Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА I. Структура и свойства границ зерен /обзор литературы/ 8
1.1. Современные представления о структуре и свойствах болыпеугловых границ зерен 8
1.1.1. Развитие моделей зернограничной структуры . 8
1.1.2. Кристаллогеометрия границ зерен 16
1.2. Взаимодействие границ зерен и решеточных дислокаций 20
1.2.1. Дислокации в структуре границ зерен 21
1.2.2. Проблема возврата структуры границ зерен 27
1.2.3. Генерация решеточных дислокаций на границах зерен 30
1.3. Границы зерен в процессах пластической деформации и рекристаллизации 33
1.4. Постановка задачи исследования 38
ГЛАВА 2. Материалы и методики исследований 41
2.1. Исследуемые материалы 41
2.2. Методика металлографических исследований 42
2.3. Методика механических испытаний 43
2.4. Электронно-микроскопические методики 43
2.5. Электронно-микроскопическое определение разориен-тировки зерен 46
2.5.1. Построение матрицы разориентировки 47
2.5.2. Экспериментальное определение векторов Aj. и BL 50
2.5.3. Экспериментальные процедуры и погрешности определения разориентировки зерен 51
ГЛАВА 3. Взаимодействие границ зерен и решеточных дислокаций . 55
3.1. Экспериментальные наблюдения решеточных дислокаций в болыпеугловых границах зерен 55
3.2 Поведение захваченных границами решеточных дислокаций при нагреве 66
3.3. Состояние структуры границ зерен, содержащих деформационные дефекты б8
ГЛАВА 4. Механизм действия большеугловых границ зерен как стоков для дислокаций решетки 73
4.1. Кристаллогеометрический анализ поглощения дислокаций в границах зерен 74
4.2. Энергетический анализ поглощения дислокаций в границах 83
4.2.1. Одиночная ЗГРД 84
4.2.2. Стенка ЗГРД 87
4.2.3. Взаимодействие меаду ВЗГД 89
4.3. Кинетика абсорбции решеточных дислокаций граница ми зерен 91
4.3.1. Переползающие ВЗГД 92
4.3.2. Скользящие ВЗГД . 93
4.4. Сопоставление модели поглощения ЗГРД с экспери ментальными данными 95
ГЛАВА 5. Проявление неравновесности зернограничной структуры в миграции границ и рекристаллизационных процессах
5.1. Миграция границ зерен с неравновесной структурой Ю4
5.2. Роль деформационной зернограничной структуры в рекристаллизации после малых деформаций Ю7
ГЛАВА 6. Границы зерен в процессах пластической деформации 118
6.1. Исследование деформационного поведения мелкозернистых материалов при комнатной температуре 118
6.І.І. Накопление дислокаций в процессе деформации 122
6.1.2. Закон деформационного упрочнения мелкозернистого сплава 126
6.1.3. Роль границ зерен и внесенных деформационных дефектов в деформационном поведении 128
6.2. Исследование дислокационной структуры сплава МА8 при высокотемпературной деформации 129
6.2.1. Скоростная зависимость дислокационных структур 131
6.2.2» Возврат в границах зерен при высокотемператур ной деформации 136
Основные результаты и выводы 143
Литература
- Взаимодействие границ зерен и решеточных дислокаций
- Электронно-микроскопическое определение разориен-тировки зерен
- Поведение захваченных границами решеточных дислокаций при нагреве
- Кинетика абсорбции решеточных дислокаций граница ми зерен
Введение к работе
Причиной постановки данного исследования явилось обнаружение того факта, что попавшие в границы зерен решеточные дислокации играют важную роль в процессе пластической деформации, в частности - их поведение во многом обусловливает эффект структурной сверхпластичности flJ, Это привело к необходимости расширить изучение тех процессов в поликристаллах, в которых границы зерен могут взаимодействовать с дислокациями.
Большинство применяемых в технике кристаллических материалов, в частности, металлов и сплавов, используется в виде поликристаллов. Свойства любых материалов определяются их внутренней структурой. В поликристаллах одним из важнейших элементов структуры являются внутренние поверхности раздела кристаллов - границы зерен (ГЗ). Они довольно давно привлекают внимание специалистов в области физики твердого тела и металловедов, что связано с огромным влиянием, оказываемым границами на свойства материалов. В вышедших недавно на русском языке книгах f 2-4 J отражены наиболее существенные достижения в понимании структуры и, в меньшей степени, свойств ГЗ за последнее десятилетие, прошедшее после выхода в свет предыдущих, переводных, книг по межзеренным границам fb-yj.
Любой объект, явление, процесс можно рассматривать на различных структурных уровнях Г Ъ]. Это в полной мере относится и к границам зерен. В зависимости от задачи исследования можно и нужно абстрагироваться от тех или иных малых структурных деталей, рассматривая более крупные элементы структуры. Границы исследуются в настоящее время начиная от атомного уровня Г?г^7 до их анализа как самостоятельных структурных несовершенств твердого тела в континуальном представлении / 9 У.
Одним из важных направлений исследования ГЗ в последние годы является изучение их взаимодействия с другими дефектами кристаллической решетки, в частности, с дислокациями, работы в этой
области начались как у нас в стране, так и за рубежом относительно недавно, и большое число проблем здесь еще требует экспериментального и теоретического решения. Решеточные дислокации взаимодействуют с границами при пластической деформации и рекристаллизации. Отсюда вытекает важность исследования этого взаимодействия и его влияния на свойства ГЗ и материалов как для фундаментального понимания процессов, происходящих в твердом теле, так и для практического управления деформационными и рекристаллизационными процессами. Между тем пока что участие границ зерен в этих процессах описывалось весьма приближенно, например, просто как зависимость механических свойств от размера зерен поликристалла. Внутренняя структура границ и ее изменение при взаимодействии с решеточными дислокациями практически не учитываются при исследовании и описании пластической деформации и рекристаллизации.
Настоящая работа посвящена взаимодействию дислокаций с границами и его влиянию на структуру и свойства ГЗ. Проведенные исследования позволили получить ряд новых результатов и уточнить неоднозначно трактовавшиеся ранее данные. Экспериментально однозначно установлено, что дефекты, наблюдаемые в границах деформированных металлов, образуются при вхождении в границы дислокаций из тела зерен, то есть являются захваченными границами решеточными дислокациями. Изучены особенности образования и поведения этих дефектов. Предложен механизм возврата деформационной структуры границ зерен, заключающийся в поглощении границей захваченных дислокаций. Исследовано влияние внесенных дефектов на свойства границ. Доказано, что границы, содержащие внесенные дислокации, имеют повышенную скорость миграции, что существенно сказывается на кинетике рекристаллизации после малых деформаций. Подробно изучена роль границ зерен в накоплении дислокаций при пластической дефор мации и в деформационном упрочнении. В методической части работы
предложена новая универсальная методика электронно-микроскопического определения разориентировки зерен, подробно разработанная для материалов с гексагональной решеткой.
Полученные результаты позволяют глубже понять структуру и свойства ГЗ в реальных материалах. Они могут быть использованы для развития теорий пластической деформации поликристаллов и рекристаллизации. Исследованные закономерности важны для понимания эффекта структурной сверхпластичности сплавов. Полученные результаты могут быть полезны при разработке режимов практического управления процессами деформации и рекристаллизации.
На защиту выносятся следующие результаты и положения:
1. Доказательства образования неравновесной структуры болыпеугло-
вых границ зерен в результате взаимодействия решеточных дислокаций
с границами в магнии и сплаве МА8.
Модель поглощения границами дислокаций решетки, описывающая возврат деформационной неравновесной структуры границ.
Влияние неравновесной структуры границ зерен на их миграцию и роль этого процесса в рекристаллизации магниевого сплава после малых деформаций.
Влияние внесенных зернограничных дефектов на деформационное поведение мелкозернистого магниевого сплава.
Неоценимый вклад во все этапы проведения исследования и в идейное содержание диссертации внес научный руководитель д.т.н. О.А.Кайбышев. Считаю также своим приятным долгом выразить искреннюю признательность к.ф.-м.н. Р.З.Валиеву за постоянное внимание и помощь в работе и научную консультацию. Приношу благодарность В.И.Сергееву, М.Ф.Имаеву и своим бывшим студентам А.Д.Шейх-Апи и И.Н.Ершовой за помощь в проведении некоторых экспериментов, к.ф.-м.н В.З.Бенгусу - за ценные обсуждения результатов изучения дислокационных структур при холодной пластической деформации.
Взаимодействие границ зерен и решеточных дислокаций
DSC -решетка имеет большое значение для анализа структуры границ зерен и ее перестроек. Базисные векторы DSC -решетки являются минимальными векторами Бюргерса совершенных ЗГД / 3»4_7. В частности, ЗГДэ создающие отклонение разориентировки от точной по модели РСУ»обладают DSC-векторами Бюргерса.
Для анализа зернограничных перестроек кромеББС-решетки полезно использование решетки зернограничных сдвигов (РЗС)»теория которой разработана А.Н.Орловым,В.П.Перевезенцевым и В.В.Рыбиным /Зэ82»83/ ( DSO- решетка не связана с ориентацией плоскости ГЗ» поэтому её использование достаточно не во всех случаях).Узлы РЗС представляют собой точки пересечения плоскостей,проходящих через узлы DSC -решетки параллельно и перпендикулярно плоскости границы, причем плоскости перпендикулярные границе ориентированы так,что поверхностная плотность атомов на них максимальна.На рис.1.2 для границы,проходящей по отрезку АВ перпендикулярно плоскости рисун-ка,РЗС и DSO -решетка совпадают,а для границы,проходящей по ВС» РЗС - другая. По сути дела РЗС - это решетка проекций векторов решеток I и 2 (или DSC -решетки) на плоскость границы.Элементарные векторы РЗС определяют наименьшие возможные смещения решеток I и 2 при проскальзывании и миграции Г3,чем и объясняется название этой решетки/3,61/. В общем случае ЗГД с РЗС-векторами Бюргерса не являются полными,а представляют собой частичные ЗГД /4/.
Кристаллогеометрическое описание разработано в основном для специальных границ,однако можно полагать,что многие выводы будут справедливы и для произвольных ГЗ.На это указывают последние исследования структуры произвольных границ /&5,72»73/ (см.предыду-щий подраздел).
Известно, что структурно-чувствительные свойства кристаллических материалов существенно зависят от двух факторов: свойств отдельных изолированных решеточных дефектов и их взаимодействия между собой. Свойства монокристаллов определяются в основном точечными дефектами и дислокациями, в поликристаллических материалах многие свойства контролируются наличием межзеренных границ и их взаимодействиями с другими решеточными дефектами. Среди них важнейшими являются взаимодействия ГЗ с решеточными дислокациями и вакансиями. От того, каким образом дислокации решетки взаимодействуют с большеугловыми ГЗ» сильно зависит большое число важных свойств поликристаллов. Например, природа начала низкотемпературной пластической деформации определяется тем, действуют ли ГЗ преимущественно как источники дислокаций или как барьеры для скольжения. При повышенных температурах РД могут играть важную роль в процессе зернограничного проскальзывания. Очень большое значение имеет взаимодействие ГЗ и РД в рекристаллизационных процессах. Механизм понижения плотности РД при рекристаллизационном отжиге определяется в основном взаимодействием РД с ГЗ» являющейся фронтом рекристаллизации; и их поглощением этой границей.
Поскольку структура ГЗ в металлах кристаллографически упорядочена, могут существовать нарушения этой структуры, имеющие характер дислокаций с векторами Бюргерса, характерными для данной зер-нограничной структуры.
Один вид таких зернограничных дефектов уже упоминался ранее в п.1.1 - это ЗГД» необходимые с точки зрения кристаллогеометрии зернограничной структуры, например, для обеспечения отклонения разориентировки зерен от специальной. Эти ЗГД имеют взаимно скомпенсированные упругие поля и не создают у границы дальнодействую-щих напряжений, их называют структурными, вторичными, собственными ЗГД (в английской терминологии - structural, intrinsic, secondary, misfit GBD ) /"3,4» 14,21 »36,43-48,61 7. В дальнейшем тексте везде принят термин "структурные зернограничные дислокации" (СЗГД). Как упоминалось в П.І.І.І, имеются многочисленные электронно-микроскопические наблюдения СЗГД /"4,12,14,43-48 и др../.
Наряду с СЗГД, являющимися элементами равновесной структуры ГЗ, в ГЗ могут содержаться и другие дислокации. Они не являются частью равновесной зернограничной структуры и образуются в реззш -тате различных термомеханических обработок материала. В частности, в ГЗ могут попадать решеточные дислокации в процессе пластической деформации.
С конца 60-х годов сделано большое число электронно-микроскопических наблюдений решеточных дислокаций, попавших в границы в результате пластической деформации /"3,45,51,54,84-98 и др. J, Эти эксперименты выполнены как на произвольных, так и на специальных ГЗ» как в тонких фольгах, приготовленных из поликристаллических образцов, так и в специально полученных тонкопленочных бикрис-таллах. Уже в одной из первых работ по наблюдению дислокаций в ГЗ / 84_7 достаточно подробно анализируется их электронно-микроскопический контраст. Показано, что этот контраст отличается от контраста дислокаций внутри зерен тем, что изображение дислокаций в ГЗ может быть как темным, так и светлым, в зависимости от знака вектора отражения, кроме того,расположенная в ГЗ дислокация всегда видна в рефлексах обоих соседствующих зерен, то есть упругие поля такой дислокации простираются в оба зерна.
Также в одной из ранних работ /"85 7 показано, что эти зерно-граничные дефекты возникают именно вследствие пластической деформации, и их плотность возрастает с увеличением степени деформации.
Электронно-микроскопическое определение разориен-тировки зерен
Для вычисления матрицы разориентировки по уравнению (2.5) требуется знать три пары параллельных направлений в зернах А и В. Для этого нужно получить по крайней мере 4 электронограммы - по две от каждого зерна при двух положениях гониометра. По этим электронограммам вышеописанным способом определяем направления /Ту» Вт и Ар» Вр» за направления Ag "So берем нормированные векторы в направлении векторных произведений [!т хХ)3 [т Х Р1 соответственно. Поскольку направления А » В с определяются электронно-микроскопически с конечной точностью, то матрица к будет построена по ним тем точнее, чем ближе углы между каждой парой из векторов XJ-» X?, А ( а соответственно и ST » Вр» В"3 ) к 90. Современные электронные микроскопы не имеют гониометров с такими углами наклона, тем не менее для минимизации ошибок следует делать угол наклона гониометра между положениями I и 2 как можно большим.
Рассмотрим последовательно работу с экспериментально полученными микродифракционными картинами. Индицируя электронограммы, снятые при первом положении гониометра, рефлексам дифракционных снимков приписываем вероятные системы индексов. В результате для каждого снимка получим одну из возможных (физически эквивалентных) осей зон, например, 2дт и 2 Нет необходимости определять все возможные варианты выбора осей зон, поскольку операцию перехода к эквивалентным системам, как указывалось выше, удобнее вводить на конечном этапе.
Индицирование второй пары электронограмм уже не может быть произвольным, а должно быть согласовано с результатами индицирова-ния первой пары электронограмм. При втором положении гониометра выбираем такие оси зон для каждого зерна - 2 . р и 2 чтобы углы ( 5?дТ , 3др) и ( Зот $ В2 соответствовали наклону гониометра между положениями I и 2. Индицируя направления (РА& ) (см.рис.2.2) при нахождении направления пучка по Кикучи-линиям, также выбираем такие, чтобы получить максимально близкие друг к ДРУГУ углы ( АІ , Ао) и ( Вт» В2 ) Разность этих углов служит мерой погрешностей определения направлений Xrt Ар и т % Основными источниками ошибок являются Г154 Jt коробление фольги, неповторяемость места микродифракции при двух положениях гониометра, размытие рефлексов и Кикучи-линий на электронограммах.
Из-за ошибок в определении векторов А ; f В І ( с =І,2іЗ) кристаллографические направления А і в зерне А фактически несколько непараллельны направлениям В і в зерне В» то есть связка векто-ров, определяемая матрицей А і не совсем соответствует матрице В в уравнении (2.4). В результате матрица разориентировки , вычисленная по уравнению (2.5)» не будет матрицей линейного преобразования, то есть чистого поворота. Отклонение от линейности выражается в неточном выполнении соотношений между коэффициентами Й. , следующих из кристаллографии атомной решетки зерен А и В. Так для Щ решетки не будут точно выполняться выражения (2.6). По отклонениям от этих соотношений можно судить о точности определения разориенти-ровки. Интегральной характеристикой погрешности является отклонение определителя матрицы к от 1 (для линейного поворота этот определитель точно равен I).
В любом случае погрешность будет тем меньше, чем точнее найдены направления пучка электронов при двух положениях гониометра.
Для вычисления по экспериментальным данным разориентировки зерен материалов с ГП решеткой составлена программа для ЭВМ на языке ФОРТРАН ІУ с использованием пакета научных программ $$р. Программа включает определение направлений электронного пучка по Ки-кучи-линиям, расчет всех возможных вариантов описания разориентировки и выбор наиболее удобных из них, расчет различных проверочных величин, таких как углы ( Xr»lL) (В"т Вр и соотношения (2.6) расчет ближайших величин 21 и расчет отклонения экспериментальной разориентировки от точного совпадения. Время счета всей программы на ЭВМ EC-I033 менее до минут.
Поведение захваченных границами решеточных дислокаций при нагреве
В предыдущем подразделе отмечалось, что в магнии, в отличие от сплава МА8» только в редких ГЗ после деформации наблюдаются четкие изображения ЗГРД» доля таких границ не превышает 5%. Большинство ГЗ не содержат видимых линейных дефектов, во многих ГЗ изображения дефектов сильно размыты (рис.3.8). По-видимому, это обусловлено низкой температурой релаксации ЗГРД» наблюдаемой электронно-микроскопически как размытие их изображений. Эксперименты по in situ деформации также указывают на низкую стабильность ЗГРД в магнии по сравнению со сплавом (см.рис.3.7). Как отмечалось в предыдущем подразделе, в магнии контраст на образующихся при in situ деформации ЗГРД ослабевает за несколько секунд. Время потери контраста различно даже в границах с произвольной разориентировкой зерен. Более того, в одной и той же ГЗ различна устойчивость ЗГРД» образовавшихся при взаимодействии с границей РД разных зерен; это подтверждает единственное имеющееся в литературе сообщение f 86 ]% что стабильность разных ЗГРД в одной и той же ГЗ может быть различной.
В то же время в сплаве МА8 изображения всех ЗГРД во всех ГЗ стабильны при комнатной температуре в течение всего периода наблюдения. Однако при нагреве и в этом материале наблюдается явление "размытия" изображений ЗГРД. На рис.3.9 показана ГЗ в образце сплава МА8» отожженном 12 минут при 670 К после холодной деформации. Видны "размытые" изображения ЗГРД. Подробнее о времени стабильности ЗГРД в массивных образцах сплава при нагреве будет говориться в п.5.2. Стабильность ЗГРД в сплаве изучали также методом нагрева фольг непосредственно в электронном микроскопе. На рис.3.10 представлена серия микрофотографий» показывающих процесс постепенного ослабления и расширения вплоть до полного исчезновения контраста изображений ЗГРД. Режимы in situ нагрева и дифракционные условия указаны в подрисуночной подписи. Поскольку для каждой серии фотографий дифракционные условия поддерживались постоянными, можно полагать, что наблюдаемые изменения контраста обусловлены реальными процессами, происходящими с ЗГРД.
Более высокая устойчивость ЗГРД в сплаве по сравнению с магнием согласуется с результатами других работ / 87 »105 _/» в которых было обнаружено, что легирование и примеси существенно повышают стабильность ЗГРД. В упомянутых работах такое влияние примесей объяснялось тем, что релаксация ЗГРД» наблюдаемая как "размытие" их изображений, имеет диффузионно-контролируемую кинетику.
Как следует из описанных экспериментов, структура ГЗ в деформированных материалах характеризуется наличием внесенных дефектов ЗГРД. Эти дефекты следует считать неравновесными, поскольку они не присущи границам в хорошо отожженных материалах. Неравновесный характер ЗГРД проявляется также в том, что наблюдается их релаксация при нагреве деформированных образцов. Эта релаксация, обнаруживаемая электронно-микроскопически как "размытие" изображений ЗГРД» является, очевидно, проявлением общего процесса перехода структуры материала при отжиге в более равновесное состояние. Такой переход носит название процесса возврата, поэтому освобождение структуры ГЗ от деформационных дефектов назовем возвратом структуры границ. Ряд экспериментов показал, однако, что само по себе исчезновение изображений ЗГРД еще не может служить критерием полного возврата, то есть возвращения свойств ГЗ к додеформацион-ным, а является лишь начальной стадией этого процесса. К таким данным относится то, что ГЗ могут принимать только ограниченное число рд (то есть ГЗ не являются совершенными их стоками), независи мо от того, насколько быстро происходит "размытие" изображений ЗГРД в ГЗ (см.п.3.1)» а также то, что деформационные и миграционные свойства границ после начала релаксации в них ЗГРД существенно отличаются от свойств ГЗ до деформации, о чем будет говориться в последующих главах. Результаты этих экспериментов позволяют выдвинуть предположение, что в процессе релаксации ЗГРД в границах зерен образуются дефекты, также являющиеся по своей природе неравновесными. В целом, ГЗ» содержащие неравновесные дефекты - как ЗГРД» так и продукты их релаксации, - назовем неравновесными границами . рассмотрим, в чем физически может выражаться неравновесное состояние структуры ГЗ. Исходя из того, что ЗГРД и продукты их релаксации, которые также должны иметь дислокационный характер, имеют дальне-действующие упругие поля и эти поля в общем случае взаимно нескомпенсированы и силы взаимодействия между внесенными дефектами не уравновешены, можно определить границу., содержащую такие неравновесные дефекты (неравновесную Г3) как имеющую дальнодействующие упругие поля и/или неуравновешенные силы взаимодействия между элементами зернограничнои структуры. Тогда равновесными по структуре будем считать те ГЗ, которые имеют механически устойчивые структуры без дальнодействующих полей (такие ГЗ иногда называют "истинными" /"2930_/). Такое равновесное состояние не обязательно отвечает термодинамическому равновесию, поскольку при фиксированных кристаллографических параметрах ГЗ могут существовать несколько структур, соответствующих истинным ГЗ» а термодинамически равновесной будет та из них, которая имеет минимальную свободную энергию. Однако каждая истинная ГЗ относительно равновесна по сравнению с ГЗ» имеющими механически неустойчивые структуры и дальнодействующие упругие поля. Далее будем пользоваться понятием "равновесная ГЗ" именно в этом смысле. Энергии неравновесной ГЗ и равновесной, создающих одинаковый разворот кристаллов вдали от границы, различаются величиной энергии упругого поля и энергией взаимодействия между элементами зернограничнои структуры. Это не означает, что если две ГЗ имеют различные значения собственной энергии, то одна из них обязательно является неравновесной, поскольку энергия этих ГЗ может быть разной просто из-за различия их кристаллографических параметров. Известно, что энергия ГЗ зависит от параметров разориентировки зерен и плоскости залегания границы. В каком-то смысле, например, специальная ГЗ более равновесная чем произвольная (да и вообще любая граница неравновесна по сравнению с совершенной решеткой).
Кинетика абсорбции решеточных дислокаций граница ми зерен
Для алюминия это время также порядка нескольких секунд при 300 К» это подтверждают и эксперименты / 97» 105»139 7» Соответствующее время для никеля при 300 К получается Ю9 секунд, а при 500 К - несколько десятков секунд, что также хорошо согласуется с экспериментальными наблюдениями "размытия" изображений ЗГРД в произвольных ГЗ в чистом никеле / 87_7. В качестве подтверждения диффузионно контролируемой кинетики абсорбции ЗГРД можно также привести следующие экспериментальные факты:
1) в сплаве МА8 стабильность ЗГРД выше, чем в чистом магнии, что, очевидно, является следствием торможения диффузии атомами легирующих элементов. Аналогичные результаты влияния примесей и легирования на стабильность ЗГРД были получены в работах Z 54»87»I05J7»
2) в специальных ГЗ стабильность ЗГРД выше, чем в произвольных / 54»87»97,98_7. Коэффициент зернограничной диффузии снижается с увеличением степени совершенства зернограничной структуры Z"l3» 14_Z» этим, очевидно, и объясняется влияние конкретной структуры ГЗ на устойчивость ЗГРД?
3) пересыщение вакансиями в результате in situ облучения в высоковольтном электронном микроскопе увеличивает скорость абсорбции ЗГРД Гі737 Заметим, что время полного возврата неравновесной структуры ГЗ существенно больше времени "размытия" электронно-микроскопических изображений ЗГРД» поскольку энергия ГЗ выше равновесных значений вплоть до установления полной регулярности в ГЗ (см.рис.4.б). То есть отсутствие видимых изображений зернограничных дефектов не может служить индикатором равновесного состояния структуры ГЗ» аналогичный вывод был сделан ранее на основании экспериментов (см.гл.З) и будет подтвержден в дальнейшем (гл.5 и б).
В заключение подчеркнем еще один момент. В процессе перехода в равновесное состояние структура ГЗ постоянно изменяется, в ней имеются различные подвижные элементы, в частности, ВЗГД и вакансии, обеспечивающие их переползание. Очевидно, что элементы исходной равновесной (до захвата РД) границы также перестраиваются при абсорбции ЗГРД. Такую структуру, содержащую подвижные элементы, можно назвать нестационарной. Следует ожидать значительного отличия свойств таких ГЗ с неравновесной и нестационарной струк-. турой от свойств как равновесных ГЗ» так и ГЗ» в которых еще не начался процесс атомных перестроек (то есть в которых ЗГРД стабильны) .
Миграция большеугловых границ является одним из важнейших процессов, происходящих в поликристаллических материалах при рекристаллизации и, иногда, во время деформации. В исследованиях Г 16»17 J и других, проведенных непосредственным наблюдением перемещения индивидуальных ГЗ» достаточно подробно изучено влияние на процесс миграции различных параметров - разориентировки зерен и плоскости залегания границы, вида и концентрации примесей и др. Эти исследования проводились обычно на ГЗ» находившихся в относительно равновесных условиях - в образцах, выращенных из расплава или хорошо отожженных. Между тем, как видно из предьщущих разделов, в реальных ситуациях ГЗ часто имеют неравновесную структуру, образующуюся при поглощении границами дислокаций решетки в процессах пластической деформации и рекристаллизации.
В п.1.3 был дан краткий обзор современных представлений по основному вопросу в проблеме рекристаллизации металлов - тому, каким образом мигрирующая болыиеугловая Г3 являющаяся фронтом рекристаллизации, очищает материал от внесенных деформацией дислокаций. Очевидно, что предложенная в предыдущей главе модель возврата структуры (поглощения ЗГРД) может быть успешно применена для объяснения механизма абсорбции ЗГРД движущимся фронтом рекристаллизации /"159./. Однако в проблеме рекристаллизации не менее важны и другие вопросы, в частности, влияние деформационных дефектов на процесс собственно миграции ГЗ. Результатам исследований по этому последнему вопросу, опубликованным в работах /"174-176 J» посвящена данная глава. Вначале дан анализ влияния неравновесной зерно-граничной структуры на миграцию ГЗі а затем - описание некоторых экспериментальных исследований по рекристаллизации.
Сравним скорости миграции границ с равновесной и неравновесной структурой. В общем случае зависимость скорости миграции ГЗ \У от величины движущей силы f имеет вид /"7,147 т7; 1 = А exp С- GL/fej) F; (5.1) где А - постоянная для данного материала, Q. - энергия активации миграции. Экспоненциальный член выражает подвижность границы.
