Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Методика эксперимента 22
1.1. Материалы исследований 22
1.2. Методы исследований 25
1.2.1. Статические испытания 25
1.2.2. Методика наноиндентирования 26
1.2.3. Исследование содержания водорода 3 4
1.2.4. Исследование внутренней структуры 35
1.2.5. Исследование морфологии поверхности 36
1.2.6. Определение фрактальной размерности 38
1.2.6.1. Метод покрытия 39
1.2.6.2. Вычисление показателя Херста 40
1.2.6.3. Метод триангуляции 41
1.2.6.4. Особенности применения фрактального анализа в сканирующей туннельной / атомно-силовой микроскопии 42
1.3. Выводы по главе 54
Глава 2. Нанокристаллические тонкие пленки 56
2.1. Обоснование "шахматной" структуры напряжений и деформаций на границе раздела "пленка - подложка" 56
2.1.1. Пленки Т 57
2.1.1.1. Морфология поверхности пленок Ті 5 7
2.1.1.2. Структура и фазовый состав пленок Ті 57
2.1.1.3. Механические свойства пленок Ті 60
2.1.2. Пленки Си 63
2.1.2.1. Морфология поверхности пленок Си 63
2.1.2.2. Структура и фазовый состав пленок Си 66
2.1.2.3. Механические свойства пленок Си 68
2.1.3. Пленки 69
2.1.3.1. Морфология поверхности тонких пленок Ag 69
2.1.3.2. Структура и фазовый состав пленок Ag 72
2.1.3.3. Механические свойства пленок Ag 74
2.1.4. Пленки/У 78
2.1.5. Пленки Аи 80
2.1.6. Обсуждение экспериментальных данных 8 6
2.1.7. Выводы 95
2.2. Распространение волн локализованной пластической деформации в тонких нанокристаллических пленках в условиях "шахматного" распределения напряженно - деформированного состояния на границе раздела "пленка - подложка" 97
2.2.1. Механическое поведение полипропиленовой подложки при одноосном растяжении 97
2.2.2. Пластическая деформация пленок 77 при одноосном растяжении 99
2.2.3. Характер деформации пленок Си при одноосном растяжении 101
2.2.4. Динамическая теория нелинейных волн неупругой деформации как теоретическая основа нелинейных волн локализованной пластической деформации в виде двойных спиралей 103
2.2.5. Связь солитонов локализованного пластического течения в наноструктурных тонких пленках с "шахматным" распределением напряженно - деформированного состояния на границе раздела "пленка - подложка" 105
2.2.6. Выводы 110
Глава 3. Титан ВТ 1-0 в различных структурных состояниях 111
3.1. Особенности локализации деформации и механического поведения титана ВТ1-0 в различном структурном состоянии 111
3.1.1. Микроструктурные исследования 112
3.1.2. Особенности развития деформационного рельефа в процессе активного нагружения 115
3.1.2.1. Рекристаллизованный титан 115
3.1.2.2. Титан в состоянии поставки 116
3.1.2.3. Титан с субмикрокристаллическим поверхностным слоем 120
3.1.2.4. Субмикрокристаллический титан 130
3.1.3. Механические свойства ] 3 5
3.1.4. Обсуждение результатов 13 7
3.1.5. Выводы 144
3.2. Влияние термического отжига на характер локализации пластического течения нагруженных образцов 146
3.2.1. Титан, подвергнутый ультразвуковой обработке 146
3.2.1.1. Микроструктурные исследования 146
3.2.1.2. Особенности развития поверхностного деформационного рельефа 149
3.2.2. Титан, подвергнутый равноканальному угловому прессованию 151
3.2.2.1. Микроструктурные исследования 151
3.2.2.2. Особенности развития поверхностного деформационного рельефа 156
3.2.3. Исследование механических характеристик 158
3.2.4. Обсуждение результатов 161
3.2.5. Выводы 165
3.3. Влияние водородной обработки на механическое поведение технического титана, находящегося в различном структурном состоянии 167
3.3.1. Исследование структуры и элементного состава 167
3.3.2. Исследование механических характеристик 169
3.3.3. Особенности развития поверхностного деформационного рельефа при растяжении 173
3.3.4. Особенности развития поверхностного деформационного рельефа при знакопеременном изгибе 179
3.3.5. Обсуждение результатов 18 5
3.3.5. Выводы 191
Глава 4. Армко - железо и сплавы на его основе 195
4,1. Армко-железо 195
4.1.1. Характер пластической деформации и разрушения субмикрокристаллических образцов 195
4.1.1.1. Результаты микроструктурных исследований 195
4.1.1.2. Механизм распространения мезо- и макрополос локализованной деформации 204
4.1.1.3. Исследование механических характеристик субмикрокристаллического армко - железа 211
4.1.2. Влияние термического отжига на макролокализацию пластической деформации нагруженных образцов 212
4.1.2.1. Результаты микроструктурных исследований 213
4.1.2.2. Характер макролокализации деформации 220
4.1.2.3. Исследование механических свойств 224
4.1.3. Механическое поведение образцов армко - железа, подвергнутых ультразвуковой обработке 227
4.1.3.1. Результаты микроструктурных исследований 228
4.1.3.2. Особенности локализации пластического течения поверхностных слоев 229
4.1.3.3. Исследование механических характеристик 229
4.1.4. Обсуждение экспериментальных данных 230
4.1.5. Выводы 237
4.2. Малоуглеродистая сталь Ст 3 238
4.2.1. Результаты микроструктурных исследований 239
4.2.2. Особенности локализации пластического течения субмикрокристаллических поверхностных слоев 246
4.2.3. Исследование механических характеристик 254
4.2.4. Обсуждение 257
4.2.5. Выводы 261
4.3. Малоактивируемая сталь 16Х12В2ФТаР 262
4.3.1. Результаты металлографических исследований 263
4.3.2. Дюрометрические испытания 264
4.3.3. Испытания на трехточечный изгиб 264
4.3.3.1. Исследование пластической деформации на боковой поверхности нагруженных образцов 264
4.3.3.2. Исследование механических характеристик 265
4.3.4. Испытания на одноосное статическое растяжение 266
4.3.4.1. Исследование плоской поверхности нагруженного образца 266
4.3.4.2. Исследование механических характеристик 270
4.3.5. Обсуждение результатов 271
4.3.6. Выводы 272
Заключение 273
Литература 277
- Особенности применения фрактального анализа в сканирующей туннельной / атомно-силовой микроскопии
- Динамическая теория нелинейных волн неупругой деформации как теоретическая основа нелинейных волн локализованной пластической деформации в виде двойных спиралей
- Особенности локализации деформации и механического поведения титана ВТ1-0 в различном структурном состоянии
- Влияние термического отжига на макролокализацию пластической деформации нагруженных образцов
Введение к работе
Актуальность темы
Более 20 лет назад была сформулирована концепция структурных уровней деформации твердых тел, которая стала рассматриваться как новая парадигма на стыке физики и механики деформируемого твердого тела. Структурные уровни деформации относятся к мезомасштабным уровням. Методология их иерархического самосогласования качественно отличается от одноуровневого подхода механики сплошной среды и теории дислокаций. Новый подход дал возможность вскрыть общие закономерности поведения деформируемых твердых тел как иерархических систем, позволил использовать синергетические принципы при объяснении явлений самосогласования пластического течения на различных структурных уровнях. Это привело к необходимости построения многоуровневой механики деформируемого твердого тела, которая получила название "физической мезомеханики" [1,2].
Согласно принципам физической мезомеханики [3], пластическое формоизменение нагруженного твердого тела осуществляется путем локальных структурных превращений, зарождающихся в зонах концентраторов внутренних напряжений и распространяющихся в полях их градиентов. Для поддержания квазиоднородного пластического течения вплоть до разрушения необходимо непрерывно создавать в объеме образца концентраторы напряжений различного масштаба. Центральную роль в создании таких распределенных концентраторов напряжений в нагруженном образце играют поверхностные слои и внутренние границы раздела. Они являются сугубо нелинейными системами, и описание их поведения требует новых подходов в традиционной теории дислокаций, в основе которой лежит трансляционная инвариантность равновесной кристаллической решетки.
Первыми классическими исследованиями влияния поверхностных слоев твердых тел на их механические свойства являются широко известные работы акад. А.Ф. Иоффе, выполненные в двадцатых годах прошлого столетия. К настоящему времени накоплен большой объем экспериментальных данных, касающихся влияния состояния поверхности на физико-механические свойства металлических материалов. Обзору этих исследований посвящены работы [4-9 и др.]. Было показано, что поверхностный слой, будучи ослабленным по своей природе, вовлекается в процесс пластического течения раньше, чем объем материала. В результате поверхностный слой испытывает более высокие степени деформации, чем в среднем по образцу. Однако единого мнения о механизме влияния поверхностного слоя на макромеханические характеристики материала до сих пор нет. С одной стороны, с более высокой плотностью дислокаций в поверхностном слое связывается усиление его барьерной роли для выхода дислокаций на поверхность. Подобный барьерный слой должен оказывать существенное влияние на предел текучести, характер кривой "напряжение -деформация" и различные стадии деформационного упрочнения (коэффициент деформационного упрочнения и длительность отдельных стадий) и, следовательно, на прочность и пластичность материала. Глубина такого приповерхностного слоя варьируется у разных исследователей от среднего размера зерна [8] до 60... 100 мкм [4]. С другой стороны, сопряжение более деформированного поверхностного слоя с основным объемом материала приводит к гофрированию поверхностного слоя [3]. В складках поверхностного слоя локализуется сильно выраженная кривизна кристаллической решетки, обусловливающая возникновение концентраторов напряжений различного масштаба. Поэтому поверхностный слой в нагруженном твердом теле подобен "насосу", который непрерывно закачивает деформационные дефекты в объем материала. Это существенно влияет на стадийность кривой "напряжение - деформация", общий уровень пластичности и прочности материала. С позиций физической мезомеханики роль поверхностного слоя в механическом поведении нагруженных образцов должна рассматриваться на основе многоуровневого подхода в рамках схемы самосогласованного поведения "поверхностный слой - подложка (основной объем материала)".
Учитывая, что на дислокационном (микромасштабном) уровне механизм влияния поверхностного слоя на макромеханические характеристики материала достаточно хорошо изучен, в представленной работе большое внимание уделено исследованию данной проблемы на мезо- и макромасштабных уровнях. В этом плане автономный характер пластического течения поверхностного слоя в рамках концепции деформируемого твердого тела как многоуровневой системы наиболее наглядно проявляется в наноструктурных материалах. Создание неравновесной высоко дефектной субструктуры блокирует дислокационную деформацию на микромасштабном уровне, так как необходимые для этого микроконцентраторы напряжений эффективно релаксируют в сдвигонеустойчивой прослойке дефектной фазы. В результате в процесс деформации таких материалов включаются механизмы более высокого масштабного уровня, и значительный вклад вносит распространение в поверхностных слоях мезо- и макрополос локализованной деформации. В этих условиях легче выявить самосогласованное поведение поверхностных слоев, вскрыть механизм подобного самосогласования и предложить относительно простую физическую модель пластической деформации двухуровневой системы "поверхностный слой - подложка (основной объем материала)".
Настоящая работа посвящена изучению масштабных уровней деформации поверхностных слоев материалов, имеющих наноструктуру во всем объеме или только в поверхностных слоях, а также напыленных тонких пленок, в полях внешних воздействий. Актуальность представляемой работы дополнительно усиливается востребованностью подобных исследований для многочисленных приложений: наноструктурирование как новый перспективный метод упрочнения, управление макромеханическими характеристиками материалов через изменение состояния их поверхностных слоев, деградация тонких пленок и многослойных материалов во внешних полях и др.
Цель работы
Установить основные закономерности пластического течения в поверхностных слоях нагруженных твердых тел и его влияния на развитие деформации в объеме материала; основное внимание уделить изучению материалов в наноструктурном состоянии (во всем объеме или только в поверхностных слоях) и напыленных тонких пленок, в которых пластическая деформация преимущественно развивается на мезо- и макромасштабных уровнях.
В соответствии с целью работы были поставлены следующие задачи:
- исследовать характер пластической деформации и разрушения простейшей двухуровневой системы "наноструктурные
тонкие пленки на подложках" при различных видах нагружения, вскрыть роль границы раздела "пленка - подложка";
изучить основные закономерности распространения полос локализованной пластической деформации на мезо- и макромасштабном уровнях в образцах технического титана ВТ1-0, армко - железа, малоуглеродистой стали Ст 3 и ферритно-мартенситной стали 16Х12В2ФТаР, имеющих нано- (субмикро-) кристаллическую структуру в тонком поверхностном слое или во всем объеме материала;
установить взаимосвязь локализации деформации в поверхностном слое на мезо- и макромасштабном уровнях со стадийностью кривых "напряжение -деформация";
путем последовательного термического отжига при постепенно повышающихся температурах выявить корреляцию между нано- и субмикрокристаллической структурой и характером локализации пластической деформации на различных масштабных уровнях;
за счет наводороживания тонкого поверхностного слоя продемонстрировать влияние состояния поверхности на характер пластической деформации и механические свойства образцов титана ВТ1-0, находящегося в различных структурных состояниях;
в рамках многоуровневого подхода построить физическую модель, описывающую развитие пластической деформации в поверхностных слоях нагруженных твердых тел в условиях несовместности деформации поверхностного слоя и основного объема материала.
На защиту выносятся следующие положения:
Поверхностный слой любого твердого тела является важной функциональной подсистемой, отклик которой на внешние воздействия различной природы (механические, тепловые и т.д.) существенно отличен от поведения основного объема материала. При механическом нагружении твердого тела как многоуровневой системы поверхностный слой является ведущим мезоскопическим структурным уровнем пластической деформации, существенно влияющим на развитие пластического течения в объеме материала.
Механическое поведение наноструктурных материалов особенно сильно зависит от состояния их поверхностных слоев. Это связано с интенсивным развитием механизмов деформации мезо- и макромасштабных уровней: самосогласованные некристаллографические мезо- и макрополосы, ориентированные по сопряженным направлениям максимальных касательных напряжений, двойные спирали мезополос. Соотношение вкладов сдвигов различных масштабных уровней определяет механическое поведение наноструктурных материалов.
На интерфейсе "неравновесный высоко дефектный поверхностный слой - основной объем материала" или "напыленная тонкая пленка - подложка" возникает "шахматный" характер распределения напряженно-деформированного состояния. Он определяет специфические механизмы деформации поверхностного слоя наноструктурных материалов на мезо- и макромасштабных уровнях.
Обнаружен новый механизм деформации на мезо масштабном уровне в наноструктурированных поверхностных слоях твердых тел и тонких пленках - развитие локализованного пластического течения в виде двойных спиралей. В его основе лежит мезомеханика многоуровневого взаимодействия в подсистеме "неравновесный высокодефектный поверхностный слой - его интерфейс с подложкой", имеющий "шахматную" структуру распределения напряженно - деформированного состояния.
Возникающая перед разрушением материала макролокализация пластического течения развивается как самостоятельная стадия. Ведущим механизмом деформации на этой стадии является формирование и самосогласованное развитие двух макрополос локализованной деформации, ориентированных вдоль направлений максимальных касательных напряжений по схеме креста или диполя. Нарушение этого самосогласования вызывает распространение трещины как поворотной моды деформации и разрушение материала.
Введение в процессе электролитического наводороживания малой концентрации водорода в поверхностный слой технического титана ВТ 1-0 обусловливает его пластифицирование при одновременном повышении его пределов текучести и прочности. Формирование интерфейса "тонкий наводороженный поверхностный слой - основной объем материала" вызывает интенсивное развитие мезополос локализованной деформации в виде двойных спиралей, что задерживает развитие макролокализации деформации в образце и его разрушение. Растрескивание в процессе растяжения тонкого наводороженного слоя сопровождается снижением макромеханических характеристик образца и его пластичности.
Полосовая фрагментированная структура является эффективным барьером для развития сдвиговой деформации на микро-, мезо- и макромасштабных уровнях. В конструкционных материалах наноструктурированный поверхностный слой в сочетании с полосовой структурой в тонком поверхностном подслое позволяет одновременно увеличить их прочность и пластичность.
Научная новизна Развито новое научное направление в описании деформируемого твердого тела как многоуровневой системы, в которой поверхностные слои являются самостоятельным мезоскопическим структурным уровнем деформации. В них развиваются нелинейные волновые процессы пластического течения, существенно влияющие на характер деформации и разрушения всего объема материала. На этой основе разработан принципиально новый метод упрочнения материалов путем создания в них наноструктурных поверхностных слоев с барьерным подслоем. Он обеспечивает повышение прочности материала с одновременным увеличением его пластичности.
Научная и практическая значимость
Показано, что высокая прочность и низкая пластичность наноструктурных материалов обусловлены подавлением в них
кристаллографических сдвигов на микроуровне и интенсивным развитием мезо- и макрополос локализованной пластической деформации. Последующий термический отжиг уменьшает локализацию деформации на мезо- и макромасштабных уровнях, обусловливая более однородное вовлечение в одновременное пластическое течение большего
объема материала. Это увеличивает как прочность, так и пластичность материала.
Установлено, что полосовая сегментированная наноструктура во всем объеме материала или только в его поверхностных слоях способствует развитию макрополос локализованной пластической деформации, самосогласованных по схеме диполя, креста или продольной зигзагообразной волны полного внутреннего отражения. С инженерной точки зрения макролокализация пластического течения всегда очень опасна.
На основе многоуровнего подхода разработан принципиально новый метод упрочнения конструкционных материалов путем создания в них наноструктурных поверхностных слоев с барьерным подслоем. Он позволяет повышать прочность материала с одновременным увеличением его пластичности.
Показано, что шероховатость поверхностей тонких пленок демонстрирует скейлинговое поведение, что позволяет описывать их как самоаффинные фракталы. Разработан метод аттестации шероховатости поверхностей тонких пленок, основанный на вычислении фрактальной размерности изображений, получаемых с помощью сканирующей туннельной и атомно-силовой микроскопии.
Апробация работы
Основные результаты работы докладывались и обсуждались на следующих международных конференциях:
"Third International Conference for Mesomechanics "MESOMECHANICS 2000"" (Xi'an, China), "Korea-Russia International Symposium on Science and Technology (Ulsan, Republic of Korea, 2000, 2003, Томск, 2001, 2004); EUROMECH COLLOQUIUM 418 "FRACTURE ASPECTS IN MANUFACTURING" (Москва, 2000), International Workshop "Mesomechamcs: Foundations and Applications" (Томск 2001, 2003), XVII Межреспубликанская конференция "Численные методы решения задач теории упругости и пластичности" (Новосибирск 2001), Междисциплинарный симпозиум "Фракталы и прикладная синергетика" (Москва 2001), Международный симпозиум "Тонкие пленки в оптике и электронике" (Харьков, Украина, 2002, 2003), International Conference "Nanomaterials by Severe Plastic Deformation - NANOSPD2" (Vieena, Austria, 2002), 4th International Conference on New Challenges in Mesomechanics "MESOMECHANICS 2002" (Aalborg, Denmark), "7th АРАМ topical seminar "Multilayered Structures and Coatings"" (Guangzhou, China, 2002), Международная научно-техническая конференция "Тонкие пленки и слоистые структуры - 2002" (Москва), "The International Symposium "Chemical Vapor Deposition XVI and EUROCVD 14"" (Paris, France, 2003); VI Всероссийская (международная) конференция "ФИЗИКОХИМИЯ УЛЬТРАДИСПЕРСНЫХ (НАШ-) СИСТЕМ' (Томск 2003), X АРАМ topical seminar and III Conference "Materials of Siberia" "Nanoscience and Technology" (Новосибирск, 2003), "International Workshop "Mesomechanics: Foundations and Applications'2003"" (Tokyo, Japan), Международная конференция "СОВРЕМЕННЫЕ ПРОБЛЕМЫ ФИЗИКИ И ВЫСОКИЕ ТЕХНОЛОГИИ" (Томск, 2003), Второй международный семинар "Взаимодействие изотопов водорода с конструкционными материалами. IHISM-04" (Саров, 2004), "The Sixth International Conference for Mesomechamcs "MULTISCALTNG IN APPLIED SCIENCE AND EMERGING TECHNOLOGY" (Греция, 2004), "Международная конференция по физической мезомеханике, компьютерному конструированию и разработке новых материалов" (Томск, 2004), IIth АРАМ seminar "The Progresses in Functional Materials" (Ningbo, China, 2004), Научно-практическая конференция материаловедческих обществ России "Создание материалов с заданными свойствами: методология и моделирование" (Звенигород, 2004), 11th International conference on fracture (Turin, Italy, 2005), II Всероссийская научная конференция "Материалы ядерной техники" (Туапсе, 2005).
Публикации. Основное содержание диссертации изложено в 47 работах, опубликованных в рецензируемых отечественных и зарубежных журналах, а также трудах международных конференций. Перечень публикаций приведен в конце автореферета.
Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, четырех глав, заключения и списка литературы. Общий объем работы составляет 311 страниц, включая 186 рисунков, 7 таблиц, библиографический список содержит 303 наименования.
Особенности применения фрактального анализа в сканирующей туннельной / атомно-силовой микроскопии
В работе исследовали тонкие пленки 77, Си, Ag, Pd и Аи, а также объемные материалы: технически чистое армко-железо (состав вес. %: 0,014 О, 0,008 С и 0,0017 АО, технически чистый титан марки ВТ1-0 (состав вес. %: 0,18 Fe; 0,1 Si; 0,07 С; 0,12 О; 0,01 Я; 0,04 N), малоуглеродистую сталь СтЗ (состав вес. %: 0,2 С, 0,2 Si и 0,5 Мп) и ферритно-мартенситную сталь 16Х 12В2ФТаР (марочный состав стали приведен в таблице 1.1).
Тонкие пленки Ті, Си, Ag и Pd осаждали методом магнетронного распыления (77, Ag и Pd) и термического испарения (Си) на подложки из кремния и полипропилена марки 21060-16. Предварительная очистка Si подложек заключалась в промывке в ацетоне и бидистиллированной воде с последующей сушкой в парах изопропанола. Затем пластины Si покрывали термически выращенным слоем 57( толщиной 200 нм. Полипропиленовые подложки были изготовлены в форме двусторонней лопатки с размерами рабочей части 33,5x2,6x1,0 мм3. Толщина пленок составляла 100 нм (Ті); 100, 200 и 900 нм (Си); 460 нм (Ag); 25 нм (Pd). Пленки Аи толщиной 100 нм напыляли на ситалловые подложки путем термического испарения в вакууме 1,33x10"3 Па при температуре 400 С. Было исследовано две партии образцов. В первой партии пленки Аи наносили непосредственно на подложку, а во второй - на промежуточный слой диэлектрика. В качестве диэлектрика использовали аморфный слой ванадиево-фосфатного стекла следующего состава: 53,54% V2Os- 35% Р205 - 11,46% СаО (проценты молярные). Слои ванадиево-фосфатного стекла толщиной 1 мкм получали при комнатной температуре методом взрывного напыления [181].
Армко - железо, полученное вакуумной плавкой, подвергали предварительному изотермическому отжигу при температуре 680 С в течение 2,5 часов. Образцы малоуглеродистой стали и титана исследовали как в холоднокатаном, так и в рекристаллизованном состоянии. Рекристаллизационный отжиг Ст 3 и ВТ1-0 проводили в вакууме с последующим охлаждением вместе с печью в течение 1 часа при температуре 830 и 750 С соответственно.
Сталь 16Х12В2ФТаР отжигали при 800 С в течение 1 часа с охлаждением на воздухе. Для изменения исходного состояния образцы подвергали закалке (на воздухе) и отпуску. Нагрев под закалку выполняли при температуре 1080 С в течение 1 часа. Затем проводили старение при температуре 720 С в течение 3 часов с охлаждением на воздухе.
Субмикрокристаллическую структуру во всем объеме образцов армко -железа и титана ВТ 1-0 получали интенсивной пластической деформацией путем равноканального углового прессования. Равноканальное угловое прессование осуществляли в специальной оснастке, состоящей из двух пересекающихся под углом 90 каналов с одинаковыми поперечными сечениями [182-184]. Равноканальное угловое прессование заготовок выполняли по двум различным режимам деформирования: при первом режиме ориентация заготовки оставалась неизменной (маршрут А, [50]) (рис. 1.1. а), а при втором режиме после каждого прохода заготовку поворачивали вокруг своей продольной оси на 90 (маршрут В) (рис. 1.1.6).
Истинную степень деформации рассчитывали по формуле: где N - число проходов, ф - угол поворота канала. Равноканальное угловое прессование образцов армко - железа проводили при комнатной температуре до истинной деформации е = 2,09 и 3,18 при количестве циклов 4 и 12, соответственно. Обработку технического титана ВТ1-0 (8 проходов, е = 2,78) осуществляли при температуре 400 С. В результате равноканального углового прессования получали заготовки в виде бруска длиной 70 мм и поперечным сечением 14x14 мм2 (армко - железо) либо цилиндры длиной 100 мм и диаметром 20 мм (ВТ1-0).
Для создания субмикрокристаллической структуры в тонком поверхностном слое пластины армко - железа, малоуглеродистой стали СтЗ, стали 16Х12В2ФТаР и технического титана ВТ 1-0 подвергали ультразвуковой обработке. Ультразвуковое деформирование проводили с одной или двух сторон. Деформирование поверхности выполняли на установке УЗДН-1/2.7 путем возбуждения в обрабатывающем инструменте ультразвуковых колебаний [186]. Амплитуда и частота колебаний рабочей поверхности волновода составляли 15 мкм и 24 кГц соответственно. Деформирующий инструмент диаметром 5 мм прижимался к поверхности обрабатываемой пластины со статической нагрузкой 200 Н. Толщину поверхностного слоя, проработанного ультразвуком, оценивали путем измерения микротвердости в поперечном сечении образца.
После равноканального углового прессования и ультразвуковой обработки образцы армко - железа отжигали в вакууме в течение одного часа при температурах 250, 350 и 450 С, титана ВТ1-0 - при 350, 450, 550 и 650 С, малоуглеродистой стали Ст 3 - при 750, 830 и 900 С.
Насыщение водородом образцов титана осуществляли при комнатной температуре в 1 М растворе электролита (ЫОН + Н20) при плотности тока 1 А/см2 в течение 30, 60 и 120 минут.
Динамическая теория нелинейных волн неупругой деформации как теоретическая основа нелинейных волн локализованной пластической деформации в виде двойных спиралей
Результаты измерения твердости тонких пленок Си представлены на рис. 2.10. В связи с тем, что толщина пленки была достаточно большой (900 нм), удается получить величину твердости непосредственно из эксперимента. Некоторое завышение твердости при самой малой глубине проникновения индентора (h/t 0,\) связано с "размерным эффектом индентирования", который обычно объясняется влиянием градиентов деформации [193,230].
Тем не менее, с использованием методики определения истинной твердости была построена кривая зависимости твердости композиции пленка-подложка от глубины проникновения индентора, полученная посредством аппроксимации экспериментальных данных (рис. 2.10). Соответствующее данной кривой значение истинной твердости пленки Си составляет Яу=1,6ГПа. Соответственно предел текучести данных пленок равен jv - 530 МПа, что хорошо согласуется с данными работ [200,231].
Модуль Юнга пленок Си составляет -120 ГПа, что совпадает с модулем упругости объемной меди. Из соотношения M = E/(\-v), находим М 181 ГПа. Разница в КТР Si и Си равна AaSi.Cu -13,4х10 6 К 1, МСиЛа Си »-2,4 МПа/К, то есть в пленке Си будут развиваться сжимающие напряжения, которые составляют -420 МПа при температуре 200 С, и -1140 МПа при Г=500С. Поскольку при повышении температуры предел текучести материала существенно уменьшается, то можно полагать, что в случае термического нагружения при Г=200С и выше возникающие термические напряжения превышают величину сту, обусловливая пластическую деформацию пленок Си. Таким образом, ячеистые и складчатые структуры на поверхности пленок Си обусловлены релаксацией термических напряжений, вызванных различием КТР пленки и подложки.
На рис. 2.11 представлены АСМ-изображения поверхности пленок Ag до и после термического отжига на воздухе. Исходная поверхность пленок характеризуется мелкозернистым рельефом со средним латеральным размером зерен -100 нм. Поверхностная структура является однородной, и распределение зерен по размерам - одномодальным. Высота неровностей на поверхности пленки составляет 10...20 нм. С ростом температуры средний размер зерна увеличивается по экспоненциальному закону и при Г=260С возрастает до 500 нм (рис. 2.12). При этом максимальная высота зерен на поверхности пленок достигает 50 нм.
Как и в случае пленок Си, пластическая деформация пленок Ag при повышенных температурах проявляется в виде формирования складчатой структуры во взаимно перпендикулярных направлениях (рис. 2.13. б). Расстояние между соседними складками достигает З...4мкм. В местах пересечения складок образуются крупные кристаллиты с латеральными размерами до 2 мкм, состоящие из более мелких фрагментов. После отжига при Г=400С происходит полная потеря сплошности пленки Ag за счет образования отдельных трехмерных островков (рис. 2.13. в). Их латеральные размеры составляют 1...2мкм, а средняя высота - 500 нм, что превышает толщину пленки. Плотность островков равна 3,6x10 см". Дальнейшее увеличение температуры отжига приводит к росту размеров островков с одновременным уменьшением их плотности. Так, при Г=560С диаметр островков составляет 2,5 мкм, а их плотность- 0,9x10 см" (рис. 2.13. г).
Исследования внутренней микроструктуры пленок Ag показали, что в исходной пленке наблюдается преимущественная ориентация зерен в направлении (111) (рис. 2.14. а). Средний размер областей когерентного рассеяния (о.к.р.) в пленке равен -40 нм, что меньше среднего размера зерна по данным АСМ. После отжига наблюдается некоторое изменение отношения интенсивностей отражений, свидетельствующее об уменьшении степени текстуры и стремлении к стандартному распределению интенсивностей для поликристалла (рис. 2.14. б - г). Однако и в островковой пленке Ag после отжига при температуре 500С сохраняется преимущественная ориентация (111). В связи с значительным ростом зерна определить размер о.к.р. у отожженных пленок по уширению дифракционных линий не удается.
Измерения остаточных напряжений методом нейтронной дифракции в сплошной пленке Ag до и после термообработки показали, что в результате напыления в пленках Ag развиваются сжимающие напряжения, величина которых достигает 40 МПа. Отжиг при 100 С приводит к появлению растягивающих напряжений (30 МПа). После отжига при 200 С внутренние напряжения в пленке Ag полностью исчезают.
На рис. 2.15 приведены кривые наноиндентирования пленок Ag в исходном состоянии и подвергнутых термическому отжигу при температуре 150 и 200 С, построенные в координатах "нагрузка - глубина проникновения индентора". Видно, что при нагрузке 1 мН максимальная глубина проникновения индентора в исходную пленку составляет ПОнм и увеличивается до 132 нм после отжига при 200 С.
Особенности локализации деформации и механического поведения титана ВТ1-0 в различном структурном состоянии
Подобные изменения рельефа, а также поведение HD/наблюдаются и при термообработке пленок Аи, нанесенных на подслой ванадиево-фосфатного стекла. В результате отжига при температуре 200 С средний размер зерен увеличивается до 180нм, а высота до З...7нм (рис. 2.21. в, г), что, однако, несколько меньше, чем при отжиге пленок без подслоя диэлектрика. При этом снижаются и D/. После термообработки при 400 С на поверхности пленки образуются кристаллиты кубической формы со средними размерами 300 нм и высотой 10...25 нм. Максимальный размер подобных структур составляет 600 нм, а высота 90 нм, что также меньше, чем у пленок Аи, осажденных на ситалл. Среднеквадратичная шероховатость поверхности пленки после отжига значительно возрастает, а фрактальная размерность по-прежнему снижается.
На рис. 2.22 и 2.23 приведены СТМ-изображения и профилограммы поверхностей пленок Аи, нанесенных на ситалловую подложку и промежуточный диэлектрический слой и отожженных в вакууме в течение 1 часа при температуре 400 С. Из сравнения с рис. 2.20 и 2.21 видно, что окружающая атмосфера не влияет на изменение рельефа поверхностей пленок Аи при термообработке. На поверхности пленок образуются кристаллиты правильной геометрической формы, огранка которых выражена более сильно, чем у пленок, отожженных на воздухе. Средний размер кристаллитов составляет 300 нм независимо от того, на какой материал наносились пленки, а высота варьируется от 5 до 20 нм. При этом пленка, нанесенная на подслой диэлектрика, имеет более гладкую поверхность. Соответственно и среднеквадратичная шероховатость пленки, нанесенной на подслой диэлектрика, оказывается ниже, чем у пленки, осажденной непосредственно на ситалловую подложку. В то же время фрактальная размерность пленок Аы почти одинакова (таблица 2.2).
Характер пластической деформации тонких пленок на подложках при термическом отжиге необходимо рассматривать в рамках многоуровневой модели деформируемого твердого тела [225-227]. Несовместность деформации, возникающая при нагреве образцов, с одной стороны, и необходимость сохранения сплошности на границе раздела "пленка - подложка", с другой стороны, обусловливают особый характер деформации приграничных зон. Согласно [232], в случае различия КТР материалов пленки и подложки на их границе раздела имеет место пространственная осцилляция нормальных
В двумерном представлении это распределение имеет вид "шахматной доски", в которой области сжимающих напряжений чередуются с областями растягивающих (рис. 2.24. б). В случае термического отжига при превышении предела текучести пленок происходит релаксация напряжений посредством массопереноса из областей растяжения в области сжатия. В результате на поверхности пленки формируется ячеистый / складчатый рельеф, выявляющий области, в которых сжимающие напряжения достигают максимума.
Механизм массопереноса, обуславливающий изменение рельефа поверхности тонких пленок под действием термических напряжений в значительной степени определяется температурой отжига. При низких температурах (ниже 1/3 температуры плавления Тт, например, 140 С в случае Ag и 340 С в случае Си) преобладающим механизмом деформации является дислокационная пластичность, контролируемая термически активируемым скольжением дислокаций [233]. Однако вследствие низкой термической энергии и достаточно высокой прочности тонкой пленки термические напряжения релаксируют не полностью, и при охлаждении первоначально имеет место релаксация сжимающих напряжений, и затем их переход в растягивающие.
При повышении температуры (выше 1/3 7 ) неупругая деформация в исследуемых металлах осуществляется посредством диффузионной ползучести атомов пленки из зон локального растяжения в области локального сжатия. При отсутствии на поверхности пленки пассивирующих слоев напряжения могут релаксировать за счет массопереноса между ее объемом и поверхностью. Это может быть реализовано либо за счет диффузии по кристаллической решетке, либо по границам зерен. Однако в тонких нанокристаллических пленках вклад диффузии по кристаллической решетке в релаксацию напряжений является пренебрежимо малым.
Оказавшись на поверхности пленки, атомы перераспределяются по поверхности зерна, приводя к ее искривлению. Интенсивность ползучести пленки будет зависеть от относительной подвижности атомов по поверхности и границам зерен. Наиболее медленный процесс будет определять скорость ползучести. Какой из процессов будет доминирующим, можно определить из сравнения скорости роста латеральных размеров зерен (/) и высоты границ зерен перпендикулярно поверхности подложки (/). В отличие от ползучести Кобла у объемных материалов, для которых скорость ползучести пропорциональна Г3, скорость ползучести тонких пленок пропорциональна, если процесс контролируется диффузией по границам зерен, либо Г f , если процесс контролируется диффузией по поверхности [234]. Поскольку во время отжига латеральные размеры зерен в исследуемых пленках растут гораздо быстрее, чем высота границ зерен, то вклад поверхностной диффузии в процессы пластической деформации постоянно увеличивается.
Влияние термического отжига на макролокализацию пластической деформации нагруженных образцов
Сдвигонеустойчивая нанокристаллическая тонкая пленка находится в поле "шахматного" распределения напряженно - деформированного состояния на границе раздела "пленка - подложка". Поэтому в ней могут распространяться в режиме каналирования солитоны локализованной пластической деформации с низким уровнем диссипации. Источником солитонов являются базовые концентраторы напряжений, возникающие на границе приложения захвата испытательной машины к головке нагруженного образца. Зародившись на головке образца, пластическое течение развивается в сопряженных направлениях максимальных касательных напряжений только вдоль клеток "шахматной доски", которые испытывают действие растягивающих напряжений. Деформация осуществляется путем сдвигов ламелей друг относительно друга вовне образца с образованием над его поверхностью складки. Подобная сдвиговая деформация сопровождается поворотной модой, и на границе такого солитона с клеточками "Е1" возникает деформация изменения формы с сильным локальным изгибом-кручения. Последняя генерирует сдвиг следующей ламели в клетке "Р1", и этот процесс периодически повторяется, осуществляя спиральное распространение солитона в канале клеток "Р1".
Учитывая, что нанокристаллические тонкие пленки имеют более 10 % квазиаморфной фазы, сдвиги ламелей не вызывают увеличения плотности деформационных дефектов в распространяющемся солитоне. Поэтому его движение можно считать практически бездиссипативным. Это позволяет использовать теорию [34,35] для описания нелинейных волн локализованного пластического течения не только в тонких пленках, но и в наноструктурированных поверхностных слоях деформируемого твердого тела.
Как будет показано в следующих главах, предсказываемое теорией [34,35] кручение траектории движения нелинейной волны локализованного пластического течения в виде спирали развивается в нанокристаллических поверхностных слоях объемных материалов и тонких пленках на двух масштабных уровнях. Внутри канала "Р1" - клеток спиральная траектория сдвигов обусловливает экструзию ламелей на мезомасштабном уровне. Формирование спирали на протяжении всей рабочей части образца соответствует более высокому масштабному уровню, близкому к макроскопическому. Но природа спирального механизма локализованного пластического течения в наноструктурированных поверхностных слоях на различных масштабных уровнях одна и та же.
Каждый источник на головке образца генерирует два солитона в сопряженных направлениях ттах. Этого требуют заданные граничные условия (неизменность оси деформируемого образца). Все элементы спирали, которые ориентированы вдоль одного направления ттах, проходят над пересекаемой спиралью. Элементы спиралей, ориентированные в сопряженном направлении ттах, проходят под пересекаемой спиралью. Это свидетельствует о том, что при распространении спирали по клеткам РЇ вдоль ттах сдвиги ламелей увеличивают вертикальную составляющую в сторону свободной поверхности. При развороте спирали на сопряженное направление ттах вертикальная составляющая сдвигов ламелей убывает по величине. Это подтверждается теоретическими расчетами [248]. Мезомеханика распространения двойных спиралей определяется: базовыми источниками напряжений на головке нагружаемого образца; каналированным распространением пластических сдвигов ламелей по клеткам "Р1" и их взаимодействием с упруго нагруженными клетками "Е1"; заданными граничными условиями, которые обуславливают сохранение сплошности на интерфейсе и неизменность направления оси нагружения образца, ограничивая поперечную составляющую распространения солитона вдоль направлений ттах и вертикальную составляющую сдвигов ламелей в солитонах локального пластического течения; солитоны локализованного пластического течения распространяются только в пределах нанокристаллической тонкой пленки и определяются "шахматным" распределением напряженно - деформированного состояния на его границе раздела с подложкой.
Расстояние между спиралями локализованной пластической деформации определяется толщиной пленки. Как следует из выражений (2.1) и (2.2), период осцилляции напряжений на границе раздела "пленка - подложка" равен Ширина мезополос должна составлять АхН2 =2яґ«6ґ, т.е. линейно возрастать с увеличением толщины пленки, что и наблюдается в наших экспериментах.
Характер разрушения пленок также свидетельствует о периодическом распределений напряжений на границе раздела "пленка - подложка". Растрескивание пленки происходит в местах, где растягивающие напряжения достигают максимума. Поэтому расстояние между соседними первичными трещинами совпадает с периодом осцилляции напряжений. Несмотря на то, что период вторичного растрескивания существенно возрастает, он остается пропорциональным Ах. Таким образом, процесс образования магистральных трещин, по-прежнему, определяется периодическим распределением напряжений на границе раздела "пленка - подложка".
