Исследование концентрации вакансий и плотности дислокаций в ГЦК металлах после интенсивной пластической деформации тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

Корзникова Елена Александровна

ИССЛЕДОВАНИЕ КОНЦЕНТРАЦИИ ВАКАНСИЙ И ПЛОТНОСТИ ДИСЛОКАЦИЙ В ГЦК МЕТАЛЛАХ ПОСЛЕ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ

Специальность 01.04.07 - физика конденсированного состояния

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

1 2 МАЙ 2011

Уфа-2011

4845939

Работа выполнена в Учреждении Российской академии наук Институте проблем сверхпластичности металлов РАН, г. Уфа

Научный руководитель: Официальные оппоненты:

доктор технических наук Мулюков Х.Я.

доктор физико-математических наук Дмитриев C.B.

доктор технических наук Фарбер В.М.

Ведущая организация: Учреждение Российской академии наук

Институт физики молекул и кристаллов УНЦ РАН, г. Уфа

Защита состоится «26 » мая 2011 г. в 14.00 часов на заседании диссертационного совета Д 002.080.02 при Учреждении Российской академии наук Институте проблем сверхпластичности металлов РАН (450001, Республика Башкортостан, г. Уфа, ул. Ст. Халтурина, 39).

Отзывы на автореферат в 2-х экземплярах, заверенные печатью, просим высылать по адресу: 450001, Республика Башкортостан, г. Уфа, ул. Ст. Халтурина, 39, ученому секретарю диссертационного совета. Факс: + 7 (347) 282-37-59

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ИПСМ РАН Автореферат разослан « а/ / » 2011 г.

Ученый секретарь диссертационного совета,

доктор технических наук ¿^/^Ь^" Лутфуллин Р. Я.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Исследованию формирования наноструктуры при интенсивной пластической деформации (ИПД) посвящено большое количество экспериментальных и теоретических работ [1-7]. В большинстве работ в качестве основного механизма деформации рассматривается дислокационно-дисклинационная модель деформации, а наиболее изученными дефектами являются дислокации. Между тем, в последние годы появилось много теоретических и экспериментальных работ по изучению роли точечных дефектов в процессах структурообразования при больших деформациях [2]. Известно, что движение и пересечение дислокаций на начальных стадиях пластической деформации приводят к образованию точечных дефектов, что в свою очередь является причиной повышения диффузионной компоненты движения дислокаций. Повышенная подвижность дефектов вкупе с гидростатическим давлением может быть причиной интенсификации процессов измельчения структуры и реализации некоторых квазивысокотемпературных механизмов деформации [3]. Следует также отметить, что разработанные модели деформации наноструктурных материалов показали, что основным механизмом деформации на развитой стадии является зернограничное проскальзывание, в процессе которого происходит генерация неравновесных вакансий [2]. При этом резко ускоряются диффузионные процессы, которые во многом обуславливают аномальные свойства нанокристаллических материалов.

Ускоренные диффузионные процессы, обеспеченные движением точечных дефектов, по мнению многих исследователей, являются причиной расслоения равновесных твердых растворов, интерметаллидов и образования твердых растворов в сплавах с ограниченной растворимостью [4]. Необходимо также отметить, что генерацию и накопление точечных дефектов нельзя рассматривать в отдельности от других дефектов структуры, в частности, дислокаций.

Несмотря на важную роль точечных дефектов в структурообразовании при интенсивных деформациях, систематических работ по их экспериментальному изучению немного. Отчасти это связано с тем, что для изучения точечных дефектов необходимы прецизионные трудоемкие методы, как например, измерение остаточного электросопротивления при гелиевых температурах или современные сложные методики, такие как позитронная спектроскопия. Использование всех методов подразумевает некоторые допущения при расчете концентраций дефектов.

В связи с этим весьма актуальным представляется экспериментальное исследование концентрации точечных дефектов и плотности дислокаций на разных стадиях пластический деформации с использованием нескольких методов для адекватной оценки достоверности результатов.

Цель работы: экспериментальное исследование концентрации деформационно-индуцированных вакансий и плотности дислокаций на разных стадиях пластической деформации с использованием физических методов в чистых никеле и меди.

Для достижения поставленной цели решались следующие задачи:

Построение изохрон остаточного электросопротивления и анализ методом дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК) чистых металлов, подвергнутых ИПД в широком интервале степеней деформации.

Расчет концентрации вакансий и плотности дислокаций в широком интервале степеней деформации методами резистометрии при температуре жидкого гелия, ДСК и рентгеноструктурного анализа (РСА).

Исследование влияния чистоты материала на кинетику отжига точечных дефектов.

Сравнительный анализ концентрации вакансий и плотности дислокаций, рассчитанных методами резистометрии и ДСК в чистых никеле и меди.

Исследование термостабильности дефектной структуры металла после ИПД и ее зависимости от степени деформации, давления, метода деформации и величины ЭДУ.

Научная новизна. Разработана методика расчета концентрации вакансий и их комплексов в никеле и меди с субмикрокристаллической структурой, полученной при ИПД. Результаты расчетов с использованием двух разных методов (комбинации дифференциальной сканирующей калориметрии с рентгеноструктурным анализом и резистометрии с рентгеноструктурным анализом) совпадают в пределах погрешности, что свидетельствует об их достоверности.

• Впервые получены численные зависимости концентраций вакансионных комплексов и отдельных вакансий от степени деформации.

• Обнаружена двухстадийная зависимость концентрации дефектов от степени деформации при ИПД. На первой стадии происходит интенсивный рост концентраций вакансий, вакансионных комплексов и плотности дислокаций. На второй стадии в случае никеля наблюдается некоторое снижение концентрации точечных дефектов примерно на 10 %, в случае меди наблюдается незначительный рост концентрации вакансий.

• Показано, что чистота металла влияет на кинетику отжига дефектов после ИПД, что выражается в изменении формы и температуры пиков на калориметрической кривой. Так, в случае Ni 99,998% на кривой присутствует пик при 120°С, обусловленный отжигом моно - и бивакансий. При этом на калориметрической кривой для Ni 99,9% этот пик не выявляется. С уменьшением чистоты материала пик, обусловленный отжигом вакансионных комплексов и дислокаций, смещается в сторону более высоких температур, ширина его увеличивается.

На примере трех ГЦК металлов - Ni, Cu, Ag после ИПД кручением методом резистометрии показано сужение температурного интервала огжига дефектов с увеличением энергии дефекта упаковки.

На защиту выносятся

• Результаты расчетов концентраций вакансий, вакансионных комплексов и плотностей дислокаций в чистых никеле и меди в широком интервале степеней деформации.

• Двухстадийная зависимость концентраций точечных дефектов от степени деформации. На первой стадии наблюдается резкий рост концентрации

деформационно-индуцированных вакансий и плотности дислокаций, на второй стадии в никеле наблюдается снижение концентраций, в меди - незначительный рост.

• Результаты исследования влияния чистоты материала на кинетику отжига точечных дефектов. Температура отжига вакансионных комплексов, близкая к температуре отжига дислокаций, смещается в сторону более низких температур с повышением чистоты материала. Пик, соответствующий отжигу моно - и бивакансий обнаружен в Ni 99.99% и Ni 99.998%. В случае Ni 99.9% пик, соответствующий отжигу моно- и бивакансий, отсутствует.

Диссертационная работа выполнена в соответствии с Планом НИР Учреждения Российской академии наук Института проблем сверхпластичности металлов РАН по темам: «Влияние особенностей структуры на физические и механические свойства нанокристаллических металлов и сплавов» (№ гос.рег. 01200703952), «Исследование физических свойств объемных ультрамелкозернистых и наноструктурных материалов» (№ гос.рег. 01201053088).

Вклад автора в диссертационную работу состоит в следующем: соискатель лично осуществлял получение образцов методами интенсивной пластической деформации, проводил последующие исследования методами дифференциальной сканирующей калориметрии, резистометрии при криогенных температурах и рентгеноструктурного анализа, проводил расчеты плотности дислокаций и концентрации вакансий, а также принял непосредственное участие в интерпретации и обсуждении результатов экспериментов, подготовке и написании статей.

Научная и практическая значимость диссертационной работы состоит в том, что впервые экспериментально получены численные зависимости концентраций точечных дефектов от степени интенсивной пластической деформации, произведена оценка их вклада в дефектную структуру материала. Практическая значимость состоит также в том, что данные о концентрациях различных типов дефектов на разных стадиях пластической деформации могут быть полезны для развития модели формирования наноструктурных и субмикрокристаллических состояний в металлах и кроме того могут служить опорными и проверочными данными при создании подобных моделей.

Апробация работы. Материалы диссертации доложены на VII Уральской школе-семинаре металловедов-молодых ученых, (Екатеринбург, 2006, 2010); TMS 2007 (Orlando, Florida, USA 2007); международном симпозиуме «Физика и механика больших пластических деформаций» (Санкт-Петербург, 2007); международных симпозиумах «Объемные наноструктурные материалы»-BNM2007, В№Л2009(Уфа 2007, 2009); VII, VIII,IX Региональных школах-конференциях, для студентов, аспирантов и молодых ученых по математике, физике и химии (Уфа 2007, 2008, 2009, 2010); Всероссийской научной конференции студентов физиков ВНКСФ 14. (Уфа, 2008); открытой школе-конференции стран СНГ «Ультрамелкозернистые и наноструктурные материалы» (Уфа, 2008, 2010); Всероссийских молодёжных научных конференциях, «Мавлютовские чтения» (Уфа 2008, 2009); международных конференциях НАНО-2009 (Екатеринбург 2009), «Физика прочности и пластичности материалов»,

(Самара, 2009), РОСНАНОФОРУМ 2009 (Москва, 2009), DFMN 2009, (Москва, 2009), зимней школе аспирантов ЗША-2010, (Уфа, 2010), НАНО-2011 (Москва 2011).

Публикации. Основное содержание работы представлено в 11 статьях, включая 9 статей в рецензируемых журналах из перечня ВАК и 2 статьях в сборниках трудов российских и международных конференций.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, 5 глав и общих выводов. Работа изложена на 140 страницах, включая 50 рисунков и список литературы из 126 наименований.

Автор считает своим долгом выразить благодарность д. ф.-м. н. Назарову А. А., д. ф.-м. и. Тюменцеву А. Н., к. ф.-м. н. Дитенбергу И. А., к. ф.-м. н. Батурину А. А. за плодотворное обсуждение некоторых результатов и научные консультации, д. ф.-м. н. Марченкову В.В. — за содействие в измерениях электросопротивления границ зерен.

КРАТКОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность темы, сформулированы цель, задачи и основные положения работы, выносимые на защиту, кратко изложено содержание последующих глав.

ГЛАВА 1. ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ

В первой части литературного обзора описаны методы ИПД - кручение под квазигидростатическим давлением, РКУ прессование, многократная прокатка, всесторонняя ковка. Также приведены результаты исследований различными методами и модельные представления о формировании структуры в процессе ИПД. Вторая часть обзора посвящена термодинамике и методам исследования точечных дефектов, а также их роли в структурообразовании при больших деформациях. Среди методов исследования наибольшее внимание уделено самым распространенным методам, таким как ДСК, измерения остаточного электросопротивления после отжигов, РСА и позитронная аннигиляционная спектроскопия. Приведены основные преимущества и недостатки указанных методов, а также результаты исследования точечных дефектов с использованием указанных методов и их комбинаций. Описана термодинамика точечных дефектов, их роль в структурообразовании под воздействием ИПД по данным различных авторов. В заключение на основе анализа литературных данных сформулированы основные задачи диссертационной работы.

ГЛАВА 2. МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ

В качестве материалов для исследования использовали ГЦК металлы Си 99.99% чистоты, Ni 99.998%, Ni 99.99% и Ni 99.9% чистоты. Материалы с различной чистотой были использованы с целью изучения влияния примесей на физические свойства.

Предварительно отожженные образцы в виде дисков радиусом 8 мм и высотой 1 мм деформировали кручением под высоким гидростатическим давлением на гидравлическом прессе в ограниченных условиях. Степень

деформации рассчитывали по формуле y=2iirN/d, где у - степень сдвиговой деформации, N - число оборотов, г- средний радиус, d - толщина образца. Исследуемый интервал степеней деформации составил у=М13, величина давления I -8 ГПа.

Деформацию РКУП проводили на медных образцах размером 35мм х15мм х 15мм, предварительно отожженных при 650 °С в течение двух часов. Размер канала при РКУП был равен 15мм х 15мм, угол между каналами 120°. Маршруты А, В и С достигались путем поворота образцов между проходами вокруг продольной оси на 0°, +90° и ±180°. Число проходов во всех случаях составило от 1 до 5. Из ранее проведенного моделирования и текстурного анализа [5] был сделан вывод, что средняя степень деформации, накапливаемая за 1 проход, составляет у = 0.85.

Для измерения остаточного электросопротивления после отжигов использовалась обычная четырехконтактная мостовая схема. Образцы после РКУП вырезали в виде полосок размером 30мм хЗмм х0,5мм. В случае ИПД кручением, особенно при небольших степенях деформации имеет место неоднородность структуры по радиусу образца [6]. Чтобы избежать этой проблемы, была разработана специальная форма образца, в виде дуги, верхняя часть которой имеет радиус 3 мм от центра образца, что согласно ранее проведенным расчетам соответствует средней степени деформации по образцу [7]. Измерения проводили при температуре жидкого гелия. Продолжительность отжигов составляла 10 мин, интервал температур 50-500 "С с шагом 25 °С.

В качестве рабочей характеристики была использована величина р, р= рг р0 ро - удельное электросопротивление образца после отжига при 500°С, p,-~Ri(Hc/F, где р;- удельное электросопротивление после i-того отжига, R^k) - абсолютное сопротивление после i-того отжига, F - геометрический фактор.

После окончательного отжига производилось выделение вкладов различных типов дефектов в электросопротивление. Так, плотность дислокаций можно соотнести с падением электросопротивления как Др = N-p^i, где N - плотность дислокаций, рассчитанная из уширения рентгеновских пиков, р(1М - удельное сопротивление единицы длины дислокации. Для никеля р= 2,8-10~25 Ом-м3 и для меди р,/„; = 0,8-10-25 Ом-м3 [8]. Под удельным сопротивлением вакансий и дислокаций понимается изменение удельного сопротивления материала при уменьшении концентрации дефектов (плотности дислокаций или концентрации вакансий) на единицу концентрации. Если снижение сопротивления Ар происходит вследствие отжига дефектов вакансионного типа, их концентрация cv. определяется как с„ = Др /руас, где pvac — удельное сопротивление единицы концентрации вакансий. Для никеля pvac = 2,9-10"6 Ом-м, для меди pvac = 0,62-10" Ом-м, приведенные значения получены путем расчета средней величины из аналогичных данных, приведенных в [8 ,9].

ДСК измерения проводили с помощью приборов Netzsch DSC204 и Perkin Elmer DSC7. Нагрев осуществляли в интервале 25-600 °С со скоростью 10 К/мин. Для повышения точности определения запасенной энергии использовали также отожженные эталонные образцы. Образец для калориметра представляет собой

диск диаметром 6 мм и толщиной не более I мм. Масса образца составляла 0.1-0.2 г. Для более высокой точности образец и эталон имели равные массы с точностью до 0.001 г.

В процессе нагрева в калориметре отжиг дефектов деформационного происхождения вызывает появление экзотермических пиков на кривой нагрева. Площадь пика при этом соответствует общей энергии отожженных дефектов (запасенной энергии - Н1:ш), из которой, в свою очередь, можно получить данные о плотностях дефектов.

Плотность дислокаций можно соотнести также с запасенной энергией. Для этого используется модифицированное уравнение Котрелла (1) [10]

где G - модуль сдвига, b - вектор Бюргерса и к - среднее арифметическое между 1 и (1-v), где v=0.343 - соотношение Пуассона, допускающее равное число краевых и винтовых дислокаций. Концентрацию вакансий можно найти из соотношения общей запасенной энергии к энтальпии образования одной вакансии

Cv=Evac/AHrvxVxNa (2),

где ДНу - энергия образования вакансии, v - количество вещества, Na -число Авогадро. В Ni AH'V = 1.81 эВ на одну вакансию, и в Си AH'V = 1.21 эВ [9].

Образцы меди и никеля после ИПД исследовали на высокоразрешающем рентгеновском дифрактометре AXS BRUKER D8 с использованием четырехпозиционных чувствительных детекторов рентгеновских лучей и пучка высокой интенсивности и яркости. Проводили съемку систем {111}, {200}, {220}, {311}, {222} и {400}. Длина волны составляла X = 1,54 им, размер облучаемого участка - около 100x500 мкм. Для разделения вкладов размера зерна и микродеформации в уширение пиков, а также для расчета плотности дислокаций использовали программное обеспечение «CMWI'-Ш» [11] на основе модифицированного метода Уоррена-Авербаха.

Микроструктурные исследования проводили на просвечивающем электронном микроскопе JEM-2000EX при ускоряющем напряжении 200 кВ.

ГЛАВА 3. ТЕРМОСТАБИЛЬНОСТЬ И РАСЧЕТЫ ПЛОТНОСТЕЙ ДЕФЕКТОВ В МЕДИ ПОСЛЕ РАЗЛИЧНЫХ ВИДОВ ИПД

В данной главе рассматривается калориметрический и резистометрический анализ чистой меди, подвергнутой ИПД кручением под давлением 2,4 и 8 ГПа со степенями деформации 7=2-413 и РКУТТ по маршрутам А, В и С с количеством проходов от 1 до 5 для каждого маршрута. Приведены также результаты расчетов эффективных, истинных плотностей дислокаций и концентраций вакансионных комплексов.

Электронномикроскопические исследования показали, что структура после деформации кручением на 0,1 оборота (7=2,3) неоднородная, состоит из фрагментов исходных зерен, разделенных широкими дислокационными стенками, наблюдается небольшое количество контуров экстинкции, видны скопления дислокаций. Увеличение степени деформации до у~12 ведет к уменьшению

(1),

размера ячеек свободных от дислокаций. Распределение ячеек по размеру неоднородное. После деформации кручением на 2 оборота, у~48, структура представляет собой переходную от ячеистой к фрагментированной, где наряду с ячейками наблюдаются отдельные зерна, разделенные узкими прямыми границами.

Плотность дислокаций рассчитана из данных РСА по уширениям пиков. Она увеличивается с 2 до 4-1015 м2 с ростом степени деформации от до у=413. Наиболее интенсивный рост наблюдается на начальных стадиях деформации до у -12.

Для анализа термостабильности дефектной структуры меди после ИНД проведены исследования методом ДСК. На кривой зависимости теплового потока от температуры нагрева меди после ИПД наблюдается один экзотермический пик, температура которого находится в интервале 130 - 250 °С. С ростом степени деформации температура пика уменьшается, а площадь пика, характеризующая запасенную энергию деформации (Езап), увеличивается (рисЛ, а). Наблюдаемый пик вызван отжигом решеточных дефектов. Наиболее интенсивный рост величины Езап с 0,4-0,7 Дж/г до 1-1,2 Дж/г наблюдается при у-2-23. В этом же интервале деформаций имеет место падение температуры пика с 260 до 180 °С. Дальнейший рост степени деформации до у~413 ведет к росту Езап не более чем на 15% н к незначительному падению температуры пика.

-1

--------.,-2 3

-----у=3.5

.. -у=23

\

н-1-1-1-1-'— —i-1—

100

ь75

3 50 О

25

1- ■'■' 'Г—-•v.-i-..-*, г..... ' " 1 7=2,3. 4ГТ1а

•-- ■/=12, 4ГПа

* --1-- 7=48, 4ГПа "

—▼— /=2.4, 8ГПа

-/=12. 8ГПа .

■ - -—т—Т— 7=49. 8ГПа

1 » . 1 1- -.-1-

100 200 300 400 500 С

100 200 300 400 Температура отжига,. °С

Температура.

а о

Рисунок - 1 Зависимость удельного электросопротивления Си 99.99% после ИПД кручением под давлением 4 и В ГПа от температуры отжига (а), зависимость теплового потока от температуры нагрева в калориметре образцов Си 99.99% после ИПД кручением под давлением 4 ГПа (б).

Энергия, выделяемая вследствие отжига дислокаций, рассчитана из уравнения (1). Полученные величины оказались примерно в 2 раза меньше полученных методом ДСК величин запасенной энергии (рис. 2, а). Основываясь на литературных данных (например [2]), разница отнесена к отжигу вакансий, объединенных в стабильные комплексы и из уравнения (2) рассчитана их концентрация (рис. 2, б). Полученные значения концентраций вакансионных комплексов находятся в

интервале 2-5 10"4 и демонстрируют монотонный рост с увеличением степени деформации.

Вторым методом исследования, использованным для проверки и дополнения данных, полученных методом ДСК, стал метод резистометрии при криогенных температурах после изохронных отжигов. Изохроны электросопротивления показаны на рис. 1, б. Основное падение электросопротивления происходит в интервале температур 100-250 "С для образцов со степенью деформации у= 12-49 и в интервале температур 150-250 СС при 2-3.

ю 100

Степень деформации

а

Ю 100

Степень деформации у

б

Ч-1-(---1---1->-1

ю го зо 40 Степень деформации у

юо

Степень деформации у г

Рисунок - 2 Зависимость общей запасенной энергии и выделение энергии обусловленной отжигом дислокаций от степени деформации (а), концентрация вакансионных комплексов в меди после ИГГД кручением рассчитанная из данных ДСК и РСА (б), зависимость общего электросопротивления и вкладов рл„сл+ргз от степени деформации (в), концентрация вакансионных комплексов рассчитанная из данных остаточного электросопротивления и РСА (г) в меди после ИПД

кручением.

Падение электросопротивления, также как и выделение энергии в процессе калориметрического нагрева, является результатом перераспределения и отжига

дефектов. Согласно правилу аддитивности удельное сопротивление можно представить как сумму р=рп + Арвак +Ардисл+Дргз , где

Ро=Р5оо сопротивление иде&чыюго кристалла,

ДРпак - сопротивление моно- и бивакансий, в случае меди Дрвм=0 ввиду того, что отжиг вакансий происходит при комнатной температуре. Следует отметить, что in situ эксперименты методом РСА с использованием синхротронного излучения по оценке концентрации вакансий в меди из уширения пиков показали, что концентрация моно - и бивакансий непосредственно в процессе ИПД кручением при комнатной температуре резко увеличивается, достигая величины 7,5-10"5, и уменьшается в течение минуты до равновесных значений после прекращения деформации [12].

Ap.4>ra)=NxPd¡si.N - плотность дислокаций из данных РСА ,

Рп = Kn'Sn , где Кгз - удельное сопротивление границ зерен, для меди Кгз=0,5 •10""' Ом м/(м2/м3) [13], Srj удельная площадь всех границ зерен в едиинце объема образца [м2/м3]. Для всех степеней деформации вклад границ зерен в общее сопротивление составил не более 15%.

При сопоставлении общего сопротивления р и суммы вышеописанных вкладов ро +Apw,c:l+Ap)-3 (рис.2, в) видно, что присутствует довольно большая разница Др. По аналогии с предыдущим случаем, предположено, что эта разница обусловлена отжигом стабильных комплексов точечных дефектов, которые не определяются методом РСА [8]. Из соотношения С,.= Ар / f>vuc рассчитана их концентрация, которая представлена на рис. 2, г.

Сравнение зависимостей концентрации вакансий, объединенных в комплексы, от степени деформации, определенных методами ДСК и остаточного электрического сопротивления, показали неплохое соответствие между собой, что говорит в пользу достоверности полученных данных.

Для сравнения эффективности деформационного процесса провели аналогичные исследования на меди после РКУП по маршрутам А, В, С. Результаты изучения структуры в целом коррелируют с известными литературными данными, с увеличением числа проходов наблюдается уменьшение среднего размера и вытянутости зерна.

Плотность дислокаций, рассчитанная из уширений пиков, в исследуемом интервале степеней деформаций монотонно растет с 1,4 до 1,8-2-Ю15 м'2.

Проведенные для анализа дефектной структуры исследования методом ДСК показали, что величина Езап увеличивается с 0,4 до 1 Дж/г, при этом температура пика падает с 290 до 210 °С. С помощью уравнения (1) рассчитали запасенную энергию, соответствующую отжигу дислокаций, и сравнили ее с общей запасенной энергией. Разницу, которая составила примерно половину от общей величины, как и в предыдущем случае, отнесли к отжигу вакансий, объединенных в комплексы, и рассчитали их концентрацию (рис. 3).

Также проведены измерения остаточного электросопротивления на меди после РКУП. Все изохроны имеют трехстадийный характер независимо от степени деформации, температура отжига дефектов лежит в интервале 150-250 °С при у = 1,7-4,25 и 200-300 °С при у = 0,85. По аналогии с медью после ИПД кручением,

представив общее 'электросопротивление как сумму р=ро +Ардисл+Дрп, были рассчитаны вклады от дислокаций и границ зерен, полученную разницу Ар пересчитали в концентрацию вакансий, объединенных в комплексы как Су- Ар / /),,« (рис.3). Видно, что результаты расчетов из ДСК и измерений электросопротивления демонстрируют очень хорошее соответствие в пределах погрешности.

--•-ДСК,м. А .-■--ДСК. м. В

"•-ОЭС.м А л tin --•--ОЗС.М.В > ■ / i **■Я

\

.1" ' 1 ' Ч ■

F'' / ' I; \ ' / 1

' '*' --■-ДСКм.С -* -•-ОЗС.м.С

■ * 1 - ----,-1 ш ... ...... ,L.,.. „„,..4 „,,.„ .........»_-.., а . —.N- . . ... .... \ И ■ -. ! и .>....

1 2 3 Л 1 2 3 4 912345С

Степень деформации 7 Степень деформации т Степея» деформации т

а б в

Рисунок -3 Рассчитанные концентрации вакансионных комплексов для меди после РКУП по маршрутам А (а), В (б) и С (в) с использованием методов ДСК и остаточного электросопротивления (ОЭС).

Рассчитанная концентрация составляет 1-4-10"4. В случае маршрутов А и В наблюдается монотонный рост концентрации дефектов.

В случае маршрута С на кривой имеются осцилляции, что, по-видимому, связано с инверсным характером деформации. При повороте образца на 180° действуют различные системы скольжения, и пересечение дислокаций, находящихся в различных плоскостях, может вызывать генерацию большого количества точечных дефектов.

ГЛАВА 4. ТЕРМОСТАБИЛЬНОСТЬ И РАСЧЕТЫ ПЛОТНОСТЕЙ

ДЕФЕКТОВ В НИКЕЛЕ РАЗЛИЧНОЙ ЧИСТОТЫ ПОСЛЕ ИПД КРУЧЕНИЕМ

В данной главе описано комплексное исследование № 99,998% после ИПД кручением, проведенное для выявления влияния величины ЭДУ на дефектную структуру металла. Изучение микроструктуры показало, что в интервале степеней деформации у^2-11 наблюдается формирование ячеек. После деформации со степенью у=23 (1 оборот) структура имеет смешанный характер, видны области ячеистой структуры и начало формирования большеугловых границ. Аналогичный характер имеет структура после деформации у=48. При деформации на "р'20 (5 оборотов) в материале формируется СМК состояние.

Для анализа термостабильности и расчета концентраций дефектов также был применен метод ДСК. На калориметрической кривой нагрева Ni 99,998% после ИПД обнаружено 2 пика (рис. 4, а). Температура первого пика составила 120 °С независимо от степени деформации, а Е1ап = 0,1-0,2 Дж/г. Ранее проведенные исследования показали, что при этой температуре имеет место отжиг

закалочных и деформационно-индуцированных вакансий [14J. Ввиду этого данный пик определили как вакансионный. В случае меди вакансионный пик не наблюдается в исследуемом интервале температур ввиду того, что отжиг отдельных вакансий происходит при комнатной температуре и ниже [! 5]. Второй пик согласно микроструктурным исследованиям был отнесен к отжигу дислокаций. Запасенная энергия, рассчитанная из дислокационного пика, увеличивается с 1 до 2-2.5 Дж/г при росте у с 2,3 до 23 и далее практически не изменяется. В этом же интервале у температура пика падает с 320 до 220 °С. Энергия, соответствующая отжигу дислокаций была рассчитана из уравнения (1). Как и в ранее рассмотренных случаях она оказалась меньше общей энергии (рис. 6,а), разницу отнесли к отжигу точечных дефектов, объединенных в стабильные комплексы и с использованием уравнения (2) рассчитали их концентрацию (рис. 6, б) Используя уравнение (2), из Е1ап вакансионного пика была рассчитана соответственно концентрация вакансий. Необходимо отметить, что в данном случае речь идет не о комплексах вакансий, а об отдельных моно - и бивакансиях. С использованием метода Киссинджера также рассчитана энергия активации миграции QaKrr из смещения температуры вакансионного пика с изменением скорости нагрева, которая составила примерно 0,55-0,8 эВ, что совпадает с величиной, промежуточной между энергиями активации миграции моно- (1,1 эВ) и бивакансий (0,25 эВ) [9].

Для сравнения рассчитанных значений проведены измерения остаточного электросопротивления после отжигов деформированного кручением Mi 99.998%. Изохроны имеют вид обычной s-кривой (рис. 4, б).

Рисунок - 4 Зависимость величины теплового потока от температуры нагрева № 99,998% после ИПД кручением у--48 (а), зависимость удельного электросопротивления N1 99.998% после ИПД от температуры отжига (б).

Наиболее интенсивное падение наблюдается в интервале температур 250300 °С для у~2,3 и 175-250 °С для у=11-48. Измерения проводили на образцах, подвергнутых кручению под давлением 2,4,6 ГПа. Установлено, что значительных различий в форме кривой, температурах отжига дефектов и уровне

300-

0 - 00 200 300 403 500 600 Тиюоратра,

а

О 50 100 150 2С0 250 200 350 400 Темперагура, °С

б

электросопротивления Др не наблюдается. Измерения сопротивления на Ni 99.99%, деформированного с аналогичными степенями деформации, показали, что величина Др для него оказалась примерно на 10% выше, чем для Ni 99.998%, стадия интенсивного падения Др наблюдается на25°С выше.

На производной графика зависимости Др(Тотж), на которой в случае небольших степеней деформации (у=2,3) можно выделить 2 пика. Температура первого пика составляет 125 °С, что совпадает с температурой вакансионного пика в случае ДСК, Следующий пик, температура которого падает с ростом у, аналогичен дислокационному пику на калориметрической кривой. С увеличением степени деформации и по мере смещения дислокационного пика в сторону более низких температур наблюдается слияние двух пиков. Ввиду вышесказанного заключили, что в интервале температур 50-175 °С происходит отжиг моно - и бивакансий, при более высоких температурах - дислокаций и границ зерен.

На рис. 5 показана концентрация моно - и бивакансий, рассчитанная из падения сопротивления в соответствующем температурном интервале (рис. 5, а) и из площади вакансиониого пика на калориметрической кривой отжига (рис. 5, б). Наблюдается рост концентраций с 2 до 9.5-10"5, характер зависимости от степени деформации двухстадийный. Наиболее высокая концентрация вакансий в обоих случаях наблюдается при максимальных давлениях.

ЬЮО--

о

80-

6.0- •

к 4.0

2,0-

■Т—f-'»4'TT-........................... ........ Т ' 1 '

i.....А..

ф..... ...... / F''

/ / --«--2 ГЛа

А/ / .. т- 4 ГПа

„ V 6 ГПа

—■ -- .....i, .«.. > .... ■ .->.1.. .

о:

é 4

х

а

* 3

J * — .....-i i

i Á 'i > ............• 2 ГПз -•--4 ГПа . --8 ГПа ,

10

100

10 100 Степень деформации у

Степень деформации у

а б

Рисунок - 5 Зависимость рассчитанной концентрации вакансий в N1 99.998% после ИПД кручением от степени деформации, рассчитанная из падения электросопротивления в интервале температур 50-175 °С (а) и из запасенной энергии вакансионного пика на калориметрических кривых (б).

Как ранее упоминалось, согласно правилу аддитивности удельное сопротивление можно представить как сумму р=р0 + ДрУас +Лрдисл+Дргз,

где Дрвак = рисх _ Р175 - температурный интервал отжига отдельных вакансий Р0=Р500 сопротивление идеального кристалла,

ДРдисл =N>^¡.¡1 , N - плотность дислокаций из данных РСА, рлу удельное сопротивление единицы длины дислокации,

5?

СС2 5

&2.0 х о с:

™ 1.5

ш о

21.0 ГО

со

- Еэап (общее) ,Р-

- Езап [дислокации],''

л'

о 5

5

•2 з

2-

■...... ......... 2 ГПа ■-•- 4 ГПа

■ г.

250-

5 ■в 200-

О

о 150-

а 10050-

1 10 100

Степень деформации у

а

ж

10

Степень деформации у б

юо

роощее

и-•—.........

.3 я:

ш 2 от

5

>----

.....

2 ГПа 4 ГПа

10 100 Степень деформации у в

10 100 Степень деформации у

Рисунок - 6 Зависимости общей запасенной энергии и выделение энергии обусловленной отжигом дислокаций (а), концентрации вакансионных комплексов рассчитанная из данных ДСК и РСА (б), общего электросопротивления и вкладов Рдисл+Рп (в), концентрации вакансионных комплексов, рассчитанная из данных остаточного электросопротивления и РСА (г), от степени деформации в никеле

после ИПД кручением.

Дргз = К)-3 8]-з , где Кг3 - удельное сопротивление границ зерен, для N1 99.998% измеренное значение Кгз составило Кгз~2.37-10'17 Ом-м2, 5Г, удельная площадь всех границ зерен в единице объема образца [м2/м3]. При минимально достижимом размере зерен в 0,2 мкм вклад от равновесной составляющей границ зерен - не более 5% от общего сопротивления.

Сопоставление общего сопротивления р и суммы вышеописанных вкладов Ро +Рдпсл+Ргз. также как и в случае с медью после ИПД обнаруживает довольно большую разницу Др. Как и в случае меди, предположено, что эта разница обусловлена отжигом стабильных комплексов точечных дефектов. Рассчитанные концентрации вакансий, объединенных в стабильные комплексы, представлены на рис. 6, в. Они увеличиваются с 0,5 до 4,5 10"4 при 7=1-48, затем идет снижение примерно на 10-15%. Так же как и в случае меди, большие концентрации комплексов вакансий наблюдаются при более высоких давлениях. Таким образом,

в Ni 99.998% после ИПД кручением обнаружено 3 типа дефектов: отдельные вакансии, вакансионные комплексы и дислокации.

Для исследования влияния чистоты материала на термостабильность дефектной структуры после ИПД проведен сравнительный анализ зависимостей теплового потока от температуры нагрева в калориметре образцов Ni 99.9%, Ni 99,99% и Ni 99,998%, подвергнутых кручению под давлением 4 ГПа.

Установлено, что чистота влияет на кинетику отжига дефектов в металле после ИПД, что выражается в изменении формы и температуры пиков на калориметрической кривой (рис. 7). Так, в случае Ni 99,998% на кривой присутствует пик при 120°С, обусловленный отжигом моно - и бивакансий. На калориметрической кривой для Ni 99,9% этот пик не выявляется (рис.7, б). С уменьшением чистоты материала пик, обусловленный отжигом дислокаций, смещается в сторону более высоких температур, ширина его увеличивается. Такие изменения могут быть обусловлены пониженным коэффициентом диффузии в менее чистом материале и образованием комплексов типа дефект - примесь.

99,998% ■•-Ni 99,99% Ni 99,9 %

Степень деформации у

О 1С« 2СС 300 400 500 600

Температура, °С а б

Рисунок - 7 Зависимость температуры пика от степени деформации Ni 99,998%, Ni 99,99% и Ni 99,9% (а), зависимость теплового потока от температуры нагрева Ni 99,9% после ИПД кручением под давлением 4 ГПа.

ГЛАВА 5. СРАВНЕНИЕ КИНЕТИКИ НАКОПЛЕНИЯ ДЕФЕКТОВ ПРИ ИПД И ЭВОЛЮЦИИ ДЕФЕКТНОЙ СТРУКТУРЫ ПРИ ОТЖИГЕ ГЦК МЕТАЛЛОВ С РАЗЛИЧНОЙ ЭДУ

В данной главе проведен анализ изменения дефектной структуры с ростом степени деформации в зависимости от ЭДУ материала на примере трех ГЦК металлов - № (ЭДУ 125 мДж/м), Си (45 мДж/м) п 6 мДж/м) [15]. Также была поставлена задача сравнить термостабильность металлов с различной величиной ЭДУ после ИПД.

При рассмотрении графика зависимости плотности дислокаций, рассчитанной из запасенной энергии по формуле (1) (эффективной) и плотности дислокаций рассчитанной из уширений пиков от степени деформации для обоих металлов наблюдаются двухстадийные зависимости М(у) и С\'(у). Известно, что

стадийность кривых обусловлена перестройкой дислокационной структуры и сменой механизма деформации.

Можно отметить, что в случае никеля накопление дефектов идет более интенсивно, степень деформации, соответствующая насыщению эффективной плотности дислокаций, составляет примерно у~23, насыщение величины плотности дислокаций рассчитанной из РСА наблюдается уже при у=11. В случае меди кривая более пологая, наблюдается интенсивный рост обеих величин до степени деформации 7=40, после чего продолжается плавный рост вплоть до 7=413.

У2

"о -10

s

га 8

Ь 4.1

С С

--♦--Cu ДСК -•■*-• Ni ДСК -►--Cu РСА --•--Ni РСА

-i-■-10

25 50 75 Степень деформации у

400

f?4

3--

к &

...............•

--«--Cu, 4 ГЛз Ni. 4 ГПа

-4-

ЧМ-

25 50 75 100 400 425 Степень деформации у

а б

Рисунок - 8 Зависимость плотности дислокаций (а) и концентрации

комплексов точечных дефектов (б) от степени деформации в Си 99.99% н

Ni 99,998% после ИПД кручением под давлением 4 ГПа.

На основе полученных результатов и литературных данных предложена следующая схема эволюции дефектной структуры чистых № и Си в процессе ИПД. Как было показано в главах 3 и 4, наибольшие структурные изменения материал претерпевает на начальных стадиях деформации. На начальной стадии деформации дислокации, как известно, распределены однородно в объеме материала [1,2,15], по достижению определенной плотности они начинают пересекаться, образуя в результате точечные дефекты. Этим стадиям соответствует наиболее интенсивное накопление дефектов на графиках N(7) и Су(у) в интервале степеней деформации у~2-11 (рис. 9). На данном этапе величина ЭДУ не имеет большого влияния на кинетику накопления дефектов, и характер (наклон) кривых аналогичен для № и Си.

При достижении определенной концентрации вакансий начинается интенсивное взаимодействие их с дислокациями, последние при этом получают возможность движения и образования дислокационных стенок и других низкоэнергстических конфигураций. На этой стадии формируется ячеистая структура. Дальнейший рост N и Су ведет к перестройке структуры, в присутствии высокой концентрации вакансий разориентация дислокационных стенок увеличивается за счет включения в них новых дислокаций. Структура при этом из ячеистой трансформируется во фрагментированную. Для меди ввиду более низкой

подвижности дислокаций этот этап затруднен, продолжается накопление дефектов в теле зерен и ячеек. Описанные структурные превращения имеют место в интервале деформаций у~11-23. Для обоих металлов в указанном интервале продолжается рост плотности дислокаций и концентрации вакансий. Но в случае никеля этот рост имеет более интенсивный характер, чем в случае меди. Такое поведение можно объяснить тем, что более низкая ЭДУ и высокая гомологическая температура деформации в случае меди обуславливают склонность к динамическим релаксационным процессам.

Дальнейший рост плотности дислокаций и концентрации точечных дефектов ведет к интенсификации процесса фрагментации. Этому способствует интенсивный массоперенос, обусловленный высокими концентрациями вакансий [4] и повышенным значением коэффициента диффузии. При этом в случае никеля при -р23-46 наблюдается достижение насыщения N и для меди продолжается рост указанных величин.

Дальнейшее увеличение степени деформации (у>46) сопровождается уменьшением среднего размера зерен. Это в свою очередь приводит к изменению механизмов генерации новых дислокаций. Процессы генерации новых дефектов уравнивают процессы их аннигиляции — наступает стадия динамического равновесия [2]. Для № эта стадия характеризуется небольшим (не более чем на 10 %) падением плотности дислокаций и концентрации вакансий. Зависимости Ы(у) и Су(у) для меди характеризуются незначительным ростом вплоть до у=413.

Из рис. 7, б видно, что интенсивный рост концентрации вакансионных комплексов (которые были рассчитаны как разница между плотностями дислокаций из РСА и ОЭС) начинается при у>11, когда уже сформировалась ячеистая структура, и большую роль начинают играть механизмы деформации характерные для ИПД [1, 2, 6]. Рост концентрации комплексов при этом наблюдается до 2 оборотов (у=48), тогда как плотность дислокаций и отдельных вакансий выходит на насыщение и начинает снижаться уже при у~23. Дальнейшее снижение концентрации комплексов, скорее всего, обусловлено тем, что границы становятся более узкими и равновесными. Таким образом, зависимость концентрации комплексов точечных дефектов от у хорошо коррелирует с предположением о том, что движение этих комплексов (свободных объемов) является одним из механизмов аккомодации (сохранения сплошности материала) в процессе кооперированных зернограничных сдвигов при развитой пластической деформации.

Таким образом, можно предположить, что и в никеле и в меди механизмы деформации подобны, но вклад каждого отдельного механизма на разных стадиях деформации различен для различных металлов. Так, в никеле при развитой деформации, согласно микроструктурным исследованиям, обнаружившим большое количество дефектов в зернограничной фазе и относительно чистые от дефектов зерна [2], основным механизмом деформации являются кооперированные зернограничные процессы. В меди параллельно с зернограничными сдвигами имеет место динамическая рекристаллизация и механическое двойникование в зонах динамической рекристаллизации [16], что обуславливает более медленное, чем в никеле накопление дефектов. Такие

различия для двух металлов объясняются различиями в ЭДУ и гомологической температуре деформации.

Ввиду того, что эволюция дефектной структуры и свойств материала в процессе деформации зависят от величины ЭДУ, представляется интересным сравнить кинетику изменения величины запасенной энергии и эволюцию дефектной структуры в процессе отжига в металлах с различной ЭДУ. Па рис. 9 показана зависимость запасенной энергии от степени деформации в меди, никеле и серебре при кручении под давлением 4 ГПа. Из рисунка видно, что в меди рост запасенной энергии имеет место только до степени деформации примерно у=11, и достигает насыщения уже при величине 1,2 Дж/г. Для никеля при деформации в тех же условиях наблюдается более интенсивный рост, который продолжается до степени у=23 и достигает величины Еза„=2,6 Дж/г.

N \ \

0.1 0.2

0.3 0 4

Т/Т

пг.

—I—I—I—

0.5 0.5

о.р

х о к га х

X

о 1 го

-1---- -т ----Г

*

...А.. ад Си Ад

: г-*-

А............ .......

10 20 30 40 Степень деформации у

50

а б

Рисунок - 9 Зависимость запасенной энергии от степени деформации (а) и изменение остаточного электросопротивления после изохронных отжигов в Ag 99.99% Си 99.99% и № 99,998% после ИПД кручением под давлением 4 ГПа.

Таким образом, во всем интервале степеней деформации величина Емп(№) примерно в 2 раза больше, чем Емп(Си). В случае серебра зависимость запасенной энергии от деформации у также имеет 2 стадии, рост до у~23 и на второй стадии падение примерно на 5%. Минимальная величина Е,ап при у;~2,3 составила примерно 0,78 Дж/г, максимальная при у=2,3 Е1ап=1,05 Дж/г, что несколько ниже, чем в случае меди. Такие различия в величине запасенной энергии в трех металлах могут быть связаны с различной гомологической температурой деформации, которая для никеля составила 0,17 Тпл, для меди - 0,22 Тпл и для серебра - 0,24 ТШ1.

Для сравнения кинетики отжига дефектов образцы тех же трех металлов Си и Ag после деформации кручением у=48 под давлением 4 ГПа подвергали отжигу в одинаковых условиях и проводили измерения остаточного электросопротивления. Видно (рис. 7, б), что на кривых зависимости сопротивления от температуры отжига можно выделить 3 стадии. Для никеля первая стадия - это плавное снижение сопротивления в интервале температур 0,20,23 ТП1, вторая - резкое падение величины при температуре 0,23-0,3 Тп, и третья -

выше 0,3 Тт, когда величина электросопротивления меняется слабо. На кривой падения сопротивления для меди на первой стадии снижение сопротивления не происходит, вторая имеет место при температуре 0,3 Тт , и третья стадия начинается с 0,4 Тт. Аналогичный характер имеет изохрона сопротивления для Ag. Первую стадию связывают с уменьшением внутренних напряжений, отжигом точечных дефектов, вторую - рекристаллизацией и началом роста зерен, третью -с интенсивным ростом зерен. Смещение кривых падения сопротивления в сторону более высоких гомологических температур для Си и Ag можно объяснить более низким уровнем энергии дефекта упаковки и более высокой по сравнению с никелем гомологической температурой деформации.

ВЫВОДЫ

1. Разработана методика расчета концентрации вакансий и их комплексов в никеле и меди подвергнутых ИПД, основанная на комбинации методов ДСК и резистометрии с методом РСА. Результаты расчетов, проведенные двумя способами (комбинации ДСК с РСА и резистометрии с РСА), совпадают в пределах погрешности измерений, что говорит о достоверности полученных на основе данной методики результатов.

2. Концентрации связанных в комплексы вакансий в меди и никеле, подвергнутых ИПД кручением уже при степени деформации у=2,3, так же как и в меди после РКУ прессования при у>0,85 по порядку величины сравнимы с концентрациями равновесных вакансий при предплавильных температурах. Температура отжига вакансионных комплексов близка к температуре отжига дислокаций.

3. Концентрация моно- и бивакансий в никеле, подвергнутом ИПД, имеет порядок Су~10"5, температура их отжига не зависит от степени деформации и составляет около 120°С. Эффективная (измеренная) энергия активации миграции этих дефектов составляет примерно 0,55-0,8 эВ, что совпадает с величиной, промежуточной между энергиями активации миграции моно- и бивакансий.

4. Зависимости концентрации вакансий и плотности дислокаций от степени деформации в никеле имеют двухстадийный характер. На первой стадии (при у<23) наблюдается интенсивный, рост концентраций дефектов, а на второй (при у>23) концентрации дефектов незначительно снижаются, что обусловлено появлением большого количества зеренных и субзеренных границ, которые могут быть стоками для дефектов.

5. Двухстадийная зависимость концентрации вакансий и плотности дислокаций имеет место также и при ИПД меди: интенсивный рост этих величин происходит до степени деформации у=46, после чего следует слабый рост концентрации дефектов. В отличие от никеля в меди концентрация дефектов на насыщение не выходит, что связано с замедленным формированием границ зерен (являющихся стоками для дефектов) в меди из-за более низкой, по сравнению с никелем, энергии дефекта упаковки.

6. Из анализа остаточного электросопротивления трех металлов - никеля, меди и серебра показано, что с ростом энергии дефекта упаковки гомологическая

температура отжига дефектов снижается, а интервал температур отжига дефектов сужается и составляет (0,23-0,35) Т„;1 для никеля, (0,27-0,5) Т11;, для меди и (0,32-0,55) Тпл для серебра.

Список цитированной литературы

[1]. Валиев Р. 3., Александров И. В. Объемные наноструктурные металлические материалы. М.:Академкнига, 2007. 398 с.

[2]. Лотков А.И., Батурин А.А. , Гришков В.Н., Копылов В.И. О возможной роли дефектов кристаллического строения в механизмах нанофрагментации зерееной структуры при интенсивной холодной пластической деформации металлов и сплавов // Физическая мезомеханика. 2007. Т. 10, №. 3. С. 64-79.

[3]. Фарбер В.М. Вклад диффузионных процессов в структурообразование при интенсивной холодной пластической деформации металлов // Металловедение и термическая обработка металлов. 2002. Т. 8. С. 3-9.

[4]. Гапонцев В.Л., Колосков В.М. Индуцированная диффузия - ведущий механизм формирования активированных сплавов// Металловедение и термообработка металлов. 2007. Т. 629. № 11. С. 3-15.

[5]. Kopacz I. Zehetbauer M.,Toth L.S., Alexandrov I.V., Ortner В. // Symposium on Mechanical Science: Proc. of the 22nd International Symposium, Roskilde. 2000. P.295-300.

[6]. Zhilyaev A. P. , Langdon T. G. Using high-pressure torsion for metal processing:Fundamentals and applications // Progress in Materials Science. 2008. V. 53. P. 893-979.

[7]. Zehetbauer M. Stüwe H.P., VorhauerA., Schafler E., Kohout J. The role of hydrostatic pressure in Severe Plastic Deformation // Nanomaterials by Severe Plastic Deformation: Fundamentals - Processing - Applications. Proc. 2nd International Conference. Vienna: J.Wiley VCH Weinheim. 2004. P .435-446

[8] Nabarro F.R.N. Dislocation in Solids. V.8. Amsterdam :Elsevier, 1989. 497 p.

[9] Wollenberger H.J. Point Defects// Physical Metalurgy/ ed. R.W. Cahn P. Haasen. 1983. №9. P. 1189-1221.

[10]. Bewer M.,Holt L.D. and Titchener L. The stored Energy of Cold Work // Progress inmaterial science. 1973. V. 17. P. 1-187.

[11]. Ribarik G., Ungar T. and Gubicza J. MWP-fit: a program for multiple whole-profile fitting of diffraction peak profiles by ab initio theoretical functions // Applied Crystallography. 2001. V. 34. P. 669-676.

[12]. Kilmametov A.R., Vaughan G., Yavari A.R., LeMoulec A., Botta W.J. and Valiev R.Z. // MatSci. Eng. A. 2009. V.503. P. 10-13.

[13]. Karolik A.S. and Luhvich A.A. Calculation of electrical resistivity produced by dislocations and grain boundaries in metals // Journal of Physics: Condensed Matter. 1994. №6. P.873-886.

[14]. Mukulowski B. .Groger V. ,Krexner G. ,Hewarth M. Annealing characteristics of supersaturated vacancies in Copper and Nickel // Archives of Metallurgy. 2000. V. 45. № 3. P. 237-245.

[15]. Горелик С.С., Добаткин С.В., Капуткина JI.M. Рекристаллизация металлов и

сплавов. М.: МИСиС, 2005, 432 с.

[16]. Чащухина Т.И., Дегтярев М.В.,Романова М.Ю.,Воронова JI.M. Динамическая

рекристаллизация в меди, деформированной сдвигом под давлением // Физика

металлов и металловедение. 2004. Т. 98. №6. С. 98-107.

Основное содержание диссертации опубликовано в следующих работах:

1. Schatler Е., Steiner G., Korznikova В., Kerber М., Zehetbauer М. J. Lattice defect investigation of SPD Cu by means of X-Ray Line Profile Analysis, Calorimetry and Electrical Residual Resistivity // Materials Science and Engineering A, V. 410-411.2005. P.169-173.

2. Zehetbauer M. J., Steiner G., Schafler E., Korznikov A., Korznikova E. Features and Effects of Deformation Induced Vacancies with Severe Plastic Deformation // Materials Science Forum. 2006. V. 503-504. P. 57-64.

3. Korznikova E., Schafler E., Steiner G., Zehetbauer M. J. Measurements of vacancy type defects in SPD deformed Ni // Ultrafme Grained Materials IV: Proc. International Conference. San Antonio: TMS publications. 2006. P. 97-102.

4. Корзникова E., Цехетбауэр M. Термостабильность дефектной структуры в чистых Си и Ni, подвергнутых интенсивной пластической деформации // Материаловедение. 2008. №6, С.39-43.

5. Корзникова Е., Шафлер Э., Цехетбауэр М. Кинетика накопления дефектов в никеле в процессе интенсивной пластической деформации //Деформация и разрушение материалов. 2008. №6. С.27-32.

6. Setman D., Schafler Е., Korznikova Е., Zehetbauer М. The presence and nature of vacancy type defects in nanometals detained by severe plastic deformation // Materials Science and Engineering A. 2008. V. 493. P 116-122.

7. Корзникова E. Термостабильность структуры и свойств чистого никеля, деформированного кручением под высоким давлением // Перспективные материалы. 2008. №5. С. 141-144.

8. Корзникова Е. А. Расчет термоактивационных параметров в чистом никеле, подвергнутом ИПД//Перспективные материалы. 2009. №7. С. 155-161.

9. Корзникова Е.А., Дитенберг И.А., Тюменцев А.Н. Особенности микроструктуры и механизмы формирования субмикрокристаллического состояния в никеле после больших пластических деформаций кручением под давлением // Деформация и разрушение материалов. 2010. №11. С. 8-13.

10. Корзникова Е.А. Запасенная энергия решеточных дефектов в чистой меди после деформации кручением под высоким давлением // Физика прочности и пластичности материалов: Труды XVII Международной конференции. Самара: Самар. гос. техн. ун-т, 2009. Т. 1. С. 128-131.

11. Корзникова Е.А. Исследование чистой меди после различных обработок методом измерения остаточного электросопротивления // VI Российская ежегодная конференция молодых ученых сотрудников и аспирантов: сб. трудов. М.: Изд-во Интерконтакт Наука, 2009. С. 140-143.

Корзникова Елена Александровна

ИССЛЕДОВАНИЕ КОНЦЕНТРАЦИИ ВАКАНСИЙ И ПЛОТНОСТИ ДИСЛОКАЦИЙ В ГЦК МЕТАЛЛАХ ПОСЛЕ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ

Специальность 01.04.07 - физика конденсированного состояния

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Подписано к печати 07.04.2011 г. Формат 60*80 1/16. Бумага офсетная. Печать оперативная. Гарнитура Times New Roman, Arial. Тираж 100 экз. Заказ № 70-2.

ООО «Издательский Дом «Чурагул» Г. Уфа, пр. Октября, 144/3, ком. 134 тел.: 8-927-32-48-360

Список используемых сокращений.

Введение.

Глава 1. ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ.

1.1 Методы интенсивной пластической деформации.

1.1.1 Равноканальное угловое прессование.

1.1.2 Интенсивная пластическая деформация кручением под высоким давлением.

1.1.3 Многократная прокатка (accumulative roll-bonding).

1.1.4 Всесторонняя ковка.

1.2 Формирование структуры при больших пластических деформациях.

1.1.1 Данные экспериментальных исследований.

1.2.1 Модельные представления об ИПД.

1.3 Методы исследования точечных дефектов.

1.3.1 Измерения остаточного электросопротивления.

1.3.2 Дифференциальная сканирующая калориметрия.

1.3.3 Рентгеноструктурный анализ.

1.3.4 Позитронная аннигиляционная спектроскопия.

1.4 Точечные дефекты.

1.4.1 Термодинамика точечных дефектов.

1.4.2 Источники и стоки точечных дефектов.

1.4.3 Роль точечных дефектов в структурообразовании под воздействием ИПД

Глава 2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЙ.

2.1 Материалы исследований.

2.2 Методика деформации кручением под высоким давлением.

2.3 Методика РКУП.

2.4 Методика измерения остаточного электросопротивления.

2.5 Методика дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК).

2.6 Методика элекронно-микроскопических исследований.

2.7 Методика рентгеноструктурного анализа.

Глава 3. ТЕРМОСТАБИЛЬНОСТЬ И РАСЧЕТЫ ПЛОТНОСТЕЙ ДЕФЕКТОВ В МЕДИ ПОСЛЕ РАЗЛИЧНЫХ ВИДОВ ИПД.

3.1 Термостабильность и расчеты плотностей дефектов в меди после ИПД кручением.

3.1.1 Эволюция структуры чистой меди в процессе ИПД кручением.

3.1.2 Результаты измерений остаточного электросопротивления образцов меди после ИПД кручением.

3.1.3 Результаты расчетов плотности дислокаций в меди после ИПД кручением.1.

3.1.4 Результаты исследований меди после ИПД кручением методом ДСК.

3.1.5 Влияние величины гидростатического давления на запасенную энергию, температуру пика.

3.1.6 Расчет эффективной энергии активации миграции дефектов в меди после ИПД кручением.

3.1.7 Расчет концентраций дефектов в меди после ИПД кручением и сравнение результатов расчетов с использованием различных методик.

3.2 Термостабильность и расчеты плотностей дефектов в меди после РКУП.

3.2.1 Структура меди после РКУП.

3.2.2 Результаты измерений остаточного электросопротивления образцов меди после РКУП.

3.2.3 Результаты исследований чистой меди после РКУП методом ДСК.

3.2.4 Расчет концентраций дефектов в меди после РКУП.

Выводы по главе 3.

Глава 4. ТЕРМОСТАБИЛЬНОСТЬ И РАСЧЕТЫ ПЛОТНОСТЕЙ ДЕФЕКТОВ В НИКЕЛЕ РАЗЛИЧНОЙ ЧИСТОТЫ ПОСЛЕ ИПД КРУЧЕНИЕМ.

4.1 Микроструктура никеля после ИПД кручением.

4.2 Результаты измерений остаточного электросопротивления никеля различной чистоты после ИПД кручением.

4.2.1 Анализ изохрон сопротивления никеля после ИПД кручением.

4.2.2 Рассчитанные концентрации вакансий и эффективные плотности дислокаций в никеле после ИПД кручением.

4.3 Результаты исследований никеля после ИПД кручением методом ДСК

4.3.1 Зависимость запасенной энергии и температуры пика от степени деформации и давления в никеле после ИПД кручением.

4.3.2 Влияние чистоты материала на температуру отжига дефектов.

4.3.3 Расчет концентрации моно- и бивакансий для Ni 99,998. после ИПД кручением.

4.4 Плотность дислокаций и расчет концентраций вакансионных комплексов.

4.5 Расчет энергии активации миграции дефектов в никеле различной чистоты после ИПД кручением.

Выводы по главе 4.

Глава 5. СРАВНЕНИЕ КИНЕТИКИ НАКОПЛЕНИЯ ДЕФЕКТОВ ПРИ ИПД И ЭВОЛЮЦИИ ДЕФЕКТНОЙ СТРУКТУРЫ ПРИ ОТЖИГЕ ГЦК МЕТАЛЛОВ С РАЗЛИЧНОЙ ЭДУ.

5.1 Сравнительный анализ кинетики накопления дефектов в Си и Ni в процессе ИПД.

5.2 Анализ механизмов деформации и обсуждение возможной роли точечных дефектов.

5.3 Зависимость запасенной энергии и гомологической температуры отжига дефектов от величины ЭДУ.

Выводы по главе 5.

ВЫВОДЫ.

Актуальность работы. Исследованию формирования наноструктуры при интенсивной пластической деформации (ИПД) посвящено большое количество экспериментальных и теоретических работ [1-7]. В большинстве работ в качестве основного механизма деформации рассматривается дислокационно-дисклинационная модель деформации, а наиболее изученными дефектами являются дислокации. Между тем, в последние годы появилось большое число теоретических и экспериментальных работ по изучению роли точечных дефектов в процессах структурообразования [1]. Известно, что движение и пересечение дислокаций на начальных стадиях пластической деформации приводит к образованию точечных дефектов, что в свою очередь является причиной повышения диффузионной компоненты движения дислокаций. Повышенная подвижность дефектов вкупе с гидростатическим давлением может быть причиной интенсификации процессов измельчения структуры и реализации некоторых квазивысокотемпературных механизмов деформации [2]. Следует также отметить, что разработанные модели деформации наноструктурных материалов показали, что основным механизмом деформации на развитой стадии является зернограничное проскальзывание, в процессе которого происходит генерация неравновесных вакансий. Потоки неравновесных вакансий, по мнению авторов, обеспечивают сплошность материала в процессе взаимных разворотов зерен [1]. При этом резко ускоряются диффузионные процессы, которые во многом обуславливают аномальные свойства нанокристаллических материалов. Повышенная диффузия, обеспеченная точечными дефектами, по мнению многих исследователей, является причиной расслоения равновесных твердых растворов, интерметаллидов и образования твердых растворов в сплавах с ограниченной растворимостью [3]. Необходимо также отметить, что генерацию и накопление точечных дефектов нельзя рассматривать в отдельности от других дефектов структуры, в частности дислокаций.

Несмотря на важную роль точечных дефектов в структурообразовании при ИПД, систематических работ по их экспериментальному изучению немного. Отчасти это связано с тем, что для изучения точечных дефектов необходимы прецизионные трудоемкие методы как, например, измерение остаточного электросопротивления при гелиевых температурах или современные сложные методики, такие как метод возмущенных угловых корреляций и позитронная спектроскопия. Использование всех методов подразумевает некоторые допущения при расчете концентраций дефектов.

В связи с этим весьма актуальным представляется экспериментальное исследование концентрации точечных дефектов и плотностей дислокаций на разных стадиях пластической деформации с использованием нескольких методов для адекватной оценки достоверности результатов.

Цель работы

Экспериментальное исследование концентрации деформационно-индуцированных вакансий и плотности дислокаций на разных стадиях пластической деформации с использованием физических методов в чистых ГЦК металлах с различной ЭДУ.

Для достижения поставленной цели решались следующие задачи:

Построение изохрон остаточного электросопротивления и ДСК анализ чистых металлов подвергнутых ИПД в широком интервале степеней деформации.

Расчет концентрации вакансий и плотности дислокаций в широком интервале степеней деформации методами измерения остаточного электросопротивления, ДСК и РСА.

Влияние схемы ИПД на концентрацию вакансий и плотность дислокаций на примере чистой меди

Влияние чистоты материала на кинетику отжига точечных дефектов

Сравнительный анализ концентрации вакансий и плотности дислокаций, рассчитанных методами измерения электросопротивления и ДСК в чистых ГЦК металлах

Изучение взаимосвязи параметров микроструктуры на разных стадиях ИПД в чистых № и Си при различных схемах деформации и различной чистоте материала.

Исследование термостабильности дефектной структуры металла после ИПД и ее зависимости от степени деформации, давления, метода деформации и величины ЭДУ.

Научная новизна.

Разработана методика расчета концентрации вакансий и их комплексов в никеле и меди с субмикрокристаллической структурой, полученной при ИПД. Результаты расчетов с использованием двух разных методов (комбинации дифференциальной сканирующей калориметрии с рентгеноструктурным анализом и резистометрии с рентгеноструктурным анализом) совпадают в пределах погрешности, что свидетельствует об их достоверности.

• Впервые получены численные зависимости концентраций вакансионных комплексов и отдельных вакансий от степени деформации.

• Обнаружена двухстадийная зависимость концентрации дефектов от степени деформации при ИПД. На первой стадии происходит интенсивный рост концентраций вакансий, вакансионных комплексов и плотности дислокаций. На второй стадии в случае никеля наблюдается некоторое снижение концентрации точечных дефектов примерно на 10 %, в случае меди наблюдается незначительный рост концентрации вакансий.

• Показано, что чистота металла влияет на кинетику отжига дефектов после ИПД, что выражается в изменении формы и температуры пиков на калориметрической кривой. Так, в случае Ni 99,998% на кривой присутствует пик при 120°С, обусловленный отжигом моно - и бивакансий. При этом на калориметрической кривой для Ni 99,9% этот пик не выявляется. С уменьшением чистоты материала пик, обусловленный отжигом вакансионных комплексов и дислокаций, смещается в сторону более высоких температур, ширина его увеличивается.

•На примере трех ГЦК металлов - Ni, Cu, Ag после ИПД кручением методом резистометрии показано сужение температурного интервала отжига дефектов с увеличением энергии дефекта упаковки.

На защиту выносятся

• Результаты расчетов концентраций вакансий, вакансионных комплексов и плотностей дислокаций в чистых никеле и меди в широком интервале степеней деформации.

• Двухстадийная зависимость концентраций точечных дефектов от степени деформации. На первой стадии наблюдается резкий рост концентрации деформационно-индуцированных вакансий и плотности дислокаций, на второй стадии в никеле наблюдается снижение концентраций, в меди - незначительный рост.

• Результаты исследования влияния чистоты материала на кинетику отжига точечных дефектов. Температура отжига вакансионных комплексов, близкая к температуре отжига дислокаций, смещается в сторону более низких температур с повышением чистоты материала. Пик, соответствующий отжигу моно - и бивакансий обнаружен в Ni 99.99% и Ni 99.998%. В случае Ni 99.9% пик, соответствующий отжигу моно- и бивакансий, отсутствует.

Благодарности

Автор выражает благодарность Тюменцеву Александру Николаевичу, Дитенбергу Ивану Александровичу, Батурину Анатолию Анатольевичу, Мулюкову Радику Рафиковичу, Назарову Айрату Ахметовичу за плодотворное обсуждение результатов, способствовавшее повышению качества данной работы, Марченкову Вячеславу Викторовичу - за содействие в измерение электросопротивления границ зерен, Мулюкову Харису Якуповичу - за научное руководство, Цехетбауэру М. - за идею данного исследования.

ВЫВОДЫ

1. Разработана методика расчета концентрации вакансий и их комплексов в никеле и меди подвергнутых ИПД, основанная на комбинации методов ДСК и резистометрии с методом РСА. Результаты расчетов, проведенные двумя способами (комбинации ДСК с РСА и резистометрии с РСА), совпадают в пределах погрешности измерений, что говорит о достоверности полученных на основе данной методики результатов.

2. Концентрации связанных в комплексы вакансий в меди и никеле, подвергнутых ИПД кручением уже при степени деформации f=2,3, так же как и в меди после РКУ прессования при у>0,85 по порядку величины сравнимы с концентрациями равновесных вакансий при предплавильных температурах. Температура отжига вакансионных комплексов близка к температуре отжига дислокаций.

3. Концентрация моно- и бивакансий в никеле, подвергнутом ИПД, имеет порядок Cv~10-5, температура их отжига не зависит от степени деформации и составляет около 120°С. Эффективная (измеренная) энергия активации миграции этих дефектов составляет примерно 0,55-0,8 эВ, что совпадает с величиной, промежуточной между энергиями активации миграции моно- и бивакансий.

4. Зависимости концентрации вакансий и плотности дислокаций от степени деформации в никеле имеют двухстадийный характер. На первой стадии (при у<23) наблюдается интенсивный рост концентраций дефектов, а на второй (при у>23) концентрации дефектов незначительно снижаются, что обусловлено появлением большого количества зеренных и субзеренных границ, которые могут быть стоками для дефектов.

5. Двухстадийная зависимость концентрации вакансий и плотности дислокаций имеет место также и при ИПД меди: интенсивный рост этих величин происходит до степени деформации 7=46, после чего следует слабый рост концентрации дефектов. В отличие от никеля в меди концентрация дефектов на насыщение не выходит, что связано с замедленным формированием границ зерен (являющихся стоками для дефектов) в меди из-за более низкой, по сравнению с никелем, энергии дефекта упаковки.

6. Из анализа остаточного электросопротивления трех металлов — никеля, меди и серебра показано, что с ростом энергии дефекта упаковки гомологическая температура отжига дефектов снижается, а интервал температур отжига дефектов сужается и составляет (0,23-0,35) Тпл для никеля, (0,27-0,5) Тпл для меди и (0,32-0,55) Тпл для серебра.

1. В.М. Фарбер Вклад диффузионных процессов в структурообразование при интенсивной холодной пластической деформации металлов // Металловедение и термическая обработка металлов. 2002. Т. 8. С. 3-9.

2. Гапонцев В.Л., Колосков В.М. Индуцированная диффузия ведущий механизм формирования активированных сплавов // Металловедение и термообработка металлов. 2007. Т. 629. № 11. С. 3-15.

3. Валиев Р. 3., Александров И. В. Объемные наноструктурные металлические материалы. М.:Академкнига, 2007. 398 с.

4. Носкова Н.И. ,Мулюков P.P. Субмикрокристаллические и нанокристаллические материалы. Екатеринбург: УрО РАН, 2003. 279 с.

5. Zehetbauer М. J.,Zhu Y.T. (eds.). Bulk Nano structured Materials. Weinheim: Wiley-VCH, 2009. 710 p.

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

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

8. Гусев А.И. Нанокристаллические материалы: методы получения и свойства. Екатеринбург. УрО РАН, 1998. 199 с.

9. Утяшев Ф.З. Современные методы интенсивной пластической деформации. Уфа. УГАТУ, 2008. 313 с.

10. Valiev R.Z., Estrin Yu., Horita Z. Producing bulk ultrafine grained materials by severe plastic deformation // JOM Journal of the Minerals, Metals and Material Society. 2006. 4. V. 58. P.33-39.

11. Valiev R.Z. ,Langdon T.G. Principles of equal-channel angular pressing as a processing tool for grain refinement // Progress in material science. 2006. V. 51. P.881-981.

12. Segal V. M. Materials processing by simple shear// Material Science and Engineering A. 1995. V. 197. P.157-164.

13. Жиляев А.П., Пшеничнюк А.И. Сверхпластичность и границы зерен в ультрамелкозернистых материалах. Москва: Физматлит, 2008. 320 с.

14. Vorhauer A., Pippan R. On the homogeneity of deformation by high pressure torsion // Scripta Materialia. 2004. V. 51. P.921-925.

15. Zhilyaev A.P. , Lee S.,Nurislamova G.Y.,Valiev R.Z. ,LangdonT.G. Microhardness and microstructural evolution in pure nickel during high-pressure torsion // Scripta Materialia. 2001. V. 44. P.2753-2758.

16. Saito Y. ,Utsunomiya H., Tsuji N., and Sakai T. Novel ultra-high straining process for bulk materials—development of the accumulative roll-bonding (ARB) process // Acta Materialia. 1999. V. 47. № 2. P.579-583.

17. Wilde G. Synthesis of Bulk Nanocrystalline Materials and Bulk Metallic Glasses by Repeated Cold Rolling and Folding (RCR) // Materials Science Forum. 2008. V. 579. P.109-134

18. Lee S.-H. ,Sakai T. ,Saito Y. ,Utsunomiya H. ,Tsuju N. Strengthening of sheath-rolled aluminum based MMC by the ARB process // Materials transactions -JIM. 1999. V. 40. № 12. P.1422-1428

19. Zherebtsov S.V., Salishchev G.A., Galeyev R.M., Valiakhmetov O.R., Mironov S.Yu., Semiatin S.L. Production of submicrocrystalline structure in large-scale

20. TÍ-6A1-4V billet by warm severe deformation processing // Scripta Materialia. 2004. V. 51. P.1147-1151.

21. Имаев P.M. ,Назаров А.А. ,Мулюков P.P. Принципы получения объемных мелкозернистых и наноструктурных материалов методом всесторонней изотермической ковки. //Перспективные материалы. 2009.№ 7. С. 130-134.

22. Хови А. Прямое наблюдение несовершенств в кристаллах. М: Металлургия, 1965. 198 с.

23. Hansen N., Jensen D. J. Development of microstructure in FCC metals during cold work// Philosophical transactions of Royal Society of London A. 1999. V. 357. P.1447-1469.

24. Глезер A.M. Недислокационные моды пластической деформации твердых тел // Известия академии наук. Серия физическая. 2003. Т. 67. № 6. С. 810 -817.

25. Панин В.Е. ,Гриняев Ю.В., Данилов В.И. Структурные уровни пластической деформации и разрушения. Новосибирск. Наука. Сиб. отделение, 1990. 255 с.

26. Конева Н.А., Козлов Э.В. Физическая природа стадийности пластической деформации // Известия ВУЗов. Физика. 1990. № 2. С. 89-106.

27. Zehetbauer М., Seumer V. Cold work hardening on stages IV and V of F.C.C. metals I. Experiments and interpretation// Acta metalúrgica and materialia. 1993. V. 41. P. 557-588.

28. Гиндин А.И. Дозинец B.B. ,Стародубов Я.Д. и Хоткевич В.И. Рекристаллизация и механические свойства меди, деформированной растяжением при низких температурах// Физика металлов и металловедение. 1967. Т. 24. №1. С. 149-154.

29. Гиндин И. А., Стародубов Я. Д.,Старолат М. П., Хаймович П. А. Структура и свойства меди после низкотемпературного экструдирования // Физика металлов и металловедение. Т. 40. №2.С. 403-408.

30. Смирнова Н.А., Левит В.И., Пилюгин В.И., Кузнецов Р.И. ,Давыдова JI.C., Сазонов В.А. Эволюция структуры ГЦК монокристаллов при больших пластических деформациях// Физика металлов и металловедение. 1986.Т. 61. С. 1170-1177.

31. Nuttall J., Nutting J. Structure and properties of heavily cold worked FCC metals and alloys //Metal Science Journal. 1978. V. 12. № 9. P. 430-437.

32. Гапонцева T.M. Пилюгин В.П. ,Дегтярев M.B., Чащухина Т.И. , Воронова Л.М., Пириева Э.З. Низкотемпературная деформация никеля и кобальта в наковальнях Бриджмена // Физика металлов и металловедение. 2008. Т. 105. № 4. С. 438-448.

33. Рыбин В. В. Закономерности формирования мезоструктур в ходе развитой пластической деформации// Вопросы материаловедения. 2002. №1. Т. 29, С. 11-33.

34. Глезер A.M., Поздняков В.А. Механизмы релаксации и различные пути эволюции дефектной структуры при больших пластических деформациях // Доклады академии наук. 2004.№ 6. Т. 398. С.756-758.

35. Владимиров В.И. ,Романов А.Е. Дисклинации в кристаллах. Ленинград: Наука, 1986. 224 с.

36. Zehetbauer М. Cold work hardening on stages IV and V of F.C.C. metals II. Model fits and physical results// Acta Metallurgica and Materialia. 1993.№ 2. V. 41. 557-588 P.

37. Tumentsev A.N., Korotaev A.D., Pinzhin Yu.P. et al. Structural Models and Mechanisms for the Formation of High-Energy Nanostructures under Severe Plastic Deformation // Nanomaterials by Severe Plastic Deformation: Fundamentals —

38. Processing Applications.: Proc. 2nd International Conference. Vienna: J.Wiley VCH Weinheim. 2004. P.381-386.

39. Чувильдеев B.H., Копылов В.И. Предел измельчения зерен при РКУ-деформации // Изв. РАН. Металлы. 2003.№ 5. С. 26-41.

40. Mecking Н. and Estrin Y. The effect of vacancy generation on plastic deformation// Scriptametallurgica. 1980. V. 14. P. 815-819

41. A.H. Тюменцев, И.Ю. Литовченко,. Новый механизм локализации деформации в аустенитных сталях. I. Модель неравновесных фазовых (мартенситных) превращений в полях высоких локальных напряжений // Физика металлов и металловедение. 2003. Т. 95. № 2. С.86-95.

42. Васильев JI.C., Ломаев И.Л., Елсуков Е.П. Кинетика растворения фаз при деформировании наноструктурированных металлов и сплавов // Физика металлов и металловедение. 2009. Т. 107. №2. С. 152-162.

43. Васильев Л.С. ,Ломаев И.Л. ,Елсуков Е.П. К анализу механизмов деформационного растворения фаз в металлах // Физика металлов и металловедение. 2006. Т. 102. №2. С. 201-213.

44. Кесарев В., Кондратьев В.В.,Гапонцев В.Л. Аномальная диффузия и расслоение твердых растворов при действии источников вакансий. Стационарная стадия процесса// Физика металлов и металловедение. 2004. Т. 98. № 6. С. 18-24.

45. Горелик С.С., Добаткин С.В., Капуткина JI.M. Рекристаллизация металлов и сплавов. Москва. МИСиС, 2005, 432 с.

46. Müller M., Zehetbauer M., Sachslehner F. and Groger V. Scattering of electrons by dislocations: theory and application// Solid State Phenomena. 1994. V. 3536. P. 557-562.

47. Watts B. S. Calculation of electrical resistivity produced by dislocations // Journal of Physics F: Metal Physics. 1988. V. 18. P. 1197-1209.

48. Koser M. ,Sachslener F., Muller M. ,Shafler E. and Zehetbauer M. Measurement of dislocation density by residual electrical resistivity. // Material Science Forum. 1996. V. 210-213. P. 133-140

49. Wunderlich B. Analysis by calorimetry. //Thermochimica Acta. 1973. V. 5. № 4. P. 369-376.

50. Bewer M.,Holt L.D. and Titchener L. The stored Energy of Cold Work// Progress inmaterial science. 1973. V. 17. P. 1-187.

51. Clarebrough L. M., Hargreaves M. E. and West G. W. The Release of Energy during Annealing of Deformed Metals// Proceedings of royal society of London. 1955 V. 232. № 1189. P. 252-270

52. Krystian M., Setman D., Mingler B., Krexner G. and Zehetbauer MJ. Formation of superabundant vacancies in nano-Pd-H generated by high-pressure torsion // Scripta Materialia. 2010. V. 62. P.49-52

53. White J. L. and Koyama K. Application of Differential Thermal Calorimetry to Measurements of Stored-Energy Release in Metals // Review Scientific Instruments. 1963. V. 34. № 10. P. 1104-1110

54. Gao N., Starink M.J. and Langdon T.G. Using differential scanning calorimetry as an analytical tool for ultrafine-grained metals processed by severe plastic deformation // Materials Science and Technology. 2009. V. 25. P. 687-698

55. Gubicza J., Balogh L., Hellmig R.J., Estrin Y., Ungar T. Dislocation structure and crystallite size in severely deformed copper by X-ray peak profile analysis // Materials Science and Engineering A. 2005. V. 400-401. P.334-338

56. Cao W.Q. Gu C.F., Pereloma E.V., Davies C.H.J. Stored energy, vacancies and thermal stability of ultra-fine grained copper // Materials Science and Engineering A. 2008. V. 492. P.74-79.

57. Kissinger H.E. Reaction kinetics in differential thermal analysis // Annales de Chemie. 1957. V. 29. P. 1702-1706.

58. Zhilyaev A.P. Nurislamova G.V., Surinach S.,Baro M.D. and Langdon T.G. Calorimetric measurements of grain growth in ultrafine grained nickel// Materials Physics and Mechanics. 2002. №5. P.23-30.

59. Gao N., Starink M.J., Davin L., Cerezo A., Wang S.C. and Gregson P.J. Microstructure and precipitation in Al-Li-Cu-Mg-(Mn, Zr) alloys // Materials Science and Technology. 2005. V. 21. № 9. P.1010-1018.

60. Setman D., Krystian M. and ZehetbauerM. J. Lattice Defects in Hydrogenated and HPT Processed Pd // Material Science Forum. 2008. V. 584-586. P.355-360.

61. Лотков A.M., Батурин A.A. Позитронная спектроскопия В2-со-единений титана: электронная структура, точечные дефекты и мартенситные превращения. Томск: НТЛ, 2004. 232 с.

62. Zehetbauer М. J., Schafler Е. and Ungar Т. Non-microscope methods for characterization of microstructures and properties of UFG metals // International Journal of Material Reseach. 2007. V. 98. P.290-298.

63. Лидер A.M. , Степанова О. M., Чернов И. П., Черданцев Ю. П., Кренинг М., Сурков А. С. Исследование дефектов водородного происхождения методом электрон-позитронной аннигиляции. 2006. Т. 3. С. 64-69.

64. Ohkubo H.,Tang Z., Nagai .Y., Hasegawa M., Tawara T.,Kiritani M. Positron annihilation study of vacancy-type defects in high-speed deformed Ni, Cu and Fe // Materials Science and Engineering A. 2003. T. 350. C. 95-101.

65. Kwon H., Kim I. A positron annihilation study of defects in extra high purity Ti with various deformation and annealing treatments// Scripta Metallurgica et Materialia. 1994. V. 32. № 4 P. 607-610.

66. Mukulowski В. ,Groger V. ,Krexner G. ,Hewarth M. Annealing characteristics of supersaturated vacancies in Copper and Nickel // Archves of Mettalurgy. 2000. V. 45. № 3. P. 237-245.

67. Cizek J. ,Prochazka I.,Melikhova O. ,Brauer G.,Anwand W., Kuzel R.,Cieslar M., Islamgaliev R.K. Investigation of spatial distribution of defects in ultra-fine grained copper // Applied Surface Science. 2003. V. 194. P. 140-144.

68. Zehetbauer M. J., Steiner G., Schafler E., Korznikov A., Korznikova E. Deformation Induced Vacancies with Severe Plastic Deformation. // Materials Science Forum. 2006. V. 503-504. P.57-64

69. Kraftmakher Y. Equilibrium vacancies and thermophysical properties of metals // Physics Reports. 1998. V. 299. P.79-188

70. Wollenberger HJ. Point Defects// Physical Metalurgy/ ed. R.W. Cahn P. Haasen. 1983. № 9. P. 1189-1221.

71. Штремель A.M. Прочность сплавов. Часть 1. Дефекты решетки: учебник для вузов. М.: МИСИС, 1999. 384 с.

72. Кан Р. Физическое металловедение. T.l. М.: Мир. 1968. 329 с.

73. Zehetbauer М. Effect of non-equilibrium vacancies on strenthening// Key engineering materials. 1994. V. 97-98. P.287-306.

74. Argon A. S. Strengthening Mechanisms in Crystal Plasticity. New York: Oxford University Press, 2008. 304 p.

75. Стареченко B.A. ,Черепанов Д.Н., Сольвьева Ю.В., Попов JI.E. Генерация и накопление точечных дефектов в процессе пластической деформациив монокристаллах с ГЦК структурой // Известия ВУЗов. Физика. 2009.№ 4. С.60-71.

76. Ермаков А.Е. ,Гапонцев B.JI. ,Кондратьев В.В.,Горностырев Ю.В. Явление деформационно-стимулированной фазовой неустойчивости нанокристаллических материалов// Физика металлов и металловедение. 1999. Т. 88. С.5-12

77. Kopacz I. Zehetbauer M. ,Toth L.S., Alexandrov I.V., Ortner B. // Symposium on Mechanical Science: Proc. of the 22nd International Symposium, Roskilde. 2000. P.295-300.

78. Лившиц Б.Г., Крапошин В.С.,Линецкий Я.Л. Физические свойства металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1980. 320с. !

79. Watts B.R. // Dislocation in Solids. V.8 / Nabarro F.R.N. Amsterdam:1. Elsevier, 1989. 497 p.

80. Setman D., Schafler E., Korznikova E. , Zehetbauer M. J. The presence and nature of vacancy type defects in nanometals detained by severe plastic deformation // Material science and engineering A. 2008. V. 493. P. 116-122.

81. B.E. Warren, B.L. Averbach. The Effect of Cold-Work Distortion on X-Ray Patterns// Journal of Applied Physics. 1950.V. 21 P. 595-599.

82. Warren B.E. X-ray studies of deformed metals. // Progress in Metal Physics. 1959. V. 8. P. 147-202.

83. Ribarik G., Ungar T. and Gubicza J. MWP-fit: a program for multiple whole-profile fitting of diffraction peak profiles by ab initio theoretical functions. // Applied Crystallography. 2001. V. 34. P. 669-676.

84. M. Muller, М. Zehetbauer, A. Borbely and Т. Ungar. Stage IV work hardening in cell forming materials, part I: features of the dislocation // Scripta Materialia. 1996. V. 35. № 12. C. 1461-1466.

85. J. Gubicza, N.Q. Chinh , Gy. Krallics , I. Schiller, T. Ungar. Microstructure of ultrafine-grained FCC metals produced by severe plastic deformation// Current Applied Physics. 2006. № 6. P. 194-199.

86. Kumpmann A., Gunther B. and Kunze H.-D. Thermal stability of ultrafine-grained metals and alloys // Material Science and Engineering A. 1993. V. 168. P. 165169.

87. Чащухина Т.И., Дегтярев M.B.,Романова М.Ю., Воронова JIM. Динамическая рекристаллизация в меди, деформированной сдвигом под давлением // Физика металлов и металловедение. 2004. Т. 98. № 6. С. 98-107.

88. Н. Jiang, Y. Т. Zhu, D. P. Butt, I. V. Alexandrov, Т. С. Lowe. Microstructural evolution, microhardness and thermal stability of HPT-processed Cu// Materials Science and Engineering A. 2000.V. 290. P. 128-138.

89. Alexandrov I.V.,Dubravina A.A. ,Kim H.S. // Defect and Diffusion Forum. 2002. V. 208-209. P. 229.

90. Vorhauer A. ,Pippan R. Recrystallization nucleation of severely deformed copper // Acta Materialia. 2005. V. 53. P.393-402.

91. Воронова JI.M., Чащухина Т.И., Дегтярев M.B. Влияние динамической рекристаллизации на формирование наноструктурного состояния при деформации в наковальнях Бриджмена // Деформация и разрушение материалов. 2008. № 7. С. 20-24

92. Каролик А.С., Копылов В.И., Шарандо В.И. Исследование возврата микрокристаллической меди по результатам измерения твердости, электросопротивления и термоЭДС // Деформация и разрушение материалов. 2008. № 12. С. 22-28.

93. Исламгалиев Р.К. , Ахмадеев Н.А., Мулюков P.P., Валиев, Р.З. Влияние субмикрозернистого состояния на элетросопротивление меди. // Металлофизика. 1991.№ 3 Т. 13. С. 20-26.

94. Islamgaliev R.K. , Akhmadeev N.A. ,Mulyukov R.R. and Valiev R.Z. Grain boundary influence on the Electrical Resistance of Submicron Grained Copper// Physica status solidus. 1990. V. 118. P. 27-29.

95. Islamgaliev R.K., Pekala K., Pekala M. and Valiev R. Z. The determination of the grain boundary width of ultrafine grained Copper and Nickel from Electrical resistivity measurements. //Physica status solidus. 1997. V. 162. P. 559-566.

96. Дехтяр И.Я. Дефекты кристаллического строения и некоторые свойства металлов и сплавов. // Успехи физических наук. 1957. Т.62. № 2. С. 99-128.

97. Bourassat R. R. and Lengeler В. The formation and migration energies of vacancies in quenched copper// Journal of Physics F: Metal Physics. 1976. V. 6. № 8. P. 1405-1413.

98. Wampler W. R. and Gauster W. B. Annealing of vacancies in quenched copper studied by positron annihilation // Physics Letters A. 1978. V. 68. № 3-4. P. 363367.

99. Molodova X., Gottstein G., Winning M., Hellmig R.J. Thermal stability of ECAP processed pure copper // Materials Science and Engineering A. 2007. V. 460461. P. 204-213.

100. Грабовецкая П. Зернограничная диффузия и ползучесть субмикрокристаллических металлических материалов, полученных методами интенсивной пластической деформации: Автореф. дисс. . докт. физ.-мат. наук. Томск, 2008. 32 с.

101. Karolik A.S. and Luhvich A.A. Calculation of electrical resistivity produced by dislocations and grain boundaries in metals// Journal of Physics: Condensed Matter. 1994.№ 6. P.873-886.

102. Dai Y. and Victoria M. Defect structures in deformed F.C.C. metals // Acta Materialia. 1997. V. 45. № 8. P.3495-3501.

103. Макаров И.М. Возврат электросопротивления в микрокристаллической меди, полученной методами инетсивного пластического деформирования // Материаловедение. 1999. № 7. С. 47-53.

104. Horita Z., Kishikawa К., Kimura К., Tatsumi К. and LangdonT.G. Grain refinement of high-purity FCC metals using ECAP // Materials Science Forum. 2007. V. 558-559. P. 1273-1278.

105. Korznikov A., Dimitrov O., Korznikova G. Thermal evolution of the structure of ultra fine grained materials produced by severe plastic deformation// Annales de Chemie. 1996. V. 21. P. 443-460.

106. Divinski S. V.,Reglitz G., Wilde G. Grain boundary self-diffusion in polycrystalline nickel of different purity levels // Acta Materialia. 2010. V. 58. P. 386395.

107. Корзникова Е., Шафлер Э., Цехетбауэр М. Кинетика накопления дефектов в никеле в процессе интенсивной пластической деформации // Деформация и разрушение материалов. 2008.№ 6. С. 27-32.

108. Korznikova E., Schafler E., Steiner G., Zehetbauer M. J. Measurements of vacancy type defects in SPD deformed Ni.// Ultrafine Grained Materials IV: Proc. International Conference. San Antonio: TMS publications. 2006. P. 97-102.

109. Алешин A.H. Роль зернограничной диффузии в процессе роста зерен в нанокристаллическом никеле // Металлы. 2008.№ 4. С. 19-29.

110. Nazarov A.A., Romanov А.Е., Valiev R.Z. On the structure, stress fields and energy of non equilibrium grain boundaries// Acta Metallurgica and Materialia. 1993. V. 41. №4. P. 1033-1040.

111. Haessner F. , Hoschek G. and Tolg G. Stored energy and recrystallization temperature of rolled copper and silver single crystals with defined solute contents // Acta Metallurgica. 1979. V. 27. № 9. P. 1539-1548.

112. Van Petegem S. Dalla Torre F.,Segers D.,Van Swygenhoven H. Free volume in nanostructured Ni // Scripta Materialia. 2003. V. 48. P. 17-22.

113. Cizek J.,Prochazka I., Kuzel R. et al. Ultra-fine grained metals prepared by severe plastic deformation: A positron annihilation study// Acta Physica Polonica A. 2005. V. 107.№ 5. P. 745-75.

114. Старенченко B.A., Соловьева Ю.В., Старенченко С.Б., Ковалевская Т.А. Термическое И' деформационное упрочнение монокристаллов сплавов со сверхструктурой L12. Томск: HTJI, 2006. 292 с.

115. Ivanisenko Yu., Kurmanaeva L., Weissmueller J., Yang K., J. Markmann , Rosner H., Scherer Т., Fecht H.-J. Deformation mechanisms in nanocrystalline palladium at large strains // Acta Materialia. 2009. V. 57. P. 3391-3401.140 '