссертационного совета Д 217.035.01, доктор технических наук, старший научный сотрудник

н.М. Александрова

Актуальность проблемы.

Равноканально-угловое прессование (РКУП) является одним из наиболее перспективных способов формирования субмикрокристаллической (СМК) структуры в металлических материалах без изменения формы заготовки. Основой уникальности структуры получаемых СМК материалов являются неравновесное состояние границ зерен [Л1] и малый (100-300нм) размер зерна [Л2-Л4].

Неравновесность границ зерен связана с накоплением в них дефектов и формируется в результате взаимодействия границ зерен с решеточными дислокациями в процессе пластической деформации, либо при миграции границы зерна через деформированную матрицу. Неравновесное состояние границ характеризуется их повышенным, относительно обычного состояния, свободным объемом. Изменение свободного объема приводит к изменению диффузионных характеристик и подвижности границ зерен [Л1].

Одной из проблем, стоящей на пути широкого использования СМК материалов является нестабильность их структуры. В чистых СМК металлах наблюдается относительно низкая температура рекристаллизации [Л2-Л4] и существенная неоднородность роста зерна при температурах, близких к температуре рекристаллизации. Быстрый рост зерен при нагреве приводит к потере уникальных физико-механических свойств материала.

В последние годы изучению проблем влияния режимов РКУП и условий нагрева на структуру и свойства металлических материалов посвящено большое количество работ и получен целый ряд интересных экспериментальных результатов. Однако теоретические модели, объясняющие закономерности формирования и последующей эволюции структуры СМК материалов при нагреве и позволяющие провести количественные расчеты параметров этих процессов, развиты еще недостаточно.

Цель работы.

Экспериментальное и теоретическое исследование предела измельчения зерен в процессе РКУП и изучение термической стабильности сформированной СМК структуры.

В работе были поставлены следующие задачи.

Экспериментальное исследование особенностей формируемой при РКУП СМК структуры сплавов на основе алюминия и магния и описание зависимости параметров этой структуры от температуры и скорости деформации, а также содержания легирующих элементов.

Построение модели, позволяющей рассчитывать параметры формируемой в процессе РКУП зеренной структуры металлов и сплавов.

Экспериментальное исследование температуры начала рекристаллизации и кинетики роста зерен в СМК меди и никеле, полученных методом РКУП.

Построение модели рекристаллизации, объясняющей немонотонный характер зависимости температуры начала рекристаллизации (ТНР) в чистых металлах от степени деформации при РКУП.

Научная новизна результатов.

Проведены систематические исследования влияния температуры, а также влияния легирующих элементов на предельный размер зерна, формирующийся при равноканально-угловом прессовании.

Впервые построена модель, позволяющая рассчитывать предел диспергирования зерен при интенсивной пластической деформации и описывающая его зависимость от температуры и скорости деформации, а также позволяющая оценить влияние концентрации легирующих элементов.

Изучены закономерности аномального роста зерен при отжиге СМК никеля и меди. Определены зависимости размера зерна от времени и температуры отжига, а также зависимость температуры начала рекристаллизации от степени предварительной деформации.

Впервые построена модель температуры начала рекристаллизации в СМК материалах, объясняющая немонотонную зависимость ТНР от степени предварительной деформации.

Научная и практическая значимость работы.

Результаты экспериментальных и теоретических исследований предела диспергирования делают возможным прогнозирование размера зерна, получаемого методом РКУП при заданных параметрах режима деформации. На их основе становится возможным подбор режимов получения материала с заданными характеристиками зеренной структуры.

Результаты экспериментальных и теоретических исследований температуры начала рекристаллизации позволяют прогнозировать изменения зеренной структуры в процессе отжига СМК металлов и сплавов и открывают новые подходы к решению проблем стабилизации зеренной СМК структуры и расчетам температурных интервалов надежной эксплуатации СМК металлов и сплавов.

Достоверность.

Достоверность экспериментальных результатов, представленных в работе, подтверждается их воспроизводимостью при заданных условиях эксперимента и сравнением с экспериментальными данными других авторов. Достоверность моделей предела диспергирования и температуры начала рекристаллизации подтверждается сопоставлением с экспериментом. Получено хорошее соответствие между экспериментальными данными и результатами расчетов.

На защиту выносятся.

Результаты экспериментальных исследований измельчения зеренной структуры сплавов на основе алюминия и магния при различных температурах РКУП, а также при различном содержании легирующих элементов.

Результаты экспериментальных исследований эволюции зеренной структуры меди М1 и никеля НП-1 после различного числа циклов РКУП при различных временах и температурах отжига.

Модель предела диспергирования в металлах и сплавах, позволяющая вычислять размер зерна, формируемый при заданных параметрах РКУП.

Модель контролируемой возвратом рекристаллизации в СМК металлах и сплавах, полученных методом РКУП, позволяющая объяснить закономерности зависимости ТНР от степени предварительной деформации.

Апробация работы. Основные результаты диссертации были представлены на научных конференциях: XII Петербургские чтения по проблемам прочности (Санкт-Петербург, март, 2002г); XL Международный Семинар "Актуальные проблемы прочности" (Великий Новгород, 2002); VII-я Международная конференция "Высокие давления - 2002" (НР-2002) (Украина, Донецк, 2002); International Workshop "Scanning Probe Microscopy - 2003" (Нижний Новгород, ИФМ РАН, 2003); XXII Научные чтения им. академика Н.В.Белова (Н.Новгород, 2003); II-я научно-техническая конференция «Молодежь в науке» (Саров, 2004); 3-я межрегиональная научная школа для студентов и аспирантов «Материалы нано-, микро- и оптоэлектроники: физические свойства и применение» (Саранск, 2004); 4-я межрегиональная научная школа для студентов и аспирантов «Материалы нано-, микро- и оптоэлектроники: физические свойства и применение» (Саранск, 2005); XXIII Научные чтения им. академика Н.В.Белова (Н.Новгород, 2005); 6-я Всероссийская молодежная научная школа «Материалы нано-, микро, оптоэлектроники и волоконной оптики: физические свойства и применение» (Саранск, 2007); V Международная конференция «Фазовые превращения и прочность кристаллов», посвященная памяти академика Г.В. Курдюмова (Черноголовка, 2008); XXVII научные чтения им. Н.В. Белова (Нижний Новгород, 2008).

Публикации. По теме диссертации опубликовано 34 печатных работ, из них 4 статьи в журналах из перечня ВАК.

Структура и объем диссертации. Работа состоит из Введения, 5 глав и Заключения. Работа изложена на 156 страницах и содержит 88 рисунков, 21 таблиц и список литературы из 116 наименований.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во Введении обоснованы актуальность темы и выбор объектов исследования, сформулированы цель и задачи работы.

В Главе 1 сделан обзор публикаций по проблеме формировании структуры чистых металлов при РКУП и процессах ее эволюции при отжиге СМК металлов и сплавов.

Глава 2 посвящена описанию объектов исследования и экспериментальных методик исследования структуры.

В работе были изучены следующие материалы: медь Ml, никель НП-1, сплавы на основе алюминия (легированного магнием, скандием, цирконием) и магния (легированного алюминием и цинком).

СМК структура формировалась методом РКУП за различное число проходов в заготовке 14x14x160.

Для исследования микроструктуры использовался оптический микроскоп «Leica DM IRM», универсальный воздушный АСМ/СТМ микроскоп «Accurex-

2100» (зеренная структура изучалась в контактном режиме) и просвечивающий электронный микроскоп JEM 2000ЕХ при ускоряющем напряжении 200кВ.

В Главе 3 описаны результаты экспериментальных исследований.

Исследована структура металлов и сплавов после РКУП с различной степенью деформации, осуществлявшегося при различных температурах (рис.1).

В табл. 1-3. приведены данные, полученные при исследовании температурной зависимости предела диспергирования: чистых металлов А1, Си, Ni и Fe (РКУП осуществлялось при комнатной температуре, режим Вс); сплавов системы Al-XMg-0.22%Sc-0.15%Zr с содержанием магния Х=0, 1.5 и 3% (РКУП осуществлялось при температурах 100, 160 и 200°С, режим Вс); магниевых сплавов МА2-1 (температуры РКУП 200, 250, 280 и 380°С, режим Вс) и AZ-91 (температуры РКУП 150 и 380°С, режим Вс).

О ГГ , 1Z50 rm

Рис.1. Структура СМК меди М1 (А) и никеля НП-1 (Б) в состоянии после РКУП с различной степенью деформации (числом циклов РКУП): А - N=12

Рис.2. Зависимости среднего размера зерна от времени (А, Б) изотермического отжига СМК меди М1, подвергнутой 12 (А) и 16 (Б) циклам РКУ-прессования.

Таблица 1. Влияние температуры на минимальный размер зерна при РКУП чистых металлов (наст, раб.)_

Металл Тдс<ь К тт,к Тдоф/Т™ N с1*, мкм

А1 293 К 933 3.18 8 1.3

Си 1356 4.63 12 0.3

№ 1726 5.89 12 0.1

Ре 1808 6.17 10 0.1

Изучена эволюция зеренной структуры меди и никеля в процессе отжига. В интервале температур от 0.2 до 0.4Тт, где Тт - температура плавления, обнаружен необычный характер роста зерен. Показано, что процесс рекристаллизации носит двухстадийный характер. На первой стадии, при температурах, близких к температуре начала рекристаллизации, наблюдается аномальный рост зерен: на фоне стабильной матрицы с размером зерна порядка 0.2мкм отдельные зерна начинают расти и достигают размера 1-5мкм, что более чем на порядок превышает средний размер зерен матрицы. Объемная доля таких крупных зерен растет по экспоненциальному закону. После того, как аномально крупные зерна охватывают весь объем материала, аномальный рост сменяется обычной собирательной рекристаллизацией.

На рис.2А, Б представлены

450

400

350

|Т, К

чнЬло циклов РКУП

500 т | I т I зависимости среднего размера зерна

от времени изотермического отжига СМК меди, подвергнутой 12 и 16 циклам РКУП (режим Вс) соответственно. Максимальный размер зерна зависит от температуры отжига (возрастает с повышением температуры) и от степени деформации (наблюдается

немонотонная зависимость).

Изучена зависимость ТНР от степени деформации при РКУП (рис.3). Зависимость носит трехстадийный характер. На первой стадии (при малых деформациях) наблюдается понижение ТНР. На второй стадии (от 8 до 12 циклов РКУП, режим Вс) наблюдается повышение ТНР, а затем, на третьей стадии (от 12 до 16 циклов РКУП) - понижение ТНР.

В Главе 4 описана модель расчета предела диспергирования при интенсивной пластической деформации. Проведено сопоставление результатов расчетов с экспериментом.

Модель предела диспергирования в процессе интенсивной пластической деформации. В процессе внутризеренной пластической деформации, осуществляющейся под действием внешних напряжений, на внутренних границах раздела поликристалла накапливаются дефекты. В общем случае

Рис.3. Зависимость температуры начала рекристаллизации для СМК меди, подвергнутой различной деформации, при 1-часовых отжигах (точки - экспериментальные данные, линия - схематическое обобщение).

первом приближении этот дефектный слой может быть описан в виде системы несамосогласованных плоских распределений дислокаций и системы стыковых дисклинаций [Л 1, Л5].

Формирующиеся на границах дефекты и, в первую очередь стыковые дисклинации, создают в зернах мощные поля внутренних напряжений су,, вызывающие аккомодационное внутризеренное скольжение. Важно подчеркнуть, что поля, создаваемые стыковыми дисклинациями при больших пластических деформациях столь велики, что аккомодационное движение дислокаций в зернах приобретает коллективный характер. Для описания этих коллективных движений используются представления о зарождении и движении через кристалл дефектов особого типа - оборванных дислокационных границ [Л5, Лб]. Оборванные дислокационные границы пересекаясь друг с другом постепенно фрагментируют кристалл.

В свете изложенных представлений силовое условие фрагментации можно представить в виде условия на интенсивность создаваемых стыковыми дисклинациями полей внутренних напряжений 01. Эти напряжения должны быть достаточными, чтобы вызвать пластическую деформацию в зернах. Это условие можно представить в виде ст^с,. В грубом приближении напряжение а, можно принять пропорциональным пределу текучести материала (ст1~усгт). В этом случае, представив от в обычном виде, получим ) (где а0 -

напряжение, создаваемое препятствиями скольжению дислокаций в решетке, К - коэффициент Холла-Петча, с1 - размер зерна). Величина а; в первом приближении пропорциональна мощности со стыковых дисклинаций о^фСм, где ф - геометрический множитель порядка единицы, в - модуль сдвига. В этом случае силовое условие фрагментации СГ|>СГ1 можно представить в виде:

м>ш* = х(<т0/ о+к/слАГ)*1Д/а, (1)

где у=\\!/§ - геометрический коэффициент, со* - критическая мощность стыковых дисклинаций, при достижении которой начинается испускание со стыков оборванных дислокационных стенок (фрагментация).

В СМК материалах слагаемое к/Л, как правило, существенно выше сг0 и условие фрагментации может быть представлено в виде:

со>ю' = ^к/сл/а ~]/л/5.

Рассмотрим альтернативный (по отношению к фрагментации) механизм аккомодации стыковых дисклинаций - диффузионный массоперенос. В соответствии с [Л1] кинетика изменения мощности стыковых дисклинаций при

скорости внутризеренной деформации может быть описана уравнением со = £ Ёу — о /^ , рде Е, - геометрический множитель, характеризующий степень однородности деформации [Л1], 1г - характерное время диффузионной аккомодации. В дипольном приближении (при с1=соп51) величина 1г определяется выражением [Л1]: = (А,<33/6 0ь)(кТ/0 □), где А[ — численный коэффициент (порядка 10), 5 - ширина границы зерна, - коэффициент

диффузии по неравновесным границам зерен, к - постоянная Больцмана, Т -температура, Q - атомный объем.

В первом приближении при Db = const зависимость co(t) имеет простой

вид:

co(t) = cost(l-exp[-t/tr])

»

где стационарное значение мощности стыковых дисклинаций определяется по формуле:

»st=^vtr«A,(^vdV5D;)(kT/GQ) (2)

Подставляя из (2) максимальное значение мощности дисклинации w=cost в (1), представим условие фрагментации в виде Л,(d3 f^/ ¿Db)(kT/GQ) > а> . Из полученного условия видно, что фрагментация возможна не при любых значениях параметров d, ¿v, Db, а только при определенном их сочетании. Перепишем это условие в виде условия на размер фрагмента:

(d')35 >X(K/G)(5D;/A,^v)(GQ/kT) (3)

>

где d* - предельный размер зерна.

Из (3) следует, что при достижении в процессе измельчения зерен некоторого размера d~d, создаются условия, при которых дальнейшая фрагментация становится невозможной. Это обусловлено тем, что при малых размерах фрагментов скорость диффузионной аккомодации стыковых дисклинаций становится сколь высокой, что мощность стыковых дисклинаций не может достичь критической величины ш , необходимой для испускания

оборванной дислокационной стенки, т.е. необходимой для фрагментации.

Таким образом, вследствие развития диффузионной аккомодации стыковых дисклинаций появляется предел деформационного

измельчения зерен, т.е. минимальный размер зерна, который не может быть уменьшен при заданных условиях (¿, Т) пластического деформирования материала. Величина этого предельного размера зерна определяется выражением (3).

Для расчета температурной зависимости величины d необходимо

Рис.4. Зависимость минимального размера Учесть связь скорости деформации с зерна от температуры деформации для температурой. В случае температур чистых ГЦК (РКУП) (табл.2) и ОЦК металлов деформации ниже переходной (для (ККГД) [J18-12], Т=20 °С. ГЦК металлов, где AF(1-ct/ct0)«Qc, эта

температура Т =0.65Tm, для ОЦК-металлов, где AF(1-ct/ct0)~ 3, переходная температура составляет Т =О.ЗЗТт.) для расчетов скорости деформации можно использовать выражение [J17]:

^ = ё„ ехр[-(ДР/кТ)(1 - сг*/<т0)]; (4)

где ¿о = ДЬУ0, др - свободная энергия, необходимая для «преодоления препятствий»; с0 - напряжение, необходимое для преодоления препятствий при нулевой температуре; ру - плотность решеточных дислокаций, Ь - вектор Бюргерса, У0 - характерная скорость движения дислокаций

Сопоставление с экспериментом.

Чистые металлы. Результаты исследований предела диспергирования в чистых металлах при комнатной температуре приведены в табл.1. Поскольку температура плавления Тт этих материалов различна, зависимость достигнутого в них предела измельчения зерен от обратной гомологической температуры Тт/Т может быть использована для предварительной оценки температурной зависимости с!*(Т) (рис.4).

Для анализа используем график зависимости величины у=3.51п(с!*/Ь) от обратной гомологической температуры Тт/Т (рис.4). Из рисунка видно, что указанная зависимость для каждой группы рассмотренных материалов хорошо описывается прямой линией у=А-ф*Тт/Т. При этом наклон прямой для ГЦК металлов составляет ф,~3.1. Для ОЦК металлов ф2~1.1. В соответствии с (3) и (4) теоретическая величина фт определяется выражением:

Фт = <2ь /ктт - ( ^/кТш )0 - о/ О0), (5)

Для ГЦК металлов второе слагаемое в выражении для фт мало [Л7] и выполняется приближенное равенство ФТ«(3Ь, то есть (2;/кТт «3.1. Для ОЦК металлов, для которых ДР/кТ^«3 и (1-о/ст„)~1 [Л7], значение фтя(^-3, и, следовательно, 0Ь -4.1 кТт. Таким образом, значения в металлах обоих групп составляют <Зь=3.1-=-4.1 кТт. Полученные значения С>ь весьма близки к значениям — энергии активации диффузии в расплавах (<Зь~3-^4 кТт). Этот результат может быть легко интерпретирован в рамках представлений, развитых в теории неравновесных границ зерен [Л1]. Он означает, что вследствие избыточного содержания дефектов свободный объем границ в металлах, подвергаемых РКУП, достигает предельной величины (а*) [Л1]. И энергия активации диффузии в таких границах во время РКУП становится сопоставимой с энергией активации диффузии в расплавах.

Сплавы А1-Мг-5с-Ег. Экспериментальные значения параметра ф ( Ф ~ С?^/кТт ) составляют 4+5.6 кТт и зависят от содержания магния. Заметим, что энергия активации зернограничной диффузии С2Ь в безмагниевом сплаве близка к для чистого А1 (3.8 кТт). В сплавах содержащих 1.5 и 3% магния величина на 1.7 кТт выше (это связано с влиянием магния на С>ь). Вычисленные значения с!* хорошо согласуются с экспериментальными (см. табл.2).

Таблица 2. Влияние температуры деформации на предел измельчения зерен микрокристаллических металлов и сплавов_

Эксперимент Расчет

Тт/ а' <2'ь о; сГ

Сплав ТДсф, С Тдсф мкм кТт' Чс-' кТ„,' МКМ

Al-0.22Sc-0.15Zr 100 2.50 1.2 4.0 5-10"2 3.8 1.04

160 2.15 1.8 1.46

Al-l.5Mg-0.22Sc-0.15Zr 100 2.50 0.3 5.5 5-10"2 5.5 0.33

200 1.97 0.7 0.72

Al-3Mg-0.22Sc-0.15Zr 100 2.50 0.35 5.6 5-10"2 5.5 0.38

200 1.97 0.8 0.81

50 2.89 0.25 0.14

100 2.50 0.30 0.25

5052 150 2.21 0.40 4.9 2-Ю"' 5.5 0.39

[Л 13] 200 1.97 0.50 0.55

250 1.78 0.75 0.71

300 1.63 2.<Я 0.88

200 1.95 1.7 1.78

250 1.77 2.4 4.4 3-Ю1 4.5 2.38

МА2-1 280 1.67 2.8 2.77

380 1.40 4.0 4.07

150 2.18 1.3 4.9 МО2 4.5 1.03

Л7.91 380 1.42 3.4Л 2.45

20 3.15 1.0 1.23

Л291 300 1.61 7.6 4.9 МО" 4.5 7.37

[Л 14] 400 1.37 15.4(,) 9.57

480 1.22 66.1(,) 11.18

- наблюдаются процессы деформационно-стимулировашюго роста зерен.

Таблица 3. Влияние химического состава на предел измельчения зерен сплавов системы А1-Х%Мд-0.22%8с-0.15%/г при РКУП.__

Источ. Эксперимент Расчет

содерж.магн. Тдсф, К. Тдсф/ТП1 с! , мкм ¿..с' > кТ„, <1 , МКМ

наст.раб. X = 0 393 К 2.50 1.0 5-10"2 3.8 1.04

наст.раб. Х= 1.5 0.3 5.5 0.33

наст.раб. Х = 3.0 0.35 5.5 0.35

наст.раб. X = 0 493 К 1.97 2.0 5-10"2 3.8 1.73

наст.раб. Х= 1.5 1.0 5.5 0.72

наст.раб. Х = 3.0 1.0 5.5 0.76

ГЛ171 х = о 293 К 3.18 0.70 1-Ю"2 3.8 0.84

ГЛ171 X = 0.5 0.48 4.6 0.44

[Л 171 X = 1.0 0.36 5.5 0.21

[Л 171 Х = 3.0 0.20 5.5 0.22

[Л 181 х = о 293 К 3.18 1.30 5-10"3 3.8 1.03

[Л 181 Х= 1.0 0.45 5.2 0.33

[Л 181 Х = 3.0 0.27 5.5 0.27

Сплав 5052 (А1-2.65%Мг) [Л 13]. РКУП осуществлялось при температурах от 50 до 300°С с шагом 50°С (табл.2). Величина параметра ср в интервале температур 50-г250°С составляет примерно 4.9 кТт. При Т>200°С на зависимости <3Ь(Т) наблюдается резкий подъем, обусловленный деформационно-стимулированным ростом зерен [Л13]. Расчетные значения с1* хорошо согласуются с экспериментальными, за исключением Т=300°С, когда картина диспергирования искажается интенсивной рекристаллизацией.

Магниевые сплавы. Рассчитанные по (3) значения <1*, при (Зь=4.5 кТт хорошо соответствуют экспериментальным значениям с!* (табл.2).

Влияние легирования твердого раствора. Сплавы системы А1-Ме Для объяснения влияния магния на величину предела измельчения в алюминиевых сплавах были введены предположения, что при повышении концентрации магния Су до предела растворимости в твердом состоянии СГ(Т) энергия активации зернограничной самодиффузии линейно

С^ /".тах

_______________ _ ________________ . . , 7 _________, . у ^ Ц.

величина <3Ь перестает изменяться и соответствует 0Ь(С"1М).

Для определения величины предела диспергирования при произвольной концентрации легирующего элемента (магния) использованы следующие параметры: (1) величина предела диспергирования для сплава с известным содержанием легирующего элемента (магния); (2) величина коэффициента Холла-Петча в сплавах с различным содержанием легирующего элемента (магния) [Л 15]; (3) величина предельной растворимости легирующего элемента при температурах РКУП (С™") (Для в А1 при 20°С эта величина составляет 1.5% [Л 16]); (4) величина ДОь, позволяющую оценить влияние легирующего элемента на значение энергии активации зернограничной диффузии. Величина ДС>ь для М§ в А1, вычисленная на основе анализа данных помещенных в табл.2 составляет приблизительно 1.13 кТт на каждый процент магния при концентрации магния от 0 до 1.5%. При 1,5%< С <4% величина Д<3ь примерно равна 1.7 кТт. Сравнение теоретических значений <1* с экспериментальными значениями для сплавов, характеристики которых описаны в табл.5., свидетельствует о возможности использования изложенного подхода для качественной оценки степени влияния легирующих элементов на величину предела измельчения зерен.

В Главе 5 описана модель температуры начала рекристаллизации и проведено сопоставление результатов моделирования с экспериментом.

Как известно [Л 19], после некоторой критической степени деформации в объеме металла формируется зеренная структура с большеугловыми разориентировками границ зерен. С точки зрения формальной теории рекристаллизации, это означает, что процесс формирования новых зерен произошел на стадии деформации и при нагреве поведение структуры определяется поведением сформировавшихся зародышей - в соответствии с традиционным определением - «областей хорошего материала», окруженных большеугловыми границами.

При описании рекристаллизации в такой структуре необходимо ответить на два вопроса: во-первых, с чем связано наличие инкубационного периода рекристаллизации? (если зародыш полностью сформирован во время предварительной деформации - почему миграционное движение его границ не начинается сразу) и во-вторых, почему возникший зародыш не «схлопывается» под действием сил поверхностного натяжения границ (еще во время инкубационного периода, т.е. до того, как он начнет двигаться под действием обычных сил первичной рекристаллизации). По нашему мнению, указанные вопросы могут быть легко решены, если изменить традиционное определение «зародыша» рекристаллизации. Классическое определение зародыша как области «хорошего материала», окруженной большеугловыми границами -следует дополнить некоторым уточнением - окруженной неравновесными границами, т.е. границами содержащими внесенные при деформации дефекты. В этом случае поведение зародыша определяется поведением дефектов, формирующихся на его границах при предварительной деформации.

Модель температуры начала рекристаллизации. В основе модели лежит предположение о том, что начало движения границ зародыша - начало рекристаллизации - становится возможным при снижении плотности избыточных дефектов в границах от исходной величины ш0 до некоторой пороговой величины со*, при которой подвижность границ становится близкой к подвижности чистой (бездефектной) границы (Мь = Оь ¿Ь/кТ). Уменьшение плотности дефектов от со0 до со* контролируется диффузией в неравновесных границах зародыша рекристаллизации.

Анализ показывает, что наименьшей подвижностью среди всех распределенных в границе дефектов обладают стыковые дисклинации

Мш = М„(Ь//и} , где со — мощность дисклинационного диполя, с1 - средний размер зерна) и именно их поведение, главным образом, контролирует скорость миграции границ зерен.

В качестве критерия начала движения границ зародыша принято условие Мь=Ми, соответствующее снижению мощности стыковых дисклинации до такого уровня, при котором их подвижность становится равной подвижности

Кинетика снижения мощности стыковых дисклинации описывается выражением со(1)=со0ехр(-1Лз), где со0 - исходная мощность стыковых дисклинаций (до начала нагрева), зависящая от величины предварительной деформации, 1з - характерное время диффузионной аккомодации стыковых дисклинаций. В дипольном приближении [Л1] величина 13 описывается выражением: где Оц характерный путь

диффузионного массопереноса.

Приравнивая значения со* и со(1), определим время после истечения которого граница может начать мигрировать:

бездефектной границы. Это условие может быть представлено в виде

ООУ <5Р;„ехр(-(Уь/кт)^ 1

-1

гК=1,1п М-

кТЧ 4 К

(6)

Это время может быть интерпретировано как время «инкубационного периода» до начала рекристаллизации. Как видно из полученного выражения время ^ экспоненциально зависит от температуры отжига.

Назначив конкретную величину времени отжига при температуре изотермической выдержки ^=1* - время выдержки, из соотношения (10) нетрудно определить температуру начала рекристаллизации:

Проанализируем полученное уравнение. Внесенные при деформации в границы зародышей дефекты оказывают двойственное влияние на ТНР. С одной стороны, внесенные дефекты увеличивают свободный объем границ зерен и, как следствие, уменьшают энергию активации диффузии .

Поскольку величина ТНР пропорциональна С?ь (7), то величина ТНР при увеличении плотности внесенных дефектов должна снижаться. Нетрудно убедиться, что увеличение Да на порядок - от 0.01 до 0.1 (что соответствует увеличению плотности ДОН рь от ~ 105 см"1 до 106 см"1) - приводит к уменьшению величины С>*ь от 9.1 до 5.2 кТт и ТНР от 0.45 до 0.23 Тт (при с1К = 0.1 мкм), что хорошо согласуется с экспериментальными данными для N1.

С другой стороны, внесенные дефекты влияют на начальную мощность дисклинационного диполя ш0: чем больше плотность дефектов, тем выше ш0. Увеличение начальной мощности диполя со0 в соответствии с (6) ведет к увеличению времени инкубационного периода и уменьшению ТНР (7). (В силу двойной логарифмической зависимости, влияние со0 на величину ТНР оказывается слабым).

Как видно из соотношений (6)-(7), важным параметром, влияющим на ТНР, оказывается масштаб диффузионного массопереноса Повышение с1к приводит к повышению ТНР: рост от 0.1 до 1 мкм при энергии активации зернограничной диффузии С^ ~0.6С)Ь (Да=0.1) приводит к увеличению ТНР в меди от 0.18 до 0.31 Тт. Это хорошо согласуется с экспериментальными данными по рекристаллизации в меди.

■ \ > \ »-"

' \ У \ ---'"s

X vv

\ .-А- \ .а +\ v

w \ v \ х \

А \ / А \

Va

\

\

\ \ х х /■' Я

ут \ тА \ a t

\ >'V ,-V; i А

хЛ'

\ V \

abc Рис.6. Изменение dR в процессе РКУП при формировании СМК структуры (Схема)

Рассмотрим вопрос об изменении в процессе деформации подробнее. В области «средних» деформаций ^<£<£2, зародыши находятся «далеко» друг от друга. По мере увеличения степени деформации расстояние между ними уменьшается, т.к. число их растет. Однако при деформациях е<£2, они не соприкасаются и характерный масштаб, на котором «зануляется» дислокационный и дисклинационный «заряд», распределенный на границах и в стыках зародыша, можно принять равным размеру зародыша (рис.6а). В этом случае характерный диффузионный путь, обеспечивающий эффективное снижение мощности дисклинационного диполя равен размеру фрагмента с1*.

При больших степенях деформации (£>£2, рис.бЬ, с) в материале образуется непрерывная сетка большеугловых границ и зародышем становится каждый фрагмент фрагментированной структуры. В этом случае при деформации формируются стыковые дисклинации, которые не могут быть представлены в виде идеальной системы дисклинационных диполей с плечом с1*. Дислокационный заряд в такой системе «зануляется» на масштабах с!к, превышающих размер фрагмента. По оценкам, величина с!^ в этом случае составляет <За~(2-гЗ)с1*. Такое изменение величины с!я при е>е2 приводит к повышению ТНР. При характерных значениях параметров увеличение с1г( от <1* до Зс1* в соответствии с (7) приводит к повышению ТНР для меди на -0.05 Тт (~60-г70 К).

Таблица 5. Экспериментальные и расчетные значения температуры начала

рекристаллизации в СМК металлах.

Мет. Источ. Режим Эксперимент Расчеты

РКУП отжиг т ЭКСП 11 'Р эксгу т„, do, мкм d., мкм гр МИН / 1 ] / т„, у максj т„,

Ni НП-1 наст. раб. 293 К, N=8 1 ч. 523 К 0.303 0.30 0.30 0.261 0.326

5 ч 473 К 0.274 0.246 0.308

CuMl наст. раб. 293 К, N=4 1 ч. 383 К 0.282 0.20 0.20 0.232 0.324

Cu MI наст. раб. 293 К, N=8 1 ч. 393 К 0.290 0.20 0.20 0.232 0.324

5ч 373 К 0.275 0.217 0.307

CuMl наст. раб. 293 К, N=12 10 мин 473 К 0.349 0.25 0.75 0.261 0.353

0.5 ч 473 К 0.349 0.247 0.34

1 ч 453 К 0.334 0.239 0.332

CuMl наст. раб. 293 К, N=16 1 ч 423 К 0.312 0.16 0.48 0.225 0.317

4 ч 398 К 0.294 0.213 0.303

a-Fe [J120] 773 К 1 ч 773 К 0.428 1.0 1.0 0.421 0.566

CuMl ГЛ2Ц 293 К, N=12 2 ч. 443 К 0.327 0.30 0.90 0.301 0.408

Al ГЛ2Ц 293 К, N=12 2 ч. 493 К 0.528 0.8+0.9 2.7 0.419 0.568

a-Fe [Л21] 623 К, N=8 2 ч. 623 К 0.345 0.75 0.75 0.355 0.481

CuMl [Л22] 293 К, N=16 1 ч 423 К 0.312 0.16 0.48 0.225 0.317

CuMl [J123] 293 К 3 мин 463 К 0.341 0.30 0.90 0.364 0.529

0.5 ч 0.326 0.474

Ni [Л24] 293 К 1 ч 473 К 0.274 0.26 0.78 0.307 0.417

Таблица 6. Знамения характерных температур Т1 для СМК меди, подвергнутой

различной степени РКУ-деформацпн, п ри 1-часовых отжигах.

~ —.____Леформация Температура ~ —---... N=4 N=8 N=12 N=16

эксперимент К 383 393 453 423

т,/тт 0.28 0.29 0.33 0.31

расчет к 315 315 324 305

т- мин ГГ 1 ! /1т 0.232 0.232 0.239 0.225

К 440 440 450 430

т макс гг 1 1 /1т 0.324 0.324 0.332 0.317

Таким образом, зависимость температуры начала рекристаллизации от степени деформации оказывается трехстадийной (рис.3). Результаты

сопоставления модели с экспериментом представлены в таблице 5 и 6, где 1, и ТГН вычисляются из (7) при равновесном (С?ь) и неравновесном (0Ь = 0.6С>Ь) значениях энергии активации диффузии соответственно.

Основные результаты и выводы.

1. Впервые изучены процессы, контролирующие предел измельчения зерен при больших пластических деформациях и процессы низкотемпературной рекристаллизации субмикрокристаллических (СМК) материалов, полученных методом равноканально-углового прессования (РКУП). Показано, что закономерности формирования и эволюции зеренной структуры в этих условиях могут быть описаны с единых позиций в рамках представлений об определяющей роли стыковых дефектов, формирующихся на границах зерен в процессе внутризеренной пластической деформации.

2. Проведены систематические экспериментальные исследования предела измельчения зерен с1* при РКУП. Получена зависимость величины с1* от температуры деформации Тдеф для сплавов А1-М§-8с и Mg-Al, а также концентрации твердого раствора магния в алюминии.

3. Впервые построена модель предела измельчения зерна с1* при интенсивной пластической деформации. В основе модели лежит предположение, что измельчение зерен представляет собой аккомодационный процесс, осуществляющийся при определенном сочетании Тдеф, скорости деформации £у и концентрации легирующих элементов. Получено выражение, позволяющее рассчитывать зависимость <1* от значений Тдеф, ¿у и концентрации легирующих элементов.

4. Экспериментально исследована зависимость температуры начала рекристаллизации (ТНР) в СМК металлах и сплавах, полученных методом РКУП от степени предварительной деформации е и времени отжига I. Показано, что зависимость ТНР от е немонотонна и имеет трехстадийный характер. Установлено, что при отжиге СМК никеля и меди возникает бимодальное распределение зерен по размерам и наблюдается экспоненциальная зависимость скорости роста зерен и среднего размера зерна от времени изотермического отжига (аномальный рост зерен).

5. Впервые построена модель температуры начала рекристаллизации, контролируемой возвратом дефектной структуры границ зерен в СМК

материалах, объясняющая немонотонную зависимость ТНР от степени

предварительной деформации. Получено выражение, описывающее

зависимость ТНР от времени отжига, размера зародыша рекристаллизации, а

также диффузионных и термодинамических параметров материала.

Список цитируемой литературы:

Л1. Чувильдеев В.Н. Неравновесные границы зерен в металлах. Теория и приложения. - М.: Фнзматлит, 2004. -304с.

Л2. Андриевский Р.А., Глезер A.M. Прочность наноструктур. - Успехи физических наук, 2009г., т. 179, №4, с 337-358.

ЛЗ. Поздняков В. А. Механизмы пластической деформации и аномалии зависимости Холла-Петча металлических нанокристаллическнх материалов. - ФММ, 2003г, т.96, №1, с.114-128.

Л4. Малыгин Г.А. Пластичность и прочность микро- п нанокрнсталлпческпх материалов. -ФТТ, 2007г, т.49, вып.6, с.961-982.

Л5. Рыбин В.В. Закономерности формирования мезоструктур в ходе развитой пластической деформации. - Вопросы материаловедения, 2002, №1(29), с. 11-34.

Л6. Рыбин В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов. -М.:Металлургия, 1986, 224 с.

Л7. Фрост Г.Дж., Эшби М.Ф. Карты механизмов деформации. - Челябинск., Металлургия, 1989,328 с

Л8. Valiev R.Z., Ivanisenko Yu.V., Rauch E.F., Baudelet В. Structure and defomiation behaviour of armco iron subjected to severe plastic deformation. - Acta Materialia, 1996, v.44, No. 12, pp.4705-4712.

Л9. Иванисепко 10.В., Спреико А.А., Корзпиков А.В. Влияние нагрева на структуру и механические свойства субмнкрокристаллнческого армко-железа. - Физика металлов н металловедение, 1999, т.87, №4, с.78-83.

Л10. Чащухпна Т.Н., Дегтярев М.В., Воронова Л.М. и др. Влияние способа деформации на изменение твердости н структуры армко-железа и конструкционной стали при деформировании и последующем отжиге. - Физика металлов и металловедение, 2001, т.91, №5, с.75-83.

Л11. Красилышков Н.А. Исследование структуры и механических свойств хрома после интенсивной пластической деформации. - Физика металлов и металловедение, 2001, т.91, №3, с.81-87.

Л12. Корзников А.В., Идрисова С., Носкова Н.И. Структура и термостабильность микрокристаллического молибдена. - Физика металлов и металловедение, 1998, т.85, вып.З, с. 113-117.

Л13. Chen Y.C., Huang Y.Y., Chang С.Р., Као P.W. The effect of extrusion temperature on the development of deformation microstructures in 5052 aluminum alloy processed by equal channel angular extrusion. - Acta Materialia, 2003, v.51, pp.2005-2015.

Л14. Kubota K., Mabuchi M., Higashi K. Processing and mechanical properties of fine-grained magnesium alloys. - Journal of Materials Science, 1999, v.34, No.2255-2262.

Л15. Furukavva, M.; Horita, Z.; Nemoto, M.; Valiev, R.Z., Langdon, T.G Microhardness measurements and the Hall-Petch relationship in an Al-Mg alloy with submicrometer grain size - Acta Materialia, 1996, 44,4619-4629.

Л16. Диаграммы состояния двойных металлических систем. Справочник в Зх томах: т. I (под ред. Н.П.Лякишева). -М.[Машиностроение, 1996, 922 с.

Л17. Furukavva, М.; Utsunomiya, A.; Matsubara, К.; Horita, Z.; Langdon, T.G. Influence of magnesium on grain refinement and ductility in a dilute Al-Sc alloy. - Acta Materialia, 2001, 49,3829-3838.

Л18. Semiatin, S.L.; Berbon, P.B.; Langdon, T.G. Deformation heating and its effect on grain size evolution during equal channel angular extrusion. - Scripta Materialia, 2001, 44, 135-140.

Л19. Горелик C.C., Добаткин C.B., Капуткина Л.М. Рекристаллизация металлов и сплавов; Московский институт стали и сплавов: Москва, 2005; 432 с.

Л20. Исламгалиев Р.К., Пышминцев И.Ю., Хотинов В.А. и др. Механическое поведение ультрамелкозернистого армко-железа. - ФММ, 1998, т.86, вып.4, с. 115-123.

JI21. Mughrabi H., Hoppel H.W., Kautz M., Valiev R.Z. Annealing treatments to enhance thermal and mechanical stability of ultrafine-grained metals produced by severe plastic deformation. -Zeitschrift fur Metallikunde, 2003, No. 10, pp.1079-1083.

J122. Ахмадеев H.A., Валиев P.3., Копылов В.И., Мулюков P.P. Формирование субмикрозернистой структуры в меди и никеле с использованием интенсивного сдвигового деформирования. - Известия АН СССР. Металлы, 1992, №5, с.96-101.

JI23. Пышминцев И.Ю., Валиев Р.З., Александров И.В. и др. Особенности механического поведения меди с субмикрокристаллической структурой. - ФММ, 2001, т.92, №1, с.99-106.

JI24. Колобов Ю.Р., Грабовецкая Г.П., Иванов К.В., Гирсова Н.В. Влияние состояния границ и размера зерен на механизмы ползучести субмикрокристаллического никеля. - ФММ, 2001, т.91, №5, с.107-112.

Основные результаты диссертации отражены в работах:

1. Чувильдеев В.Н., Копылов В.И., Нохрин A.B., Макаров И.М., Лопатин Ю.Г. Предел диспергирования при РКУ-деформации. Влияние температуры. - Доклады Академии Наук. 2004, т.396, №3, е.332-338.

2. Нохрин A.B., Чувильдеев В.Н., Смирнова Е.С., Макаров И.М., Лопатин Ю.Г., Копылов В.И. Термическая стабильность структуры микрокристаллических металлов, полученных методом равноканального углового прессования. - Известия РАН. Металлы, 2004, №2, с.41-55.

3. Нохрин A.B., Макаров И.М., Лопатин Ю.Г. Особенности методики исследования деформационно-стимулированного роста зерен в нано- и микрокристаллических сверхпластичных алюминиевых сплавах методом атомно-силовой микроскопии-Микросистемная техника, 2004, №5, с.20-28.

4. Нохрин A.B., Макаров И.М., Лопатин Ю.Г. Методика исследования зеренной структуры микрокристаллических сверхпластичных алюминиевых сплавов методом атомно-силовой микроскопии. - «Заводская Лаборатория», №12,2004 г, с.18-26.

5. Чувильдеев В.Н., Макаров И.М., Смирнова Е.С., Копылов В.И. Лопатин Ю.Г. Исследование кинетики распада твердого раствора в микрокристаллических сплавах системы Al-Mg-Sc-Zr. - Сборник тезисов докладов VI-ого Всероссийского совещания-семинара «Инженерно-физические проблемы новой техники», 2001, с. 136.

6. Нохрин A.B., Макаров И.М., Смирнова Е.С., Лопатин Ю.Г., Чувильдеев В.Н., Копылов В.И. Термическая стабильность структуры и свойств микрокристаллических сплавов системы Al-Mg-Sc-Zr, приготовленных при помощи метода РКУ-прессования. - Сборник тезисов докладов XII Петербургских чтений по проблемам прочности, Санкт-Петербург, 2002, с.243.

7. Makarov I.M., Nokhrin A.V., Lopatin Y.G. Investigation of strain-stimulated grain growth in nano-and microcrystalline aluminum alloys using methods of atomic-force and optical microscopy. -Proc. International Workshop "Scanning Probe Microscopy - 2003", 2003, p. 167-169.

8. Нохрин A.B., Лопатин Ю.Г., Макаров И.М., Смирнова Е.С., Чувильдеев В.Н. Процессы возврата и рекристаллизации в микрокристаллических металлах и сплавах, полученных методами РКУ-прессования. - В сб. тезисов докладов XXII научных чтений им. ак. Н.В.Белова, Н.Новгород, ИНГУ, 2003, с. 107.

9. Сысоев А.Н., Чувильдеев В.Н., Грязнов М.Ю. Лопатин Ю.Г. Низкотемпературная сверхпластичность микрокристаллических магниевых сплавов, полученных по технологии равноканального углового прессования. - Сборник тезисов докладов Ш-я научно-техническая конференция «Молодежь в науке», 2004, с. 18.

10. Чувильдеев В.Н., Нохрин A.B., Макаров И.М., Копылов В.И. Лопатин Ю.Г. Предел диспергирования зерен при интенсивной пластической деформации. - Сборник тезисов докладов XXIII Научных чтений им. академика Н.В.Белова, 2005, с. 144.

11. Мелехин Н.В., Чувильдеев В.Н., Лопатин Ю.Г. Экспериментальное изучение температурной устойчивости медно-хромовых сплавов. - Сборник тезисов докладов 6-й Всероссийской молодежной научной школы «Материалы нано-, микро, оптоэлектроники и волоконной оптики: физические свойства и применение», 2006, с.73

12. Нохрин A.B., Чувильдеев В.Н., Пирожникова О.Э., Пискунов A.B., Копылов В.И. Лопатин Ю.Г. Процессы структурообразования при равноканальном угловом прессовании. Предел диспергирования зерен. - Сборник тезисов докладов XXVII научных чтений им. Н.В. Белова, 2008, с.48.

Подписано в печать 21.04.2010. Формат 60x84 1/16. Бумага офсетная. Печать офсетная. Усл. печ. л. 1. Зак. 223. Тир. 100.

Типография Нижегородского госуниверситета Лицензия № 18-0099 603000, Н. Новгород, ул. Б. Покровская, 37.

Введение

Глава 1. Обзор проблемы и постановка задачи

1.1. Введение

1.2. Эволюция зеренной структуры при равноканально-угловом прессовании. Экспериментальные данные

1.2.1. Предел диспергирования

1.2.2. Влияние температуры на предел диспергирования

1.2.3. Влияние легирования на предел диспергирования

1.2.4. Влияние скорости деформации на предел диспергирования

1.2.5. Обобщение литературных данных по пределу диспергирования

1.3. Эволюция структуры в процессе отжига микрокристаллических материалов. Экспериментальные 37 данные

1.3.1. Закономерности роста зерен

1.3.2. Характер роста зерен (бимодальное распределение зерен по размерам)

1.3.3. Влияние степени деформации на температуру начала рекристаллизации

1.3.4. Обобщение литературных данных по температуре начала рекристаллизации вмикрокристаллических металлах

1.4. Основные уравнения теории неравновесных границ зерен

1.5. Подходы к описанию миграции межзеренных границ

1.6. Постановка задач

Глава 2. Объекты и методики исследований

2.1. Введение

2.2. Металлография

2.3. Сканирующая зондовая микроскопия

23Л. Особенности исследования зеренной структуры микрокристаллических сплавов в состоянии после равноканально-углового прессования и рекристаллизационных отжигов

2.3.2. Рекомендации по приготовлению поверхности микрокристаллических алюминиевых сплавов для исследований методом атомно-силовой микроскопии

2.4. Описание объектов исследований

Глава 3. Результаты экспериментальных исследований

3.1. Введение

3.2. Предел диспергирования при равноканально-угловой деформации

3.2.1. Чистые металлы

3.2.2. Медные сплавы

3.2.3. Алюминиевые сплавы

3.2.4. Магниевые сплавы

3.2.5. Обобщение результатов

3.3. Предел диспергирования. Влияние температуры

3.3.1. Чистые металлы

3.3.2. Алюминиевые сплавы

3.3.3. Магниевые сплавы

3.4. Предел диспергирования. Влияние магния

3.5. Температура начала рекристаллизации. Влияние времени выдержки

3.5.1. Зависимость размера зерна от температуры отжига

3.5.2. Аномальный характер роста зерен на II стадии

3.5.3. Нормальный характер роста зерен на III стадии

3.5.4. Обобщение результатов

3.6. Температура начала рекристаллизации. Влияние степени предварительной равноканально-угловой деформации

Глава 4. Модель предела диспергирования в процессе интенсивной пластической деформации

4.1. Введение

4.2. Модель предела диспергирования зерен

4.3. Влияние температуры равноканально-угловой деформации на предел диспергирования

4.3.1. Температурная зависимость предела диспергирования

4.3.2. Температурная зависимость скорости деформации

4.3.3. Температурная зависимость коэффициента Холла-Петча

4.3.4. Влияние деформационно-стимулированного роста зерен

4.4. Влияние легирующих элементов на предел диспергирования

4.5. Сопоставление с экспериментом

4.5.1. Чистые металлы

4.5.2. Сплавы Al-Mg-Sc-Zr

4.5.3. Сплав 5052 (Al-2.65%Mg)

4.5.4. Магниевые сплавы

4.5.5. Сплавы Al-Mg-Sc-Zr. Влияние магния

Глава 5. Модель температуры начала рекристаллизации деформации

5.1. Введение

5.2. Модель температуры начала рекристаллизации

5.2.1. Зародыш рекристаллизации

5.2.2. Модель температуры начала рекристаллизации

5.3. Влияние степени предварительной деформации

5.4. Сопоставление с экспериментом

В настоящее время разработка металлов и сплавов с микрокристаллической (МК) структурой являются одним из перспективных направлений развития науки и техники. Особый интерес у исследователей вызывают МК металлы, полученные с использованием методов интенсивного пластического деформирования [1-4] — равноканально-углового прессования (РКУП), кручения под квазигидростатическим давлением, винтовой экструзии и др.

РКУП является одним из наиболее перспективных способов формирования микрокристаллической структуры в металлических материалах без изменения формы заготовки.

Технология РКУП являясь универсальной технологией обработки металлов давлением, представляет весьма широкие возможности для управлениями параметрами и режимами деформации — и, соответственно, структурой материалов [85]. Изменяя уровень деформации за цикл, скорость и температуру деформации, а также варьируя число циклов и режимы кантовок можно управлять зеренной и дислокационной структурой, а также морфологической и кристаллографической текстурой материала [85, 26]. Описать даже в общих чертах все возможное многообразие структур, которое можно получить с помощью РКУП не представляется возможным. В настоящей работе в качестве объекта исследования выбран один из типов получаемых методом РКУП материалов - материалы с микрокристаллической (МК) структурой, которые далее мы будем называть МК-РКУП материалы или, для краткости, - МК материалы.

Модели, которые используются в дальнейшем для описания процессов деформирования, эволюции структуры и анализа свойств МК материалов - это модели, написанные на языке теории дефектов.

Специфика МК-РКУП материалов с точки зрения теории дефектов состоит в том, что основные процессы контролирующие их поведение и свойства разворачиваются не в кристаллической решетке (зернах), как это происходит в обычных материалах, а на границах зерен. И основным типом дефектов в МК материалах, определяющим характер протекания этих процессов являются не дислокации и вакансии (как в обычных материалах), а внутренние границы раздела. При этом ключевые особенности протекания зернограничных процессов обусловлены взаимодействием границ зерен с попадающими в них из решетки дислокациями и точечными дефектами. Поскольку в классической теории дефектов методы описания такого взаимодействия, а также методы описания границ, взаимодействующих с другими дефектами, развиты еще недостаточно, для моделирования этих процессов мы используем оригинальные подходы, развитые нами в теории неравновесных границ зерен [1, 66] и вкратце описанные в главе 1.

Как уже было отмечено, основой уникальности структуры получаемых МК материалов являются неравновесное состояние границ зерен [1] и малый (100-300 нм) размер зерна [2-4].

Неравновесность границ зерен связана с накоплением в них дефектов и формируется в результате взаимодействия границ зерен с решеточными дислокациями в процессе пластической деформации, либо при миграции границы зерна через деформированную матрицу. Неравновесное состояние границ характеризуется их повышенным, относительно обычного состояния, свободным объемом. Изменение свободного объема приводит к изменению диффузионных характеристик и подвижности границ зерен [1]. Следует также отметить, что формирование при РКУП мелкозернистой структуры, приводит к существенному повышению механических характеристик и формированию комплекса уникальных физико-механических свойств (эффект низкотемпературной и высокоскоростной сверхпластичности, эффект одновременного повышения прочности и пластичности при комнатной температуре и др.), выделяющие МК-РКУП материалы в отдельный класс конструкционных материалов с уникальными эксплуатационными свойствами.

Вместе с тем на пути широкого использования и внедрения МК-РКУП материалов в промышленности стоит ряд проблем.

Первая проблема — это вопрос о предельном измельчении зерен металлов и сплавов при интенсивном пластическом деформировании.

В настоящее время основные практические приложения МК-РКУП материалов связаны с их уникально высокими прочностными и пластическими характеристиками - прочность сплавов с НМК структурой в 3-ь10 раз выше, чем для сплавов с обычной крупнозернистой структурой, а при повышенных температурах МК сплавы обнаруживают эффект высокоскоростной сверхпластичности, дающий ключ, в частности, к изготовлению изделий сложной формы в промышленных условиях без привлечения таких дополнительных технологических операций, как сварка и т.д.

Традиционно предполагается, что для получения высокопрочного состояния необходимо максимально измельчить зеренную структуру (уменьшить размер зерна d), что позволит, в силу действия соотношения Холла-Петча добиться максимального значения предела текучести и предела прочности материала.

Аналогичный подход доминирует и в вопросе о сверхпластичности — предполагается, что в силу обратной квадратичной зависимости оптимальной скорости деформации от размера зерна, для обеспечения максимальной пластичности сплава также необходимо добиться минимально возможного размера зерна [65, 102-103].

В связи с этим многими исследователями предлагается для достижениями максимальных прочностных и пластических свойств разрабатывать режимы термомеханической обработки материалов, направленные на формирование в металле структуры с минимально возможным размером зерна. Для продвижения по этому пути затрачиваются большие усилия. Разрабатываются специальные довольно сложные и дорогостоящие технологии порошковой металлургии, специальные технологии деформационного измельчения зеренной структуры и т.д. [26, 104-105].

В настоящее время с помощью этих технологий удалось получить новые материалы проявляющие довольно высокие прочностные и сверхпластические свойства. Вместе с тем, как показывает анализ экспериментальных результатов, наиболее убедительные результаты и в области прочности и в области сверхпластичности достигнуты в материалах с зерном микронного размера. Мелкозернистые и, что особенно важно, нанокристаллические материалы не обнаруживают ожидаемого повышения сверхпластических свойств. Напротив, сверхпластические свойства материалов с микронным зерном во многих случаях оказываются значительно выше, чем сверхпластические свойства нанокристаллических сплавов [28, 46, 106-111].

Аналогичная ситуация имеет место и в проблеме обеспечения высоких прочностных характеристик материалов — исследования показывают, что начиная с некоторого «критического» размера зерна соотношение Холла-Петча перестает выполняться и при дальнейшем измельчении зеренной структуры прочность материалов начинает монотонно уменьшаться.

Таким образом, при постановке проблемы об обеспечении комплекса высоких прочностных и пластических свойств материалов традиционную задачу об исследовании возможности формирования в материалах нано- и микрокристаллической структуры следует переформулировать как задачу поиска оптимальных параметров зеренной структуры материала, обеспечивающих максимальные прочностные и сверхпластические свойства сплава. Решение этой задачи требует привлечения новых подходов к описанию закономерностей поведения этих сплавов и разработке новых методов расчета их структуры и, в частности, разработке новых теоретических подходов к описанию процессов эволюции зеренной структуры в процессе интенсивного пластического деформирования, решение задачи о природе минимального размера зерна, достигаемого в металлах и сплавах при интенсивной пластической деформации, а также о разработке способов управления параметрами зеренной структуры МК металлов.

Другой основной проблемой, стоящей на пути широкого использования МК материалов является нестабильность их структуры. В чистых МК металлах наблюдается относительно низкая температура рекристаллизации [2-4] и существенная неоднородность роста зерна при температурах, близких к температуре рекристаллизации. Быстрый рост зерен при нагреве приводит к потере уникальных физико-механических свойств материала.

В последние годы изучению формирования МК структуры в процессе РКУП и ее эволюции в процессе последующего отжига посвящено большое количество работ и получен целый ряд интересных экспериментальных результатов. Однако теоретические модели, объясняющие закономерности формирования и последующей эволюции структуры МК материалов при нагреве развиты еще недостаточно.

Цель работы

Экспериментальное и теоретическое исследование предела измельчения зерен в процессе РКУП и изучение термической стабильности сформированной МК структуры.

В работе были поставлены следующие задачи:

1. Экспериментальное исследование особенностей формируемой при РКУП МК структуры сплавов на основе алюминия и магния и описание зависимости параметров этой структуры от температуры и скорости деформации, а также содержания легирующих элементов.

2. Построение модели, позволяющей рассчитывать параметры формируемой в процессе РКУП зеренной структуры металлов и сплавов.

3. Экспериментальное исследование температуры начала рекристаллизации и кинетики роста зерен в МК меди и никеле, полученных методом РКУП.

4. Построение модели рекристаллизации, объясняющей немонотонный характер зависимости температуры начала рекристаллизации (ТНР) в чистых металлах от степени деформации при РКУП.

Научная новизна результатов:

1. Проведены систематические исследования влияния температуры, а также влияния легирующих элементов на предельный размер зерна, формирующийся при равноканально-угловом прессовании.

2. Впервые построена модель, позволяющая рассчитывать предел диспергирования зерен при интенсивной пластической деформации и описывающая его зависимость от температуры и скорости деформации, а также позволяющая оценить влияние концентрации легирующих элементов.

3. Изучены закономерности аномального роста зерен при отжиге МК никеля и меди. Определены зависимости размера зерна от времени и температуры отжига, а также зависимость температуры начала рекристаллизации от степени предварительной деформации.

4. Впервые построена модель температуры начала рекристаллизации в МК материалах, объясняющая немонотонную зависимость ТНР от степени предварительной деформации.

Научная и практическая значимость работы

1. Результаты экспериментальных и теоретических исследований предела диспергирования делают возможным прогнозирование размера зерна, получаемого методом РКУП при заданных параметрах режима деформации. На их основе становится возможным подбор режимов получения материала с заданными характеристиками зеренной структуры.

2. Результаты экспериментальных и теоретических исследований температуры начала рекристаллизации позволяют прогнозировать изменения зеренной структуры в процессе отжига МК металлов и сплавов и открывают новые подходы к решению проблем стабилизации зеренной МК структуры и расчетам температурных интервалов надежной эксплуатации МК металлов и сплавов.

Достоверность полученных результатов

Достоверность экспериментальных результатов, представленных в работе, подтверждается их воспроизводимостью при заданных условиях эксперимента и сравнением с экспериментальными данными других авторов. Достоверность моделей предела диспергирования и температуры начала рекристаллизации подтверждается сопоставлением с экспериментом. Получено хорошее соответствие между экспериментальными данными и результатами расчетов.

На защиту выносятся:

1. Результаты экспериментальных исследований измельчения зеренной структуры сплавов на основе алюминия и магния при различных температурах РКУП, а также при различном содержании легирующих элементов.

2. Результаты экспериментальных исследований эволюции зеренной структуры меди Ml и никеля НП-1 после различного числа циклов РКУП при различных временах и температурах отжига.

3. Модель предела диспергирования в металлах и сплавах, позволяющая вычислять размер зерна, формируемый при заданных параметрах РКУП.

4. Модель контролируемой возвратом рекристаллизации в МК металлах и сплавах, полученных методом РКУП, позволяющая объяснить закономерности зависимости ТНР от степени предварительной деформации.

Структура работы

Работа состоит из введения, пяти глав и заключения.

Во Введении обоснованы актуальность темы и выбор объектов исследования, сформулированы цель и задачи работы.

В первой главе сделан обзор публикаций по проблеме формировании микрокристаллической структуры в металлах и сплавах при РКУП, а также процессах ее эволюции при отжиге МК-РКУП металлов и сплавов.

В п. 1.2 рассмотрены работы, посвященные изучению предела диспергирования, и, в первую очередь - результаты экспериментальных исследований, в которых демонстрируется наличие предела диспергирования.

Проведен анализ влияния температуры и скорости деформации, а также легирования на величину предела диспергирования при заданной температуре. В п. 1.3 проведен обзор работ, посвященных экспериментальному исследованию процессов рекристаллизации МК-РКУП материалов.

В п. 1.4-1.5 главы 1 рассмотрены основные уравнения теории неравновесных границ зерен, используемой в дальнейшем при разработке моделей, описывающих особенности эволюции структуры металлов и сплавов при РКУП и последующем отжиге. Приведены уравнения, описывающие эволюцию дефектной структуры границ зерен в процессе деформации и отжига.

Вторая глава посвящена описанию объектов исследования и экспериментальных методик исследования структуры МК-РКУП материалов.

В п. 2.2 описана методика исследования структуры методом оптической металлографии. Описаны основные этапы пробоподготовки и реактивы для выявления структуры. В п. 2.3 диссертации описаны основные результаты отработки методики исследования структуры МК алюминиевых сплавов методом атомно-силовой микроскопии.

В качестве объектов исследования в работе используются МК металлы технической чистоты (медь, никель, железо, алюминий), а также модельные и промышленные сплавы на основе алюминия (легированного магнием, скандием, цирконием - модельные сплавы системы Al-Mg-Sc-Zr с различным содержанием легирующих элементов) и магния (легированного алюминием и цинком - промышленные сплавы МА2-1, МА-14, AZ-91).

МК структура формировалась методом РКУП за различное число проходов в заготовках размером 14x14x160 мм. Число циклов РКУП варьировалось от N=1 до N=16. Температура РКУП варьировалась от комнатной до 380 °С. РКУП осуществлялось в инструменте с углом пересечения рабочего и выходного каналов 2Ф=п/2. Заготовка на каждом цикле поворачивается на угол %/2 вокруг своей продольной оси (режим Вс). Скорость деформирования составляла 0.4 мм/с. Скорость деформации не превышала 1 с"1.

Для исследования микроструктуры использовался оптический микроскоп «Leica DM IRM», универсальный воздушный АСМ/СТМ микроскоп «Ассигех-2100» (зеренная структура изучалась в контактном режиме (Contact Mode)) и растровый электронный микроскоп Jeol JSM-6490 с рентгеновским микроанализатором INCA 350.

Для исследования термической стабильности МК структуры, после РКУП образцы разрезались и отжигались при температурах в интервале 373V773 К с длительностью выдержек от 5 мин до 10 часов. Отжиги образцов проводились в воздушной печи типа «СНОЛ». Температура отжига контролировалась с точностью 2-кЗ К. Охлаждение образцов проводилось в воде. Длительность отжига контролировалась с точностью ±10 с.

В третьей главе диссертации описаны результаты экспериментальных исследований.

В п.3.2. описано влияние температуры РКУП на минимальный размер зерна (величину предела диспергирования) получаемых МК материалов. Показано, что минимальный размер зерна возрастает с увеличением температуры РКУП. В п.3.3. описано влияние легирующих элементов (магния) на величину предела диспергирования алюминиевых сплавов, полученных методом РКУП. Установлено, что наблюдается уменьшение предельного размера зерна с увеличением концентрации магния.

В п.3.4. представлены результаты исследований влияния температуры отжига на структуру МК материалов. Показано, что в процессе рекристаллизации наблюдается бимодальное распределение зерен по размерам. Установлено, что зависимость размера зерна от времени отжига носит аномальный характер (наблюдается экспоненциальный характер зависимости среднего размера зерна от времени отжига). Приведены данные о температуре начала рекристаллизации (ТНР) для МК металлов. Показано (см. п.3.5), что зависимость ТНР от степени РКУ-деформации имеет немонотонный характер.

В четвертой главе описана модель предела диспергирования в процессе интенсивной пластической деформации. Проведено сопоставление результатов расчетов с экспериментом.

В п. 4.2. описана модель предела диспергирования при интенсивной пластической деформации. Показано, что предел диспергирования зависит от температуры, скорости деформации и коэффициента диффузии. Получено выражением для расчета предела диспергирования. В п. 4.3. подробно рассмотрено влияние температуры на предел диспергирования. В п.4.4. рассмотрено влияние магния на предел диспергирования МК алюминиевых сплавов. Определены основные параметры, необходимые для расчета предела диспергирования при произвольной концентрации магния.

В п.4.5. проведено сопоставление с экспериментальными данными. Приведены значения энергии активации, вычисленные на основе обработки данных, полученных в работе и из литературных источников. Проведены расчеты по влиянию температуры деформации и концентрации магния на предел диспергирования на основе выражений, полученных в п.4.2. и п.4.4.

В пятой главе описана модель температуры начала рекристаллизации и проведено сопоставление результатов моделирования с экспериментом.

В п.5.2. описана модель температуры начала рекристаллизации МК-РКУП металлов. В п.5.3. рассмотрено влияние предварительной деформации на ТНР. Показано, что зависимость может иметь трехстадийный, с максимумом, характер. В п.5.4. проведено сопоставление с экспериментальными данными.

В заключении приведены основные результаты и выводы.

Публикации по теме работы

Основные результаты отражены в следующих работах автора, опубликованных в ведущих отечественных журналах, входящих в список ВАК: 1. Чувильдеев В.Н., Копылов В.И., Нохрин А.В., Макаров И.М., Лопатин Ю.Г. Предел диспергирования при РКУ-деформации. Влияние температуры. -Доклады Академии Наук. 2004, т.396, №3, с.332-338.

2. Нохрин А.В., Чувильдеев В.Н., Смирнова Е.С., Макаров И.М., Лопатин Ю.Г., Копылов В.И. Термическая стабильность структуры микрокристаллических металлов, полученных методом равноканального углового прессования. - Известия РАН. Металлы, 2004, №2, с.41-55.

3. Нохрин А.В., Макаров И.М., Лопатин Ю.Г. Особенности методики исследования деформационно-стимулированного роста зерен в нано- и микрокристаллических сверхпластичных алюминиевых сплавах методом атомно-силовой микроскопии.-Микросистемная техника, 2004, №5, с.20-28.

4. Нохрин А.В., Макаров И.М., Лопатин Ю.Г. Методика исследования зеренной структуры микрокристаллических сверхпластичных алюминиевых сплавов методом атомно-силовой микроскопии. - «Заводская Лаборатория», №12, 2004 г, с. 18-26.

Результаты работы также докладывались на следующих международных, всероссийских и региональных научных конференциях:

- VI-ое Всероссийское совещание-семинар «Инженерно-физические проблемы новой техники» (Москва, МГТУ им.Баумана, 2001 г.)

- XII Петербургские чтения по проблемам прочности (Санкт-Петербург, март 2002 г.)

- Международная школа-семинар "Нелинейные процессы в дизайне материалов" (Воронеж, 2002 г.)

- IV-ая Всероссийская научная internet-конференция "Компьютерное и математическое моделирование в естественных и технических науках" (г. Тамбов, 2002 г.)

- XL Международный Семинар "Актуальные проблемы прочности" (г. Великий Новгород, 2002 г.)

- XLVIII Международная конференция «Актуальные проблемы прочности» (г. Тольятти, 2009 г.)

- Вторая Всероссийская конференция "Необратимые процессы в природе и технике" (Москва, МГТУ им. Баумана, 2003 г.)

I - International Workshop "Scanning Probe Microscopy - 2003" (г. Нижний

Новгород, ИФМ РАН, 2003 г.) ) - XIV Петербургские чтения по проблемам прочности (г. Санкт-Петербург,

2003 г.)

- Всероссийская научная конференция студентов-физиков ВНКСФ-9 (Красноярск, 2003 г.)

- 15-я Всероссийская научная конференция студентов-физиков и молодых ученых ВНКСФ-15 (Екатеринбург — Кемерово, 2009 г.)

- XXII Научные чтения им. академика Н.В.Белова (г. Н. Новгород, 2003 г.). I

- XXIII Научные чтения им. академика Н.В.Белова (г. Н. Новгород, 2005 г.).

- XXVII научные чтения им. академика Н.В. Белова (г. Нижний Новгород, ' 2008 г.).

- 8-ая Нижегородская сессия молодых ученых (г. Нижний Новгород, 2003 г.)

- Ш-я научно-техническая конференция «Молодежь в науке» (Саров, 2004 г.).

- 3-я межрегиональная научная школа для студентов и аспирантов «Материалы нано-, микро- и оптоэлектроники: физические свойства и применение» (г. Саранск, МордГУ, 2004 г.).

- 4-я межрегиональная научная школа для студентов и аспирантов

Материалы нано-, микро- и оптоэлектроники: физические свойства и применение» (г. Саранск, МордГУ, 2005 г.).

- 6-я Всероссийская молодежная научная школа «Материалы нано-, микро, оптоэлектроники и волоконной оптики: физические свойства и применение» (г. Саранск, МордГУ, 2007 г.)

- 7-я Всероссийская молодежная научная школа «Материалы нано-, микро- и оптоэлектроники: физические свойства и применение» (г.Саранск, 2008 г.)

- 8-я Всероссийская научная школа «Материалы нано-, микро-, ! оптоэлектроники и волоконной оптики: физические свойства и применение» г. Саранск, МордГУ, 2009 г.)

- XV «Координационный научно-технический семинар по СВЧ технике» (г.

Нижний Новгород, 2007 г.)

- Научная студенческая конференция физического факультета ННГУ (Н.Новгород, ННГУ, 2007 г.)

- Научно-практическая конференция «Наука - Производство — Технологии -Экология» (г. Киров, 2008 г.).

- V Международная конференция «Фазовые превращения и прочность кристаллов», посвященной памяти академика Г.В. Курдюмова (г. Черноголовка, 2008 г.)

- Ш-я Международная конференция «Деформация и разрушение материалов и наноматериалов» (г. Москва, 2009 г.)

- IV-я Международная школа «Физическое материаловедение» (г. Тольятти, 2009 г.)

- Первые Московские чтения по проблемам прочности материалов (посвященные 85-летию со дня рождения проф. B.JI. Инденбома и 90-летию со дня рождения проф. JI.M. Утевского) (г. Москва, 2009 г.)

- Международная конференция HighMatTech-2009 (Киев, Украина, 2009 г.)

- Всероссийская молодежная школа-семинар «Нанотехнологии и инновации НАНО-2009» (Таганрог, 2009 г.)

Выполнение работ по теме диссертации было поддержано грантами Российского фонда фундаментальных исследований (гранты №№ 03-02-16923-а, 05-08-18262а, 06-08-01119а, 09-02-01368-а, 09-02-97086-рповолжьеа, 09-08-97044-рповолжьеа), фондом CRDF (гранты №№ Y2-P-01-04, Y2-E-01-03), Международного научно-технического центра (гранты №№ 1413, 2809), Программой «Фундаментальные исследования в высшем образовании» (BRHE) фонда U.S. CRDF и Минобразования РФ (грант №RUX0-001-NN-06/BP3C01), Аналитическая ведомственной целевой программой «Развитие научного потенциала высшей школы» на 2009-2010 гг. (проекты №№2.1.1/6292, 2.1.1/711), а также Федеральной целевой программой «Научные и научно-педагогические кадры инновационной России» на 2009-2013 годы (проекты №№НК-240П, НК-316П, НК-392П, НК-431П, НК-432П, НК-442П).

Работы проводились также при поддержке работ, в рамках выполнения тематического плана Научно-исследовательского физико-технического института ГОУ ВПО «Нижегородский государственный университет им. Н.И. Лобачевского» (г/б темы 01.200.111861, 012.00.603248).

Работы проводились при технической поддержке со стороны Научно-образовательного центра «Нанотехнологии» и Научно-образовательного центра «Физика твердотельных наноструктур» ГОУ ВПО «Нижегородский государственный университет им. Н.И. Лобачевского».

Основные результаты и выводы.

1. Впервые изучены процессы, контролирующие предел измельчения зерен при больших пластических деформациях и процессы низкотемпературной рекристаллизации субмикрокристаллических (СМК) материалов, полученных методом равноканально-углового прессования (РКУП). Показано, что закономерности формирования и эволюции зеренной структуры в этих условиях могут быть описаны с единых позиций в рамках представлений об определяющей роли стыковых дефектов, формирующихся на границах зерен в процессе внутризеренной пластической деформации.

2. Проведены систематические экспериментальные исследования предела измельчения зерен d* при РКУП. Получена зависимость величины d* от температуры деформации Тдеф для сплавов Al-Mg-Sc и Mg-Al, а также концентрации твердого раствора магния в алюминии.

3. Впервые построена модель предела измельчения зерна d* при интенсивной пластической деформации. В основе модели лежит предположение, что измельчение зерен представляет собой аккомодационный процесс, осуществляющийся при определенном сочетании Тдеф, скорости деформации £v и концентрации легирующих элементов. Получено выражение, позволяющее рассчитывать зависимость d* от значений Тдеф, £v и концентрации легирующих элементов.

4. Экспериментально исследована зависимость температуры начала рекристаллизации (ТНР) в СМК металлах и сплавах, полученных методом РКУП от степени предварительной деформации 8 и времени отжига t. Показано, что зависимость ТНР от s немонотонна и имеет трехстадийный характер. Установлено, что при отжиге СМК' никеля и меди возникает бимодальное распределение зерен по размерам и наблюдается экспоненциальная зависимость скорости роста зерен и среднего размера зерна от времени изотермического отжига (аномальный рост зерен).

5. Впервые построена модель температуры начала рекристаллизации, контролируемой возвратом дефектной структуры границ зерен в СМК материалах, объясняющая немонотонную зависимость ТНР от степени предварительной деформации. Получено выражение, описывающее зависимость ТНР от времени отжига, размера зародыша рекристаллизации, а также диффузионных и термодинамических параметров материала.

1. Чувильдеев В.Н. Неравновесные границы зерен в металлах. Теория и приложения. — М.: Физматлит, 2004. - 304с.

2. Андриевский Р.А., Глезер A.M. Прочность наноструктур. — Успехи физических наук, 2009г., т.179, №4, с 337-358.

3. Поздняков В. А. Механизмы пластической деформации и аномалии зависимости Холла-Петча металлических нанокристаллических материалов. ФММ, 2003г, т.96, №1, с.114-128.

4. Малыгин Г.А. Пластичность и прочность микро- и нанокристаллических материалов. ФТТ, 2007г, т.49, вып.6, с.961-982.

5. Chang J-Y., Yoon J-S., Kim G-H. Development of submicron sized grain during cyclic equal channel angular pressing Scripta Materialia, 2001, v.45, pp.347354.

6. Mazurina I., Sakai Т., Miura H., Sitdikov O., Kaibyshev R. Effect of deformation on microstructure evolution in aluminum alloy 2219 during hot ECAP Materials science and engineering A, 2008, v.486, pp 662-671.

7. Mazurina I., Sakai Т., Miura H., Sitdikov O., Kaibyshev R. Grain refinement in aluminum alloy 2219 during ECAP at 250 °C Materials Science and Engineering A, 2008, v473, pp.297-305.

8. Iwahashi Y., Horita Z., Nemoto M., Langdon T. G. The process of grain refinement in equal-channel angular pressing Acta Materialia, 1998, v.46, No.9, pp.3317-3331.

9. Mao J., Kang S.B., Park J.O. Grain refinement, thermal stability and tensile properties of 2024 aluminum alloy after equal-channel angular pressing -Journal of Materials Processing Technology, 2005, v.159, pp. 314-320.

10. Farghalli A. Mohamed. A dislocation model for the minimum grain size obtainable by milling Acta Materialia, 2003, v.51, pp.4107-4119.

11. Goloborodko A., Sitdikov O., Kaibyshev R., Miura H., Sakai Т. Effect of pressing temperature on fine-grained structure formation in 7475 aluminum alloy during ECAP Materials Science and Engineering A, 2004, v.381, pp. 121-128.

12. Gutierrez-Urrutia I., Munbz-Morris M.A., MorrisContribution D.G. of microstructural parameters to strengthening in an ultrafine-grained Al-7% Si alloy processed by severe deformation Acta Materialia, 2007, v.55, pp.13191330.

13. Kim K.J., Yang D.Y., Yoon J.W. Investigation of microstructure characteristics of commercially pure aluminum during equal channel angular extrusion -Materials Science and Engineering A, 2008, v.485, pp 621-626.

14. Kim H.K., Kim W.J. Microstructural instability and strength of an AZ31 Mg alloy after severe plastic deformation Materials Science and Engineering A, 2004, v.385, pp. 300-308.

15. Su C.W., Lu L., Lai. M.O. A model for the grain refinement mechanism in equal channel angular pressing of Mg alloy from microstructural studies Materials Science and Engineering A, 2006, v.434, pp. 227-236.

16. Xu C., Furukawa M., Horita Z., Langdon T. G. Severe plastic deformation as a processing tool for developing superplastic metals — Journal of Alloys and Compounds, 2004, v.378, pp. 27-34.

17. Hebesberger Т., Stiiwe H.P., Vorhauer A., Wetscher F., Pippan R. Structure of Cu deformed by high pressure torsion Acta Materialia, 2005, v.53, pp.393-402.

18. Иванисенко Ю.В., Сиренко A.A., Корзников A.B. Влияние нагрева на структуру и механические свойства субмикрокристаллического армко-железа. Физика металлов и металловедение, 1999, т.87, №4, с.78-83.

19. Чащухина Т.И., Дегтярев М.В., Воронова Л.М. и др. Влияние способа деформации на изменение твердости и структуры армко-железа и конструкционной стали при деформировании и последующем отжиге. — Физика металлов и металловедение, 2001, т.91, №5, с.75-83.

20. Исламгалиев Р.К., Пышминцев И.Ю., Хотинов В.А. и др. Механическое поведение ультрамелкозернистого армко-железа. ФММ, 1998, т.86, вып.4, с. 115-123.

21. Красильников Н.А. Исследование структуры и механических свойств хрома после интенсивной пластической деформации. — Физика металлов и металловедение, 2001, т.91, №3, с.81-87.

22. Корзников А.В., Идрисова С., Носкова Н.И. Структура и термостабильность микрокристаллического молибдена. — Физика металлов и металловедение, 1998, т.85, вып.З, с.113-117.

23. Sitdikov О., Sakai Т., Avtokratova Е., Kaibyshev R., Kimura Y., Tsuzaki К. Grain refinement in a commercial Al—Mg—Sc alloy under hot ECAP conditions — Materials Science and Engineering A, 2007, v.444, pp. 18-30.

24. Wang Y.Y., Sun P.L., Kao P.W., Chang C.P. Effect of deformation on the microstructure developed in commercial purity aluminum processed by equal channel angular extrusion Scripta Materialia, 2004, v.50, pp.613-617.

25. Valiev R.Z., Langdon T.G. Principles of equal-channel angular pressing as a processing tool for grain refinement — Progress in Materials Science, 2006, v.51, pp 881-981

26. Chen Y.C., Huang Y.Y., Chang C.P., Kao P.W. The effect of extrusion temperature on the development of deformation microstructures in 5052 aluminum alloy processed by equal channel angular extrusion. Acta Materialia, 2003, v.51, pp.2005-2015.

27. Kang S.H., Lee Y.S., Lee J.H. Effect of grain refinement of magnesium alloy AZ31 by severe plastic deformation on material characteristics journal of materials processing technology, 2008, v. 201, pp 436-440.

28. Kubota К., Mabuchi M., Higashi К. Processing and mechanical properties of fine-grained magnesium alloys. Journal of Materials Science, 1999, v.34, No.2255-2262.

29. Huang W.H., Yu C.Y., Kao P.W., Chang C.P. The effect of strain path and temperature on the microstructure developed in copper processed by ECAE — Materials Science and Engineering A, 2004, v. 366, pp. 221—228.

30. Pippan R., Wetscher F., Hafok M., Vorhauer A., Sabirov I. The Limits of Refinement by SeverePlastic Deformation — Advanced Engineering Materials, 2006, 8, No. 11, pp. 1046-1056.

31. Furukawa M., Utsunomiya A., Matsubara K., Horita Z. and Langdon T. G. Influence of magnesium on grain refinement and ductility in a dilute Al-Sc alloy Acta Materialia, 2001, v.49, pp.3 829-3838.

32. Semiatin, S.L.; Berbon, P.B.; Langdon, T.G. Deformation heating and its effect on grain size evolution during equal channel angular extrusion. — Scripta Materialia, 2001, 44, 135-140.

33. Furukawa, M.; Horita, Z.; Nemoto, M.; Valiev, R.Z., Langdon, T.G Microhardness measurements and the Hall-Petch relationship in an Al-Mg alloy with submicrometer grain size Acta Materialia, 1996, 44, 4619-4629.

34. Cao W.Q., Godfrey A., Liu W., Liu Q. Annealing behavior of aluminium deformed by equal channel angular pressing Materials Letters, 2003, v.57, pp. 3767-3774.

35. Cao W.Q., Godfrey A., Liu W., Liu Q. EBSP study of the annealing behavior of aluminum deformed by equal channel angular processing Materials Science and Engineering A, 2003, v.360, pp.420-425.

36. Ferry M., Burhan N. Structural and kinetic aspects of continuous grain coarsening in a fine-grained Al-0.3Sc alloy Acta Materialia, 2007, v.55, pp. 3479-3491.

37. Geng H.B., Kang S.B., Min B.K. High temperature tensile behavior of ultra-fine grained Al-3.3Mg-0.2Sc-0.2Zr alloy by equal channel angular pressing -Materials Science and Engineering A, 2004, v.373, pp. 229-238.

38. Markushev M.V., Murashkin M.Yu. Structure and mechanical properties of commercial Al-Mg 1560 alloy after equal-channel angular extrusion and annealing Materials Science and Engineering A,2004, v.367, pp. 234—242.

39. Yu C.Y., Sun P.L., Kao P.W., Chang C.P. Evolution of microstructure during annealing of a severely deformed aluminum — Materials Science and Engineering A, 2004, v.366, pp. 310-317.

40. Morris D.G., Munoz-Morris M.A. Microstructure of severely deformed Al-3Mg and its evolution during annealing Acta Materialia, 2002 v.50, pp. 4047—4060.

41. Szczygiel P., Roven H.J., Reiso O. Annealing of Al-Si alloys after equal-channel angular pressing Materials Science and Engineering A, 2008, v.493, pp. 202-206.

42. Mughrabi H., Hoppel H.W., Kautz M., Valiev R.Z. Annealing treatments to enhance thermal and mechanical stability of ultrafine-grained metals produced by severe plastic deformation. Zeitschrift fur Metallikunde, 2003, No. 10, pp. 1079-1083.

43. Lin H.K., Huang J.C., Langdon T.G. Relationship between texture and low temperature superplasticity in an extruded AZ31 Mg alloy processed by ECAP — Materials Science and Engineering A, 2005, v.402, pp. 250-257.

44. Matsubara K., Miyahara Y., Horita Z., Langdon T.G. Developing superplasticity in a magnesium alloy through a combination of extrusion and ECAP Acta Materialia, 2003, v.51, pp. 3073-3084.

45. Valle J.A., Penalba F., Ruano O.A. Optimization of the microstructure for improving superplastic forming in magnesium alloys Materials Science and Engineering A, 2007, v.467, pp.165-171.

46. Neishi K., Horita Z., Langdon T.G. Achieving superplasticity in ultrafine-grained copper: influence of Zn and Zr additions Materials Science and Engineering A, 2003, v.352, pp. 129-135.

47. Schafler E., Kerber M.B. Microstructural investigation of the annealing behaviour of high-pressure torsion (HPT) deformed copper Materials Science and Engineering A, 2007, v.462, pp. 139-143.

48. Пышминцев И.Ю., Валиев Р.З., Александров И.В. и др. Особенности механического поведения меди с субмикрокристаллической структурой. -ФММ, 2001, т.92, №1, с.99-106.

49. Neishi К., Horita Z., Langdon T.G. Grain refinement of pure nickel using equal-channel angular pressing — Materials Science and Engineering A, 2002, v.325, pp. 54-58.

50. Schafler E., Pippan R. Effect of thermal treatment on microstructure in high pressure torsion (HPT) deformed nickel Materials Science and Engineering A, 2004, v.387-389, pp. 799-804.

51. Колобов Ю.Р., Грабовецкая Г.П., Иванов K.B., Гирсова Н.В. Влияние состояния границ и размера зерен на механизмы ползучести субмикрокристаллического никеля. ФММ, 2001, т.91, №5, с.107-112.

52. Belyakov A., Kimura Y., Tsuzaki К. Recovery and recrystallization in ferritic stainless steel after large strain deformation — Materials Science and Engineering A, 2005, v.403, pp. 249-259.

53. Park K-T., Shin D.H. Annealing behavior of submicrometer grained ferrite in a low carbon steel fabricated by severe plastic deformation Materials Science and Engineering A, 2002, v.334, pp. 79-86.

54. Lee B.S., Kim M.H. Annealing behavior of Zr702 fabricated by ECAP -Materials Science and Engineering A, 2006, v.416, pp. 150-154.

55. Cao H., Min J.Y., Wu S.D.,. Xian A.P,. Shang J.K. Pinning of grain boundaries by second phase particles in equal-channel angularly pressed Cu-Fe-P alloy -Materials Science and Engineering A, 2006, v.431, pp. 86-91.

56. Etter A.L., Baudin Т., Rey C., Penelle R. Microstructural and textural characterization of copper processed by ECAE — Materials Characterization 2006, v.56, pp. 19-25.

57. Field D.P., Bradford L.T., Nowell M.M., Lillo T.M. The role of annealing twins during recrystallization of Cu Acta Materialia, 2007, v.55, pp. 4233-4241.

58. Wang Y.M., Ma E. Three strategies to achieve uniform tensile deformation in a nanostructured metal Acta Materialia, 2004, v.52, pp. 1699-1709.

59. Wei W., Wei K.X., Fan G.J. A new constitutive equation for strain hardening and softening of fee metals during severe plastic deformation Acta Materialia, 2008, v.56, pp.4771^779.

60. Рыбин В.В. Структурно-кинетические аспекты физики развитой пластической деформации — Известия вузов. Физика, 1991, №3, с.7-22.

61. Seefeldt М. Disclinations in large-strain plastic deformation and work-hardening Reviews On Advanced Materials Science, 2001, v.2, pp.44-79.

62. Gutkin M.Yu., Mikaelyan K.N., Romanov A.E. Disclination Models of Misorientation Band Generation and Propagation Physica Status Solidi (A) Applied Research, 2002, v. 193, No.l, pp.35-52.

63. Чувильдеев B.H. Микромеханизм деформационно-стимулированной зернограничной самодиффузии. Часть 1-3. ФММ, 1996, т.81, №5, с.5-13; №6, с.5-13; т.82, №1, с.106-115.

64. Perevezentsev V.N., Rybin V.V., Chuvil'deev V.N. The theory of structurual superplastisity. Part I-IV. Acta Metall.Mater., 1992, v.40, №5, pp.887-923.

65. Chuvil'deev V.N., Kopylov V.I., W.Zeiger. Non-equilibrium grain:boundaries. Theory and its applications for describing nano- and microcrystalline materials processed by ECAP. Ann.Chim.Sci.Mat., 2002, 27(3), 55-64.

66. Перевезенцев B.H., Рыбин B.B., Чувильдеев B.H. Накопление дефектов на границах зерен и предельные характеристики структурной сверхпластичности. Поверхность. 1983, №10, с.108-115.

67. Рыбин В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов. — М.: Металлургия, 1986,-231 с.

68. Рыбин В.В., Зисман А.А., Золоторевский Н.Ю. Стыковые дисклинации в пластически деформируемых поликристаллах. — ФТТ, 1985, т. 27, с. 181 — 186.

69. Рыбин В.В., Золоторевский Н.Ю., Жуковский И.М. Эволюция структуры и внутренних напряжений на стадии развитой пластической деформации кристаллических твердых тел. — ФММ, 1990, т. 1, с. 5 26.

70. Перевезенцев В.Н., Рыбин В.В., Чувильдеев В.Н. Миграция границ и рост зерен при сверхпластической деформации материалов. — Поверхность. Физика. Химия. Механика, 1985, № 4, с. 113 120.

71. Перевезенцев В.Н., Пирожникова О.Э., Чувильдеев В.Н. Рост зерен при сверхпластической деформации микродуплексных сплавов. — ФММ, 1991, т. 4, с. 33-41.

72. Хирт Дж., Лоте И. Теория дислокаций. М.: Атомиздат, 1972, - 599 с.

73. Горелик С.С., Добаткин С.В., Капуткина JI.M. Рекристаллизация металлов и сплавов; Московский институт стали и сплавов: Москва, 2005; 432 с.

74. Лифшиц И.М., Слезов В.В. О кинетике диффузионного распада пересыщенных твердых растворов. — ЖЭТФ, 1958, № 35, с. 479 — 492.

75. Перевезенцев В.Н., Пирожникова О.Э., Чувильдеев В.Н. Рост зерен при сверхпластической деформации конструкционных керамик. — Неорганические материалы, 1993, т. 29, № 3, с. 421 — 425.

76. Нохрин А.В., Макаров И.М. Методика исследования зеренной структуры нано- и микрокристаллических металлов методом атомно-силовой микроскопии. Заводская лаборатория, 2002, т.68, №1, с.70-79.

77. Нохрин А.В., Макаров И.М. Особенности методики исследований зеренной структуры нано- и микрокристаллических металлов методом атомно-силовой микроскопии. Микросистемная техника, 2003, №3, с.19-28.

78. Болховитинов Н.Ф., Болховитинова Е.Н. Атлас макро и микроструктур металлов и сплавов - М.: Машгиз, 1959, 87с.

79. Панченко Е.В., Скаков Ю.А., Попов К.В. и д.р. Лаборатория металлографии. — М:Металлургия, 1957, 695с.

80. Беккерт М., Клемм X. Справочник по металлографическому травлению.' 1979, 335с.

81. Hurley P.J., Humphreys F.J. The application of EBSD to the study of substructural development in a cold rolled single-phase aluminum alloy. Acta Materialia, v.51, 2003, pp.1087-1102.

82. Чувильдеев В.Н., Нохрин А.В., Макаров И.М., Копылов В.И. Рекристаллизация в нано- и микрокристаллических металлах, полученных методом РКУ-прессования. Микросистемная техника, 2002, №8, с.19-28.

83. Чувильдеев В.Н., Копылов В.И., Нохрин А.В. и др. Аномальный рост зерен в нано- и микрокристаллических металлов, полученных методами РКУ-прессования. Часть I. Структурные исследования. — Материаловедение, 2003, №4, с.9-18.

84. Сегал В.М, Резников В.И., Копылов В.И. и др. Процессы пластического структурообразования металлов. Минск: Наука и техника. 1994, 232 с.

85. Рыбин В.В. Закономерности формирования мезоструктур в ходе развитой пластической деформации. Вопросы материаловедения, 2002, №1(29), с. 1134.

86. Лихачев В.А., Хайров Р.Ю. Введение в теорию дисклинаций. — Л.: Изд.ЛГУ, 1975, 183 с.

87. Фрост Г.Дж., Эшби М.Ф. Карты механизмов деформации. Челябинск., Металлургия, 1989, 328 с.

88. Нохрин А.В., Смирнова Е.С., Чувильдеев В.Н., Копылов В.И. Температура начала рекристаллизации в микрокристаллических металлах, полученных методами интенсивного пластического деформирования. Металлы, №3, 2003, с.27-37

89. Смирнова Е.С., Чувильдеев В.Н. Влияние малых концентраций примеси на диффузионные свойства границ зерен. ФММ, 1999, т. 88, вып. 1, с. 74-79.

90. Диаграммы состояния двойных металлических систем. Справочник в Зх томах: т.1 (под ред. Н.П.Лякишева). -М. Машиностроение, 1996, 922 с.

91. Valiev R.Z., Ivanisenko Yu.V., Rauch E.F., Baudelet В. Structure and deformation behaviour of armco iron subjected to severe plastic deformation. — Acta Materialia, 1996, v.44, No.12, pp.4705-4712.

92. Валиев P.3., Александров И.В. Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией. М.:Логос, 2000, 272 с.

93. Чувильдеев В.Н., Нохрин А.В., Копылов В.И. и др. Рекристаллизация в микрокристаллических меди и никеле, полученных методами РКУ-прессования. ФММ, 2003, т.96, №5, с.51-60.

94. Дегтярев М.В., Воронова JI.M., Губернаторов В.В., Чащухина Т.И. О термической стабильности микрокристаллической структуры в однофазных металлических материалах. ДАН, 2002, т.386, №2, с. 180-183.

95. Смирнова Н.А., Левит В.И., Пилюгин В.П., Кузнецов Р.И., Дегтярев М.В. Особенности низкотемпературной рекристаллизации никеля и меди. -ФММ, т.62, 1986, с.566-570.

96. Гаген-Торн К.В. Влияние примесей на свойства нелегированной меди. -М.:ЦНИИЭИМЦМ, 1979, 28с.

97. Копылов В.И., Макаров И.М., Нестерова Е.В., Рыбин В.В. Кристаллографический анализ субмикрокристаллической структуры, полученной РКУ-прессованием высокочистой меди. Вопросы материаловедения, 2002, № 1(29), с.273-278.

98. Чувильдеев В.Н., Пирожникова О.Э., Петряев А.В. Микромеханизмы зернограничного возврата при отжиге после деформации. Часть 1-И. ФММ, 2001, т.92, №6, с.14-19; 2001, т.92, №6, с.20-26.

99. ЮО.Ахмадеев Н.А., Валиев Р.З., Копылов В.И., Мулюков P.P. Формирование субмикрозернистой структуры в меди и никеле с использованием интенсивного сдвигового деформирования. Известия АН СССР. Металлы, 1992, №5, с.96-101.

100. Колобов Ю.Р., Валиев Р.З., Грабовецкая Г.П. Зернограничная диффузия и свойства наноструктурных материалов Новосибирск: Нуака, 2001, 232с.

101. Watanabe, Н.; Mukai, Т.; Mabuchi, М.; Higashi К. Superplastic deformation mechanism in powder metallurgy magnesium alloys and composites. Acta Materialia, 2001, 49, 2027-2037.

102. ЮЗ.Кайбышев, О. А. Сверхпластичность промышленных сплавов; Металлургия: Москва, 1987; 264 с.

103. Zhilyaev A.P., T.G. Langdon Using high-pressure torsion for metal processing: Fundamentals and applications Progress in Materials Science, Volume 53, Issue 6, August 2008, Pages 893-979.

104. Гусев А.И., Ремпель А.А. Нанокристаллические материалы M.: Физматлит, 2000, 224 с.

105. Islamgaliev, R.K.; Yunusova, N.F.; Valiev, R.Z. «Nanostructures materials by high-pressure severe plastic deformation» Springer, 2006; pp.299-304.

106. Higashi, K.; Nieh, T.G.; Wadsworth, J. Effect of temperature on the mechanical properties of mechanically-alloyed materials at high strain rates. Acta Metallurgies 1995, 43, 3275-3282.

107. Lapovok, R.; Thomson, P.F.; Cottam, R.; Estrin, Y. Processing routes leading to superplastic behaviour of magnesium alloy ZK60. Materials. Science and Engineering A, 2005, 410-411, 390-393.

108. Yunusova, N.F.; Islamgaliev, R.K.; Bardinova, M.A.; Kil'mametov, A.R.; Valiev, R.Z. Microstructure and mechanical properties of aluminum alloy 1421 after ECAP and warm rolling. Metal Science and Heat Treatment, 2007, 49, pp.135-140.

109. Чувильдеев В.Н., Копылов В.И., Нохрин А.В., Макаров И.М. Аномальный рост зерен в нано и микрокристаллических металлах, полученных методами РКУ-прессования. Часть II. Модель. - Материаловедение, 2003, №5, с. 12-23.