Неравновесные структурные состояния и кооперативные механизмы деформации в наноструктурных металлических материалах Дитенберг Иван Александрович

Содержание к диссертации

Введение

1 Закономерности формирования наноструктурных состояний при больших пластических деформациях меди 17

1.1 Материалы и методика исследований 20

1.2 Электронно-микроскопическое исследование микроструктуры меди после деформации методами равноканального углового прессования и кручения под давлением [132-134, 138, 139] 24

1.2.1 Особенности зеренной (субзеренной) структуры 24

1.2.2 Анизотропия разориентировок 29

1.2.3 Дефектная субструктура объема и границ зерен 31

1.2.4 Дислокационно-дисклинационный механизм переориентации кристаллической решетки 35

1.3 Особенности пластической деформации субмикрокристаллической меди в процессе активной деформации растяжением при комнатной температуре [132, 134, 135, 139, 168] 38

1.4 Структурная модель субмикрокристаллических и нанокристаллических состояний [49, 139, 140, 160, 168] 47

Заключение к разделу 1 49

2 Неравновесные наноструктурные состояния в никеле после деформации кручением на наковальнях Бриджмена. Особенности микроструктуры и механизмы формирования 52

2.1 Материалы и методы исследования 52

2.2 Особенности субмикрокристаллических состояний, формирующихся при значениях истинной логарифмической деформации e 3 [151] 53

2.3 Второй этап (e 3) эволюции микроструктуры никеля [151, 155] 57

2.3.1 Бездефектные нано-, субмикро- и микрозерна динамической рекристаллизации 57

2.3.2 Субструктура с непрерывными плюс дискретными разориентировками, фрагментированная на субмикрокристаллы размерами десятые доли микрона 58

2.3.3 Нанодвойники деформации в зернах динамической рекристаллизации 58

2.4 Нанодиполи частичных дисклинаций в зонах локализации упругих дисторсий [58, 59, 138, 140, 151, 155, 177, 178] 61

2.5 Двухуровневые наноструктурные состояния и квазивязкий механизм переориентации кристаллической решетки [58, 59, 151] з

2.5.1 Переориентация кристаллической решетки потоками неравновесных точечных дефектов в полях напряжений 69

2.5.2 Дислокации некристаллографического сдвига 72

2.6 О циклическом характере изменения микроструктуры никеля при больших пластических деформациях 76

Заключение к разделу 2 77

3 Особенности формирования наноструктурных состояний в процессе прокатки при комнатной температуре сплавов с ОЦК решеткой 79

3.1 Материалы и методика эксперимента 82

3.2 Микроструктура сплава V-4Ti-4Cr после прокатки при комнатной температуре [49, 139, 152, 172] 83

3.2.1 Особенности зеренной и дефектной субструктуры 83

3.2.2 Кристаллогеометрические особенности переориентации микрополос с большеугловыми границами 87

3.3 Микроструктура сплава Mo-Re [136, 153, 172] 91

3.3.1 Особенности микрополосовой структуры 92

3.3.2 Специфика механического двойникования 96

3.3.3 Большеугловые границы микрополос 99

3.4 Механизмы деформации и переориентации кристаллической решетки

при прокатке сплавов V-4Ti-4Cr и Mo-Re [49, 136, 139, 152, 153, 172] 101

Заключение к разделу 3 112

4 Влияние больших пластических деформаций при кручении под давлением на параметры микроструктуры и прочность ОЦК металлов и сплавов 114

4.1 Материалы и методика эксперимента 114

4.2 Эволюция микроструктуры сплава V-4Ti-4Cr [141, 156, 159, 202, 232]

4.2.1 Первый этап (е 3) 116

4.2.2 Второй этап эволюции дефектной субструктуры (е « 3-6) 121

4.2.3 Особенности микроструктуры на 3 этапе ее эволюции (е 6) 124

4.2.4 Параметры упруго-напряженного состояния при эволюции микроструктуры сплава V-4Ti-4Cr 127

4.3 Особенности трансформации микроструктуры сплавов Mo-Re [157, 202, 203, 232] 128

4.4 Формирование наноструктурного состояния в тантале [161, 232] 135

4.5 Закономерности изменения микротвердости в ОЦК сплавах при формировании двухуровневых наноструктурных состояний [161, 202, 203, 233, 234] 138

4.6 О предельных минимальных размерах зерен в наноструктурных металлических материалах, полученных при деформации кручением под давлением [158, 238] 146

4.7 Новые методы повышения жаропрочности сплавов V-4Ti-4Cr [164, 242-250] 151 Заключение к разделу 4 154

5 Особенности наноструктурных состояний в механокомпозитах и порошках металлов после механической активации в планетарных шаровых мельницах 157

5.1 Материалы и методика эксперимента 158

5.2 Исследование влияния механической активации на микроструктуру механокомпозитов 3Ti + Al [259, 261, 262] 159

5.3 Высокодефектные структурные состояния в механокомпозитах и порошках ниобия и алюминия [137, 165, 262, 264-266] 166

5.4 Влияние продолжительности механической активации на микроструктуру тантала [162, 266] 176

5.5 Особенности микроструктуры меди при механической активации [258] 179

5.6 Влияние механической активации на прочность порошков и механокомпозитов [162, 165, 258, 263-265] 182

5.7 Основные факторы, определяющие параметры микроструктуры, характеристики упруго-напряженного состояния, значения микротвердости металлов и сплавов в зависимости от условий деформационного воздействия [137, 138] 184

Заключение к разделу 5 187

Заключение 189

Список условных обозначений, символов, сокращений 194

Список литературы

• Дефектная субструктура объема и границ зерен
• Бездефектные нано-, субмикро- и микрозерна динамической рекристаллизации
• Кристаллогеометрические особенности переориентации микрополос с большеугловыми границами
• Новые методы повышения жаропрочности сплавов V-4Ti-4Cr [164, 242-250] 151 Заключение к разделу

Введение к работе

Актуальность работы. Настоящая диссертация посвящена одной из наиболее

важных проблем современной физики прочности и пластичности – поведению металлических материалов в различных условиях интенсивных внешних воздействий, среди которых: большие пластические деформации, формирование в этих условиях нанокристаллических структур, сложные кооперативные динамические процессы в зонах локализации деформации, низкие температуры или высокие скорости деформации, высокопрочные материалы и др. Актуальность обсуждаемой проблемы обусловлена использованием интенсивных внешних воздействий в многочисленных новых технологиях получения и обработки металлических материалов. Среди них – формирование наноструктурных (НС) материалов с особыми физико-механическими свойствами с использованием методов интенсивной пластической деформации, механической активации с последующей консолидацией и т.д. Решение указанной выше проблемы потребовало новых подходов к анализу физики пластической деформации, учитывающих ее кооперативный характер как результат подавления дислокационных (некоррелированным движением дислокаций) механизмов деформации. В свою очередь закономерности поведения нагруженного кристалла качественно отличаются от таковых на начальных этапах деформации.

Степень разработанности темы исследования. Согласно современным

представлениям, поведение нанокристаллических материалов в полях внешних воздействий и их физико-механические свойства во многом определяются особенностями формирующихся в них неравновесных структурных состояний и закономерностей их эволюции в процессе генерации и распространения дефектов на разных масштабных уровнях. Зарождение пластической деформации, а также последующий сценарий ее развития осуществляются на микроскопическом (атомном) уровне и во многом определяют характер деформационного поведения материала на более высоких масштабных уровнях. Поэтому изучение физической природы, закономерностей и механизмов формирования новых неравновесных структурных состояний, их атомно-кристаллической структуры и ее эволюции в различных условиях внешних воздействий, атомных механизмов, ответственных за генерацию дефектной структуры, включая динамические неравновесные процессы, представляется одной из наиболее актуальных фундаментальных проблем современной физики твердого тела. К основным направлениям исследований в данной области можно отнести:

физическое обоснование и разработку новых методов получения НС материалов;

экспериментальное исследование закономерностей и механизмов формирования и эволюции их неравновесной структуры;

выявление взаимосвязей между микроструктурой и особыми свойствами НС материалов.

Значительные успехи достигнуты в настоящее время в первом из указанных выше направлений. С использованием разнообразных электрофизических, физико-химических, механических методов получены нанокристаллические (НК) и субмикрокристаллические (СМК) материалы разного класса (керамические, металлические, тонкие пленки и покрытия и т.д.), обладающие необычным сочетанием механических, физико-химических и др. свойств. Методами больших пластических деформаций (БПД) в объемных металлических материалах достигнуты эффекты многократного увеличения прочности при сохранении высокой пластичности. В условиях формирования неравновесных динамических структур в НС материалах обнаружены чрезвычайно интересные в научном и полезные в прикладном отношении явления низкотемпературной и высокоскоростной сверхпластичности.

Менее успешными являются исследования в направлении структурной аттестации НС состояний, особенностей их неравновесной атомно-кристаллической структуры, установления взаимосвязей таких особенностей с необычными физико-механическими свойствами нанокристаллов. С одной стороны, это связано со значительными методическим сложностями проведения такой аттестации и, как результат, недостатком соответствующих экспериментальных данных. С другой, с трудностями анализа неравновесных динамических процессов и механизмов структурообразования, которые, протекая сложным (кооперативным) образом, определяют как поведение указанных выше структур в различных условиях внешних воздействий, так и новые свойства материалов.

Исходя из изложенного выше целью диссертационной работы является выявление закономерностей и механизмов формирования указанных выше неравновесных структурных состояний на нано-, микро- и мезомасштабном уровнях, общих и индивидуальных особенностей поведения металлических материалов разного класса (Cu,

Ni, Al, Ta, Nb, Ti, Mo-Re, V-4Ti-4Cr) в зависимости от условий интенсивного

механического воздействия, в том числе при формировании наноструктурных состояний. При этом решались следующие основные задачи:

1. Электронно-микроскопическая аттестация особенностей дефектной субструктуры и полей локальных внутренних напряжений в неравновесных структурных состояниях с высокой кривизной кристаллической решетки; выявление общих и отличительных особенностей этих состояний в материалах с разным типом кристаллической решетки (ГЦК, ОЦК), уровнем исходной прочности и способностью к дислокационной и диффузионной релаксации высокодефектных субструктур. Разработка структурных моделей таких состояний.

2. Выяснение закономерностей эволюции микроструктуры в процессе формирования наноструктурных состояний в зависимости от условий интенсивного механического воздействия и свойств материала. Выявление на этой основе новых закономерностей и механизмов формирования нанокристаллических структур.

3. Обобщение полученных результатов и выявление наиболее важных факторов наноструктурирования металлических материалов в разных условиях интенсивного механического воздействия, определяющих параметры наноструктурных состояний, в том числе предельные минимальные размеры зерен, характер упруго-напряженного состояния, механизмы пластической деформации и прочностные свойства.

Научная новизна

4. Экспериментально обоснована структурная модель формирующихся при больших пластических деформациях наноструктурных состояний как состояний с высокой (десятки град/мкм) кривизной кристаллической решетки, неравновесными границами нанокристаллов с высокой плотностью частичных дисклинаций и высоким уровнем локальных внутренних напряжений и их градиентов. Показано, что двухстадийный дислокационно-дисклинационный механизм образования наноструктурных состояний путем создания субструктуры с ненулевыми компонентами тензора континуальной плотности дефектов (дислокаций и дисклинаций) и ее последующей коллективной релаксации в дискретные границы разориентации является одним из наиболее универсальных механизмов формирования таких состояний в металлических материалах разного класса.

5. Впервые в нанообъектах размерами несколько нанометров обнаружено структурное состояние с необычно высокой (сотни град/мкм) упругой кривизной кристаллической решетки. Формирование этих состояний является результатом масштабного фактора (значительного уменьшения при уменьшении размеров нанообъектов связанных с этой

кривизной локальных внутренних напряжений) и определяет возможность локализации деформации в области упругих дисторсий с образованием нанополос переориентации с высокой кривизной кристаллической решетки.

3. Обнаружен новый двухстадийный механизм пластической деформации и
переориентации кристаллической решетки путем зарождения и движения
нанодиполей частичных дисклинаций в области упругих дисторсий и последующей
пластической релаксации с участием квазивязких механизмов деформации и
переориентации кристаллической решетки.

Данный механизм обеспечивает дополнительные возможности наноструктурирования металлических материалов с формированием двухуровневых наноструктурных состояний – нанозерен размерами около 100 нм, содержащих нанофрагменты размерами до нескольких нанометров с дипольным и мультипольным характером разориентировок и необычно высокой (сотни град/мкм) упругой кривизной кристаллической решетки. Показано, что этот механизм играет важную роль при формировании наноструктурных состояний, характеризуемых предельными минимальными размерами нанокристаллов до нескольких нанометров и близкими к теоретической значениями твердости.

4. Выявлен механизм прямых плюс обратных (ОЦКГПУОЦК) превращений мартенситного типа в полях высоких локальных напряжений, приводящий к формированию в ОЦК сплавах Mo-Re и V-4Ti-4Cr нанополосовой структуры с высокой плотностью границ со специфическим ((35-55) <110>) спектром разориентировок.

5. Обнаружен новый механизм локализации мезоуровня деформации в наноструктурной меди путем квазипериодического формирования и релаксации мезоконцентраторов напряжений с участием нескольких механизмов деформации и переориентации кристалла: дислокационно-дисклинационного, механического двойникования, квазивязкого механизма переориентации, динамической рекристаллизации.

6. Установлено, что характерные размеры формирующихся при больших пластических деформациях субмикро- или нанозерен и субзерен, в том числе их предельно минимальные значения, определяются пространственными масштабами градиентных дислокационно-дисклинационных субструктур с высокой кривизной кристаллической решетки, градиентами локальных внутренних напряжений и кинетическими условиями их релаксации или уровнем дислокационной и диффузионной активности материала.

Научная значимость. Результаты исследования закономерностей деформации и

переориентации кристаллической решетки в условиях формирования в металлических материалах наноструктурных состояний и их последующей деформации представляют большой интерес при разработке таких важных вопросов физики прочности и пластичности, как физическая природа и механизмы кооперативных мод деформации на разных масштабных уровнях и в различных условиях интенсивных внешних воздействий.

Обнаруженные в работе высокие значения кривизны кристаллической решетки, явления локализации в области упругих дисторсий, нанодиполи частичных дисклинаций как новые носители пластической деформации открывают дополнительные возможности при решении таких фундаментальных проблем физики пластической деформации кристаллов, как зарождение и динамика дефектов, механизмы пластической деформации в нанокристаллических структурных состояниях, явления аномального массопереноса в условиях механической активации.

Предложенная в работе модель дефектной субструктуры наноструктурных материалов и представления о высоком уровне локальных внутренних напряжений на наномасштабном уровне востребованы при анализе и физическом обосновании особого комплекса физико-механических свойств этих материалов.

Практическая значимость. Выявленные в работе закономерности и механизмы

фрагментации кристалла при формировании наноструктурных состояний могут быть использованы при разработке новых технологий и режимов получения наноструктурных металлических материалов, в том числе: при формировании структурных состояний с предельно высокими эффектами наноструктурирования и значениями прочности; для контролируемого получения прекурсоров из металлических порошков и смесей на их основе в условиях механической активации; при модификации структурно-фазового состояния гетерофазных сплавов.

Методология и методы исследования. В диссертационной работе использованы

следующие методы исследования: просвечивающая электронная микроскопия, растровая электронная микроскопия, рентгеноструктурный анализ (РСА), микроиндентирование, наноиндентирование.

Основные положения, выносимые на защиту:

1. Структурная модель получаемых методами интенсивного механического воздействия наноструктурных состояний как состояний с высокой (десятки град/мкм) кривизной кристаллической решетки, неравновесными границами нанокристаллов с высокой плотностью частичных дисклинаций и высоким уровнем локальных внутренних напряжений и их градиентов, играющих важную роль в процессах деформации и переориентации кристаллической решетки. Двухстадийный дислокационно-дисклинационный механизм формирования этих состояний путем образования субструктуры с ненулевыми компонентами тензора континуальной плотности дефектов (дислокаций и дисклинаций) и ее последующей коллективной релаксации в дискретные границы разориентации.

2. Высокая (сотни град/мкм) упругая кривизна кристаллической решетки в нанообъектах размерами несколько нанометров, обеспечивающая возможность локализации деформации в области упругих дисторсий с формированием нанополос переориентации с высокими непрерывными разориентировками и нового типа дефектов: нанодиполей частичных дисклинаций - зон заторможенных упругих сдвигов и поворотов, являющихся источниками высоких локальных градиентов напряжений.

3. Двухстадийный механизм пластической деформации и переориентации кристаллической решетки зарождением и движением нанодиполей частичных дисклинаций, включающий образование нанополос локализованной упругой дисторсии путем зарождения и распространения нанодиполей частичных дисклинаций как «дефектов» упругодеформированной среды и последующую пластическую релаксацию потоками неравновесных точечных дефектов в полях высоких локальных градиентов давления.

Формирование в условиях реализации этого механизма двухуровневых наноструктурных состояний – нанозерен размерами около 100 нм, содержащих нанофрагменты размерами до нескольких нанометров с дипольным и мультипольным характером разориентировок и упругой кривизной кристаллической решетки сотни град/мкм.

4. Последовательность структурных превращений при формировании
нанокристаллических структур в металлах и сплавах с ГЦК и ОЦК решетками:
циклический характер (фрагментация динамическая рекристаллизация вторичная
фрагментация динамическая рекристаллизация …) структурообразования в
условиях динамической рекристаллизации на заключительной стадии
наноструктурирования ГЦК металлов (Cu, Ni); в тугоплавких ОЦК металлах и
сплавах в условиях отсутствия динамической рекристаллизации формирование на
этой стадии двухуровневых наноструктурных состояний с участием квазивязких
механизмов деформации движением нанодиполей частичных дисклинаций.

5. Важными факторами, определяющими способность материала к измельчению зеренной и субзеренной структуры и значения предельных минимальных размеров зерен и субзерен в процессе интенсивной пластической деформации, являются пространственные масштабы градиентных дислокационно-дисклинационных субструктур с непрерывными разориентировками, связанные с ними градиенты локальных внутренних напряжений и кинетические условия их релаксации или уровень дислокационной и диффузионной активности.

6. Механизм образования мезополос локализованной деформации в условиях активного растяжения наноструктурной меди при комнатной температуре путем квазипериодического формирования и релаксации мезоконцентраторов напряжений на фронте их распространения при кооперативном действии нескольких механизмов деформации: дислокационно-дисклинационного, механического двойникования, квазивязкого механизма переориентации, динамической рекристаллизации.

7. Механизм прямых плюс обратных (ОЦКГПУОЦК) превращений мартенситного типа в полях высоких локальных напряжений как один из механизмов

наноструктурирования ОЦК сплавов Mo-Re и V-4Ti-4Cr с формированием нанодвойников и нанополос переориентации со специфическим ((35-55) <110>) спектром разориентировок.

Достоверность результатов обеспечивается комплексным подходом к решению

поставленных задач с использованием современных методик на сертифицированном структурно-аналитическом оборудовании при изучении широкого спектра материалов и условий механического воздействия; согласованием результатов, полученных различными методами; сопоставимостью их с данными других авторов; обобщением полученных результатов на основе современных представлений физики прочности и пластичности.

Апробация работы. Основные результаты представлены и обсуждены на следующих всероссийских и международных научных мероприятиях: «International

Conference of Role of Mechanics for Development of Science and Technology», Xi an, China,

2000; Всероссийской научно-практической конференции «Перспективные технологии физико-химической размерной обработки и формирования эксплуатационных свойств металлов и сплавов», Уфа, 2001; IX и XIII Международном семинаре «Дислокационная структура и механические свойства металлов и сплавов», Екатеринбург, 2002 и 2014; VI Всероссийской (международной) конференции «Физикохимия ультрадисперсных (нано-) систем», г. Томск, 2002; 2^nd International Conference on nanomaterials by severe plastic deformation, Vienna (Austria), 2002; XV, XVI, XVII Международной конференции

«Физика прочности и пластичности материалов», (г. Тольятти, 2003; г. Самара, 2006,

2009, 2015); 11, 13-16 International Conference on Fusion Reactor Materials (Kyoto, Japan, 2003; Nice, France, 2007; Sapporo, Japan, 2009; Charleston, South Carolina, USA, 2011;

Beijing, China, 2013); Международной конференции по физической мезомеханике,

компьютерному конструированию и разработке новых материалов, г. Томск (2004, 2006,

2009, 2011); IV и VI Международной конференции «Фазовые превращения и прочность

кристаллов», г. Черноголовка, 2006 и 2010; Всероссийской научно-технической конференции «Материалы ядерной техники», г. Туапсе, 2006, 2010; I, III, IV, V Всероссийской конференции по наноматериалам, (г. Новосибирск, 2007; Екатеринбург, 2009; Москва, 2011; г. Звенигород, 2013); III Международной школе «Физическое материаловедение» Наноматериалы технического и медицинского назначения, г.

Самара, г. Тольятти, г. Ульяновск, г. Казань, 2007; I и III international symposium «Bulk

nanostructured material: from fundamentals to innovation», Ufa, 2007, 2011; Открытой

школе-конференции стран СНГ «Ультрамелкозернистые и наноструктурные

материалы», Уфа, 2008, 2010; Международной школе-семинаре «Многоуровневые подходы в физической мезомеханике. Фундаментальные основы и инженерные

приложения», г. Томск, 2008; III International conference «Fundamental bases of mechanochemical technologies», Novosibirsk, 2009; IV Международной школе

«Физическое Материаловедение», г. Тольятти, 2009; 48, 49, 51, 52, 54 Международной конференции «Актуальные проблемы прочности» (г. Тольятти, 2009; Киев, Украина, 2010; г. Харьков, Украина, 2011; Уфа, 2012; г. Екатеринбург, 2013); XIX и XХ Петербургских чтениях по проблемам прочности, Санкт-Петербург, 2010, 2012; VI Всероссийской научно-технической конференции «Физические свойства металлов и

сплавов», Екатеринбург, 2011; The 24th IAEA Fusion Energy Conference, San Diego

(California, USA), 2012; 27th Symposium on Fusion Technology, Liege (Belgium), 2012;

Всероссийской научно-технической конференции с международным участием. «VI Ставеровские чтения. Ультрадисперсные порошки, наноструктуры, материалы:

получение, свойства, применение», г. Бийск, 2012; The IV international conference

«Fundamental bases of mechanochemical Technologies», Novosibirsk, 2013; Международной

конференции «Иерархически организованные системы живой и неживой природы», г. Томск, 2013; Международной конференции «Физическая мезомеханика многоуровневых систем-2014. Моделирование, эксперимент, приложения», г. Томск, 2014; XII

International Conference on Nanostructured Materials. Lomonosov Moscow State University, Moscow, 2014; 25th International Atomic Energy Agency Fusion Energy Conference, Saint Petersburg, 2014; 28th Symposium on Fusion Technology, San Sebastian (Spain), 2014;

Международной конференции «Перспективные материалы с иерархической структурой для новых технологий и надежных конструкций», г. Томск, 2015.

Публикации. Основное содержание работы изложено в 53 публикациях, из них: 41

статья в научных журналах, входящих в перечень рецензируемых научных журналов и изданий ВАК РФ, 6 статей в журналах, включенных в библиографические базы данных цитирования Web of Science и Scopus, 2 публикации в сборниках материалов конференций различного уровня, 2 раздела в коллективных монографиях и 2 патента.

Личный вклад автора в работу состоит в выборе направления исследований, постановке задач и разработке плана работ, обработке и анализе полученных результатов. Экспериментальные исследования проведены самим автором или при его активном участии.

Работа выполнена в рамках проектов Программ фундаментальных исследований

СО РАН № 3.6.1.1 (2007-2009 гг.), III.20.1.1. (2010-2012 гг.), III.23.1.1. (2013-2016 гг.); ФЦП ГК № 02.513.11.3129 (2007 г.), ГК № 02.513.11.3200 (2007-2008 гг.), ГК №П2544 (2009 – 2011 гг.); ФЦНТП ГK № 02.442.11.7118 и ГK № 02.442.11.7119; междисциплинарных проектов СО РАН № 90 (2006-2008 гг.), № 29 (2006-2008 гг.), № 32

(2009 - 2011 гг.), № 72 (2012-2014 гг.); гранта CRDF-BRHE (проект Y3-P-16-02) (2005-2008 гг.); грантов Президента РФ МК-658.2009.8 (2009-2010 гг.) и МК-85.2011.8. (2011-2012 гг.); грантов РФФИ № 01-02-16102-а (2001 -2003 гг.), № 02-02-06896-мас (2002 г.), № 03-03-33079-а (2003 -2005 гг.), № 05-03-98003-р_обь_а (2005 -2007 гг.), № 06-02-16312-а (2006 -2008 гг.), № 09-03-99007-р_офи (2009 -2010 гг.), № 09-02-00809-а (2009 -

2011гг.), № 12-02-31163 мол_а. (2012-2013 гг.); хоздоговоров с АО «ВНИИНМ» им. А.А. Бочвара № 523 (2002), № 3.08-21/21 (2003-2004), № 519 (2010), № 3201/521 (2011), № 3508/320-11 (2012), № 320-22 (2013), № 559-14/320-17 (2014), № 2807/320-4 (2015). Структура и объём работы. Диссертация состоит из введения, пяти разделов,

заключения, списка цитируемой литературы, включающего 267 наименований. Общий объём диссертации 216 страниц, в том числе 77 рисунков, 18 таблиц.

Дефектная субструктура объема и границ зерен

Значительные успехи достигнуты в настоящее время в первом из указанных выше направлений. С использованием разнообразных электрофизических, физико-химических, механических методов получены НК и СМК материалы разного класса (керамические, металлические, тонкие пленки и покрытия и т.д.), обладающие необычным сочетанием механических, физико-химических и др. свойств [39-45, 83-91 и др.]. Методами больших пластических деформаций (БПД) в объемных металлических материалах достигнуты эффекты многократного увеличения прочности при сохранении высокой пластичности [42, 43, 45, 85, 86, 88]. В условиях формирования неравновесных динамических структур в этих материалах обнаружены чрезвычайно интересные в научном и полезные в прикладном отношении явления низкотемпературной и высокоскоростной сверхпластичности [39, 40, 43, 92-96].

Менее успешными являются исследования в направлении структурной аттестации наноструктурных состояний, особенностей их неравновесной атомно-кристаллической структуры, установления взаимосвязей этих особенностей с необычными физико-механическими свойствами нанокристаллов. С одной стороны, это связано со значительными методическим сложностями проведения такой аттестации и, как результат, недостатком соответствующих экспериментальных данных. С другой – с трудностями анализа неравновесных динамических процессов и механизмов структурообразования, которые, протекая сложным (кооперативным) образом, определяют как поведение указанных выше структур в различных условиях внешних воздействий, так и новые свойства материалов.

К настоящему времени выявлены некоторые особенности формирования СМК и НК состояний в металлических материалах разного класса, характеризуемых разными типами кристаллической решетки, уровнем исходной и приобретаемой прочности, релаксационной способностью, фазовой и структурной стабильностью и т.д. В соответствии со сложившимися представлениями [38-51, 57, 77-132 и др.], в качестве главных особенностей СМК и НК структур рассматриваются неравновесное состояние границ зерен и высокий уровень внутренних напряжений. Но, к сожалению, среди большого количества экспериментальных работ, посвященных изучению микроструктуры таких материалов, можно выделить лишь ограниченное число исследований [46-51, 57, 104-107, 125-131], в которых проводится детальная электронно-микроскопическая аттестация дефектной структуры объема и/или границ зерен материалов разного класса с количественным определением параметров дефектной субструктуры. Среди зарубежных публикаций наиболее близкими к изучению данного вопроса являются работы Хансена с коллегами по исследованию микроструктуры Ni и Al [108-110]. В этих работах авторы преимущественно используют дислокационные подходы, рассматривая геометрически необходимые дислокации одного знака. К сожалению, отсутствует качественное и количественное описание субструктур с кривизной кристаллической решетки и не проводится какого-либо анализа локальных внутренних напряжений.

В целом, анализ литературных данных показывает, что исследование подобных вопросов по-прежнему преимущественно ведется на чистых ГЦК металлах и сплавах на их основе [39-46, 48, 51, 77-82, 85-88, 95-123, 131 и др.]. Современные представления предполагают, что формирование СМК и НК состояний в ГЦК металлических материалах при БПД, в основном осуществляется такими механизмами как накопление дислокаций в границах ячеистой структуры [39-43], динамическая рекристаллизация [39-43, 97, 98, 111] и механическое двойникование [112-115].

Несмотря на то, что накоплено большое количество экспериментальных результатов, свидетельствующих о протекании процессов по типу динамической рекристаллизации во многих металлических ГЦК материалах в условиях БПД, по-прежнему остаются не проработанными вопросы об атомных механизмах реализации этих процессов.

К настоящему времени установлено, что механическое двойникование, преимущественно протекающее в зернах динамической рекристаллизации, приводит к формированию в чистых ГЦК металлах (Cu, Al и Ni) наноразмерных (шириной до нескольких нанометров) двойников [112-115]. Поэтому данный механизм рассматривается как один из способов наноструктурирования. При этом природа формирования таких наноразмерных двойников до сих пор полностью не раскрыта.

Другой существенной проблемой является недостаточное количество работ по детальной аттестации микроструктуры с проведением исследований в различных сечениях образцов, что не позволяет изучать влияние особенностей используемого метода БПД на параметры микроструктуры. Несмотря на то, что еще в работах [129, 130] на примере интерметаллида Ni3Al было показано, что анизотропия полей и поворотов при кручении под давлением на наковальнях Бриджмена приводит к формированию анизотропии зеренной и дефектной структуры, к настоящему времени появилось лишь незначительное количество работ, затрагивающих данную проблему. В качестве примера можно упомянуть работы таких зарубежных исследователей как Хансен, Пиппан, Лангдон и т.д., в которых структура ГЦК материалов (Cu, Al, Ni) после различных методов БПД изучается в нескольких сечениях [108-101, 116-119]. В некоторых из этих работ, например [117-119], представляемые результаты свидетельствуют об анизотропии параметров микротвердости образцов подвергнутых кручению под давлением. Из работ российских коллег известны работы Жиляева А.П. [99, 120], в которых представлены аналогичные особенности изменения параметров микротвердости в никеле. К сожалению, в подобных работах авторы практически не обсуждают специфики анизотропии микроструктуры и механических свойств, а также причин их возникновения.

Не менее важной задачей при изучении СМК и НК материалов является исследование эволюции структурных состояний на различных этапах деформационного и термического воздействия. К настоящему времени накоплено довольно большое количество работ по экспериментальному изучению особенностей эволюции структуры СМК и НК состояний в ГЦК материалах в процессе термической обработки [102, 122, 123 и др.]. Но, к сожалению, можно отметить лишь ограниченное число работ [97, 120, 131], посвященных детальному изучению эволюции микроструктуры в процессе деформационного воздействия.

Бездефектные нано-, субмикро- и микрозерна динамической рекристаллизации

На сегодняшний день при изучении особенностей больших пластических деформаций ОЦК металлов и сплавов актуальными остаются практически те же вопросы, которые решаются на металлических ГЦК материалах (раздел 1). К сожалению, в настоящее время в литературе встречается лишь ограниченное число работ по изучению особенностей БПД металлов и сплавов с ОЦК решеткой. При этом в прочных, но хрупких материалах (Cr, Mo, W) достижение больших величин пластической деформации, как правило, возможно, только при повышенных температурах [39, 43, 195-199]. В то же время в пластичных металлах и сплавах на их основе (V, Nb, Ta, Mo-Re) БПД хорошо реализуются без повышения температуры [136, 138-141, 152, 153, 156, 157, 159-161, 163, 164, 198-203], а в некоторых случаях даже при температуре жидкого азота [204].

Как известно [205, 206], тугоплавкие ОЦК металлы и сплавы на их основе активно взаимодействуют с примесями внедрения (О, С, N), образуя неметаллические частицы вторых фаз, что переводит эти материалы в разряд гетерофазных. Последнее оказывает существенное влияние на особенности их микроструктуры и уровень прочностных свойств. При этом важно, что реализация в таких материалах различных типов упрочнения (твердорастворное, дисперсное, субструктурное) или их комбинаций во многих случаях предопределяет особенности реализации больших пластических деформаций в условиях подавленной дислокационной и диффузионной активности.

Анализ и сопоставление литературных данных [38-46, 48-50, 57-59, 75-142, 151-166, 195-204, 207-210] показывают, что формирующиеся в процессе БПД СМК и НК структурные состояния в ОЦК материалах, как правило, характеризуются существенно меньшими размерами зерен и субзерен, чем в материалах с ГЦК решеткой. Следовательно, эти материалы представляют значительный интерес для изучения механизмов формирования и эволюции НК состояний с размерами структурных элементов от нескольких нанометров до нескольких десятков нанометров. Таким образом, совместный анализ результатов, получаемых на материалах разного класса позволяет выявлять как общие закономерности и механизмы эволюции микроструктуры, так и отличия, связанные с различиями в типах кристаллической решетки, релаксационной способности, гомологических температурах деформации, исходной и приобретаемой прочности и т.д.

В настоящее время существует несколько подходов к описанию дефектной структуры объема и границ зерен СМК и НК состояний, полученных методами БПД. В соответствии с [39, 40, 42, 43, 121], в неравновесных границах зерен таких материалов существует несколько типов внесенных дефектов: зернограничные дислокации (ЗГД) в плоскости границ субмикрокристаллов, а также дисклинации в их тройных стыках.

В рамках концепции о существовании трех критических размеров зерен [208-210], в окрестности которых изменяются механизмы деформации и упрочнения поликристаллов, высказано предположение, что в чистых металлах зерна размерами менее 100 нм характеризуются бездислокационной структурой, а тройные стыки являются источниками внутренних напряжений.

В работах [211-215] показана возможность использования представлений континуальной теории дефектов для описания особенностей структуры и свойств НС материалов. В этих работах рассмотрены различные конфигурации дисклинаций в тройных стыках и на границах зерен [212, 213], свидетельствующие об энергетической выгодности расщепления дисклинаций тройных стыков в границах зерен. Проведена оценка вклада дисклинаций в упругую деформацию, энергию границ зерен и увеличение объема НС материалов, полученных методами ИПД [214, 215].

На основе экспериментальных данных разрабатываются различные структурные модели для комплексного описания особенностей дефектной структуры объема и границ зерен. В работах [87, 216] предложена структурная модель нанокристалла с тонкими аморфными межзеренными прослойками, формирующимися на определенных стадиях термической обработки нанокристаллов, полученных из аморфного состояния. Подобные прослойки авторы рассматривают как «размытые границы зерен».

В работах [46, 48-50, 139] предложена структурная модель высокодефектных состояний с высокой континуальной плотностью дефектов (дислокаций и дисклинаций) в объеме субмикрокристаллов, высокой плотностью скоплений непрерывно распределенных частичных дисклинаций одного знака или дислокаций Сомилианы на межкристаллитных границах, характеризуемых высокими локальными (на субмикро- и наномасштабном уровнях) внутренними напряжениями и их градиентами. Эта модель подробно описана в первом разделе диссертационной работы.

Несмотря на обширную литературу по указанным выше проблемам, до сих пор остается дискуссионным вопрос о взаимосвязи дефектной структуры с размером нанозерен. В частности, в работах [208-210] считается, что нанозерна являются бездефектными уже при размерах менее 100 нм. Между тем, после деформации кручением под давлением в ГЦК и ОЦК материалах (Ni, Ta, сплавы V и Mo-Re) [58, 59, 131 138, 151, 155-157, 159, 161, 183] в нанозернах размерами 50 нм и менее обнаружена высокая плотность дефектов (вплоть до формирования разориентированных нанофрагментов размерами менее 10 нм). Отметим, что на сегодняшний день указанные выше вопросы остаются наименее исследованными применительно к высокопрочным тугоплавким металлическим сплавам с низкой способностью к пластической релаксации формирующихся в процессе БПД высокодефектных структурных состояний.

Необходимым условием дальнейшего прогресса в изучении вопросов БПД металлических материалов является выяснение механизмов деформации и переориентации кристаллической решетки при формировании СМК и НК состояний. Как уже упоминалось выше, многие работы [1, 7, 167, 184] свидетельствуют о невозможности решения этой задачи в рамках традиционных представлений дислокационной пластичности, поскольку при БПД первостепенное значение приобретают кооперативные механизмы деформации и переориентации кристалла. Это связано с тем, что в условиях интенсивного деформационного упрочнения, с одной стороны, происходит формирование высокоэнергетических неравновесных дефектных наноструктур, являющихся источниками высоких локальных внутренних напряжений; с другой - значительно увеличиваются критические напряжения дислокационного сдвига и снижается способность дислокационной (движением индивидуальных дислокаций) релаксации этих напряжений. В этих условиях появляется возможность образования новых (более высокоэнергетических) элементарных носителей деформации и переориентации кристаллической решетки.

Кристаллогеометрические особенности переориентации микрополос с большеугловыми границами

Вихревой характер распространения мезополос и указанные выше особенности их микроструктуры непротиворечиво описываются с привлечением представленного в разделе 2 квазивязкого (потоками неравновесных точечных дефектов) механизма пластической деформации с участием нанодиполей частичных дисклинаций (или дислокаций некристаллографического сдвига), движение которых определяется исключительно характером неоднородного поля напряжений. На наш взгляд, формирование таких мезополос является результатом коллективных эффектов в дисклинационной субструктуре, приводящих к групповому движению нанодиполей частичных дисклинаций в полях неоднородных моментных напряжений. В [7] эти эффекты предсказаны на основе анализа парного взаимодействия диполей. Показано, что зарождение нового диполя энергетически более выгодно на некотором характерном расстоянии, определяющем более высокую вероятность совместного движения группы диполей, продвигающихся с формированием некоторого фронта.

Выше уже отмечалось, что известные в настоящее время кооперативные дислокационно-дисклинационные механизмы переориентации кристаллической решетки могут обеспечить формирование наноструктур с размерами переориентированных фрагментов (зерен и субзерен), сравнимых с характерными размерами формирующих их дислокационных ансамблей. Согласно работам [6, 7], в рамках дислокационных механизмов формирования и распространения диполей частичных дисклинаций минимальные размеры (ширина) формирующихся при этом микрополос переориентации не может быть меньше « 100 нм. Рассматриваемый здесь квазивязкий механизм движения нанодиполей частичных дисклинаций, напротив, наиболее эффективен при переориентации нанообъемов размерами несколько нанометров. Поэтому его реализация обеспечивает дополнительные возможности наноструктурирования (уменьшения размеров нанокристаллов) металлических материалов в процессе пластической деформации. При этом, как видно из рисунка 4.6, в ванадиевом сплаве удается получить нанокристаллическую структуру с размерами нанокристаллов несколько нанометров.

С использованием представленных выше результатов электронно-микроскопического измерения кривизны кристаллической решетки (xij) по формулам (1.9, 1.10) проведем анализ локальных внутренних напряжений и их градиентов на субмикро- и наномасштабном уровнях. Принимая во внимание обнаруженные в сплаве V-4Ti-4Cr значения кривизны кристаллической решетки Xij (25 - 35) град/мкм и Ah = 0.15 мкм (Ah - характерные размеры зон существования кривизны), по формуле (1.9) получим величину локальных внутренних напряжений на субмикронном уровне в интервале олок « Е/30 - Е/20. Оценка долок/дг по формуле (1.10) для границ с переменными 6, характеризуемых значениями 36/дг « 10 - 20 град/мкм, дает значение долок/дг « Е/35 -г- Е/18 мкм"1.

Анализ напряжений, создаваемых субструктурами двухуровневого типа, проведем аналогично тому, как это было сделано при оценках напряжений на наномасштабном уровне в никеле (пункт 2.3.3.). Как уже было отмечено, важным фактором формирования такого двухуровневого наноструктурного состояния является масштабный фактор - на порядок более мелкие размеры фрагментов дипольной или мультипольной структуры. Действительно, если дефектами, приводящими к формированию высокой кривизны кристаллической решетки, являются скопления зернограничных частичных дисклинаций, при значении Xij 200 град/мкм в границу субмикрокристалла размером 0.1 мкм необходимо вставить скопление частичных дисклинаций одного знака с суммарным вектором Франка Q = 20. Величина локального напряжения в голове такого скопления (GIOC EQ/27T « Е/20 [184]) достигает теоретической прочности кристалла. Для реализации того же значения кривизны в нанокристалле размером 5 нм в его границу достаточно ввести аналогичное скопление с вектором Франка Q = 1, которое не явля ется источником сколько -нибудь значительных внутренних напряжений (Олок Е/360).

При этом градиенты внутренних напряжений в указанных субструктурах существенно возрастают, достигая значений долок/дг « Е/2 мкм"1.

Отметим, что представленные оценки алок и долок/дг весьма приблизительны, но позволяют наглядно продемонстрировать характер изменения напряжений и их градиентов при переходе материала в наноструктурное состояние.

Проведенное электронно-микроскопическое исследование показало, что в сплавах Mo-Re после деформации кручением под давлением при N = 1 происходит формирование анизотропного СМК состояния (рисунок 4.8), подобного представленному ранее состоянию в сплаве V-4Ti-4Cr после аналогичной обработки.

При величине истинной логарифмической деформации е 3 (центральная часть образца диска), наблюдается неоднородность микроструктуры, которая проявляется в том что среди вытянутых в направлении параллельном плоскости наковален (ПН) СМК зерен (100 400 нм) встречаются зерна шириной (размером в направлении оси кручения ОК) 50 - 70 нм (рисунок 4.8 а) и зерна, в которых размер в направлении ОК достигает 150 - 200 нм (рисунок 4.8 б). В то же время-в периферийной части образцов-дисков, при величине е « 5, все структурное состояние представлено только микроструктурой, приведенной на рисунке 4.8 а.

В результате проведенного по методике (подраздел 1.1) темнопольного электронно-микроскопического анализа установлено, что в указанных областях 1 и 2 (рисунок 4.9) кривизна кристаллической решетки (xij) достигает 50 - 80 град/мкм. Проведенные по формулам (1.9) и (1.10) оценки локальных внутренних напряжений и их градиентов показали, что в представленных выше СМК состояниях сплава Mo-Re, при характерных значениях h « 50 - 70 нм, Олок Е/45 - Е/20 и долок/дт « Е/7 - Е/5 мкм" .

Важной особенностью микроструктуры сплавов системы Mo-Re, выявляемой в процессе темнопольного анализа, является наличие структурных состояний двухуровневого типа, формирование которых обнаружено уже после деформации кручением под давлением при N = 1 в центральной (R = 0.5 мм, е 3) и периферийной (R = 3.5 мм, е 5) частях образца. Как видно на темнопольных изображениях рисунка 4.9, в выделенных участках 1 и 2, внутри анализируемых зерен наблюдаются области когерентного рассеяния размерами от нескольких нанометров до нескольких десятков нанометров, разделенные малоугловыми границами.

С целью изучения эволюции микроструктуры был проведен сравнительный электронно-микроскопический анализ после кручения под давлением при разных степенях пластической деформации. На рисунке 4.10 приведены примеры светлопольных изображений микроструктуры и соответствующие им картины микродифракции сплава Mo-Re после разных степеней деформации.

На представленных светлопольных электронно-микроскопических изображениях (рисунок 4.10) внутри многих зерен наблюдается наличие периодического полосчатого или пятнистого дифракционного контраста, который, как было ранее показано на примере ванадиевого сплава, свидетельствуют о формировании разориентированной структуры с дипольным или мультипольным характером переориентации кристаллической решетки.

В результате анализа было установлено, что характерные размеры зерен с большеугловыми границами почти не меняются с увеличением степени деформации (рисунок 4.10), при этом наблюдается трансформация их внутренней дефектной структуры. Как было отмечено выше, первые субмикро- и нанозерна с двухуровневым наноструктурным состоянием обнаруживаются уже после деформации при е « 3 (N = 1, R « 0.5). Дальнейшее увеличение степени деформации приводит к постепенному увеличению количества таких зерен. При е 6 двухуровневое структурное состояние заполняет почти весь объем материала.

Новые методы повышения жаропрочности сплавов V-4Ti-4Cr [164, 242-250] 151 Заключение к разделу

Метод механической активации (МА), помимо перемешивания малорастворимых либо несмешиваемых компонент и низкотемпературного синтеза соединений, позволяет достигать больших степеней пластической деформации с формированием структурных состояний, характеризуемых высокой плотностью дефектов кристаллического строения [44, 252-254]. Запасаемая при этом энергия деформации намного превосходит величины, достигаемые при деформационной обработке объемных материалов [252, 253], что позволяет в процессе МА получать наноструктурные и аморфные состояния. Как уже было отмечено во введении, такие неравновесные высокоэнергетические состояния оказывают существенное влияние на комплекс физико-механических свойств материалов [38-50], что в значительной мере предопределяет технологические процессы их создания.

Несмотря на широкое применение метода МА, по-прежнему остаются не разработанными вопросы детальной аттестации формирующихся при такой обработке структурных состояний в металлических материалах разного класса с количественным определением соответствующих параметров (зеренно-субзеренной структуры, кривизны кристаллической решетки, величины локальных внутренних напряжений и их градиентов и др.). В большинстве работ определение характеристик зеренной структуры (размеров зерен и субзерен) проведено простым измерением областей когерентного рассеяния на темнопольных изображениях без определения углов разориентации и выделения мало- и большеугловых границ. Нет количественной аттестации упруго-напряженного состояния со сравнительным описанием локальных и интегральных параметров напряжений. К сожалению, практически отсутствуют работы с детальным изучением особенностей дефектной структуры внутри и на границах кристаллитов. Часто при структурной аттестации порошков металлов после МА предпочтение отдается методу РСА, который основан на измерении интегрального уширения профилей рентгеновских пиков и обеспечивает надежное определение только интегральных характеристик: средний размер областей когерентного рассеяния (ОКР) и величину микроискажений (d/d). При этом существенно, что определяемые таким образом ОКР могут быть кристаллитами как с большеугловыми, так и с малоугловыми границами. Во многих работах получаемые методом РСА параметры микроструктуры и микроискажений используются в качестве основы для выработки критериев состояния и оценок запасаемой при механической активации энергии [255-257]. В то же время, надежное разделение зерен и субзерен возможно только методами просвечивающей электронной микроскопии. Поэтому при наличии противоречивых (при исследовании методами рентгеноструктурного анализа и просвечивающей электронной микроскопии) данных о параметрах зеренной структуры предпочтение следует отдавать результатам электронно-микроскопических исследований. Однако, даже при использовании методов просвечивающей электронной микроскопии адекватная аттестация зеренной и субзеренной структуры возможна лишь с использованием специальных методов анализа разориентировок и параметров высокодефектных структурных состояний (подраздел 1.1).

Таким образом, на сегодняшний день не сформированы достаточно адекватные представления о микроструктуре полученных методом МА прекурсоров из порошков металлов и их смесей, не разработаны соответствующие модельные представления, не выявлены механизмы формирования и эволюции микроструктуры.

Исходя из изложенного выше, в работе проведено электронно-микроскопическое исследование микроструктуры и микротвердости порошков чистых металлов (Nb, Ta, Сu) и смесей на их основе. Внимание было уделено решению следующих задач:

1. Изучение методами рентгеноструктурного анализа специфики изменения размеров ОКР и величин микроискажений (d/d) в порошках чистых металлов (Nb, Ta, Сu) и смесей на их основе (Ti + Al, Nb + Al) в зависимости от продолжительности МА.

2. Исследование методами просвечивающей электронной микроскопии особенностей формирования и эволюции СМК и НК структурных состояний в изучаемых материалах в зависимости от продолжительности обработки. Определение размеров зерен и субзерен, относительной плотности мало- и большеугловых границ разориентации.

3. Количественная электронно-микроскопическая аттестация характеристик высокодефектных структурных состояний с высокими значениями кривизны кристаллической решетки. Оценки соответствующих величин локальных внутренних напряжений и их градиентов на различных масштабных уровнях.

4. Исследование микротвердости изучаемых порошков и смесей на их основе в зависимости от продолжительности МА. Выявление взаимосвязи параметров микроструктуры и соответствующих значений микротвердости в порошках и механокомпозитах разного класса.

5. Выявление механизмов эволюции микроструктуры в порошках и механокомпозитах разного класса в условиях интенсивного деформационного воздействия в энергонапряженной планетарной шаровой мельнице.

Использованы порошки чистых металлов (Nb (99.98 %) [137, 165], Ta (99.99 %) [161], Cu (99.7 %) [258]) и смеси порошков (Nb (99,98 %) + Al [137], и 3Ti (98,5 %, марки ПТОМ) + Al (98 %, марки ПА-4) [259]). МА порошков осуществляли в планетарной шаровой мельнице АГО-2 с водяным охлаждением [260] при комнатной температуре. Центробежное ускорение мелющих тел составляло 400 м/с2 (40 g). Обработка проведена в атмосфере аргона. Для предотвращения слипания порошка перед началом МА добавляли небольшое количество спирта. Продолжительность обработки составляла 0.5, 1, 2, 3, 4, 5 и 6 минут. После МА образцы выгружались из барабанов в боксе с атмосферой аргона.

Электронно-микроскопические исследования проведены с использованием просвечивающих электронных микроскопов Philips CM-30WIN (300 кВ) и FEI Tecnai G2 20F SWIN (200 кВ), растрового электронного микроскопа Philips 515 (30 кВ) и растрового электронно-ионного микроскопа FEI Quanta 200 3D (30 кВ).

Рентгеноструктурный анализ (РСА) проведен на дифрактометрах ДРОН 3 и Shimadzu XRD 6000 (излучение Си K, шаг 0.01). Средний размер областей когерентного рассеяния (ОКР) и величину микроискажений (Ad/d) решетки определяли путем полнопрофильного анализа с использованием программы POWDER CELL 2.4.

Микротвердость (Hц) определяли методом Виккерса на приборе «Neophot 21» путем измерения на отдельных порошинках и их конгломератах, для чего изготовляли компакты на основе смеси порошка с эпоксидным клеем. Нагрузка составляла 0.051 кг, выдержка 15 сек.

Образцы для исследования методом просвечивающей электронной микроскопии готовили методом осаждения на предварительно подготовленную углеродную пленку на медной сетке суспензии изучаемого порошка в петролейном эфире. Для изучения особенностей дефектной структуры объема и границ зерен использованы описанные в первом разделе (пункт 1.1.2) методы темнопольного электронно-микроскопического анализа высоких непрерывных и дискретных разориентировок.