Содержание к диссертации
Введение
1. Литературный обзор 15
1.1 Физические представления о формировании ультрамелкозернистого и нанокристаллического состояний при интенсивной пластической деформации 15
1.2 Возврат и рекристаллизация 19
1.2.1 Отжиг холоднодеформированных металлов 20
1.2.2 Особенности формирования и отжига ультрамелкозернистой структуры чистых никеля и меди 21
1.3 Запасенная энергия деформации 24
1.3.1 Прямые и косвенные методы оценки энергии границ 25
1.3.2 Обзор экспериментальных работ по исследованию запасенной энергий в чистых ГЦК никеле и меди после интенсивной пластической деформации 32
1.4 Обзор методов и экспериментальных работ по оценке вклада точечных дефектов в запасенную энергию деформации никеля и меди, подвергнутых интенсивной пластической деформации 34
1.4.1 Комбинация методов рентгеноструктурного анализа, дифференциальной сканирующей калориметрии и измерения остаточного электросопротивления 34
1.4.2 Оценка вклада дефектов вакансионного типа в запасенную энергию деформации методом аннигиляции позитронов 43
1.5. Постановка задачи 49
2. Материалы и методы 53
2.1 Обоснование выбора материалов 53
2.2 Методика измерения размеров элементов зеренно-субзеренной структуры с помощью сканирующей туннельной микроскопии 54
2.3 Методика оценки энергии границ зеренно-субзеренной структуры методом измерения двугранного угла зернограничной канавки 56
2.4 Метод позитронной аннигиляции 58
3. Исследование зеренно-субзеренной структуры никеля и меди после низкотемпературного отжига при различных температурах с помощью сканирующей туннельной микроскопии 63
3.1 Характеристика зеренно-субзеренной структуры никеля, полученного методом равноканального углового прессования с последующей прокаткой, после низкотемпературного отжига 64
3.2 Характеристика зеренно-субзеренной структруры меди, полученной методом равноканального углового прессования и последующей прокатки, после низкотемпературного отжига 72
3.4 Оценка энергии внутренних границ раздела в никеле после отжига при разной температуре 78
3.5 Оценка энергии внутренних границ раздела в меди после отжига при разной температуре 81
3.6 Анализ интегральных функций распределения энергии внутренних границ раздела меди и никеля 84
3.7 Оценка свободного объема запасенного в границах элементов ЗСС никеля и меди 90
3.8 Выводы к разделу 3 93
4. Исследование дефектов вакансионного типа в деформированном никеле и меди методом Позитронной аннигиляционной спектроскопии 95
4.1 Дефекты вакансионного типа в структуре никеля, полученной методом равноканально углового прессования с последующей прокаткой 95
4.2 Дефекты вакансионного типа в структуре меди, полученной равноканальным угловым прессованием и последующей прокаткой 102
4.3 Оценка концентрации дефектов вакансионного типа в никеле и меди и запасенного в них избыточного объема 108
4.4 Перераспределение деформационно-индуцированного избыточного объема между дефектами различной размерности в процессе низкотемпературного отжига 114
4.5 Выводы к разделу 4 116
Заключение 117
Список сокращений 119
Список используемой литературы 120
- Физические представления о формировании ультрамелкозернистого и нанокристаллического состояний при интенсивной пластической деформации
- Оценка вклада дефектов вакансионного типа в запасенную энергию деформации методом аннигиляции позитронов
- Характеристика зеренно-субзеренной структруры меди, полученной методом равноканального углового прессования и последующей прокатки, после низкотемпературного отжига
- Оценка концентрации дефектов вакансионного типа в никеле и меди и запасенного в них избыточного объема
Физические представления о формировании ультрамелкозернистого и нанокристаллического состояний при интенсивной пластической деформации
Традиционные подходы к объяснению измельчения зеренной структуры при ИПД основаны на дислокационно - дисклинационных представлениях [2 -5, 22]. На микроуровне образование новых границ при ИПД рассматривается как эволюция дислокационной структуры. Вначале образуется хаотическая дислокационная структура, затем ячеистая. С ростом степени деформации границы ячеек становятся более узкими и разориентированными, испытывают превращения в малоугловые субграницы фрагментов. При дальнейшей деформации разориентировка в них растет, и они превращаются в границы нанозерен [1-4, 39]. Именно образование высокоугловых границ зерен определяет сущность измельчения структуры и получения НК и УМЗ состояния.
В последние годы развиваются исследования, направленные на выяснение влияния точечных дефектов на процессы формирования УМЗ и НК состояний [23 - 29]. В работе [23] развита модель, которая предсказывает образование высокой концентрации точечных дефектов, сопоставимая с той, которая существует вблизи температуры плавления, 10-4 . Согласно [24] высокая концентрация вакансий, их взаимодействие с дислокациями и границами зерен может способствовать ускорению формирования УМЗ состояний при ИПД.
Информативным методом исследования дефектов вакансионного типа в твердых телах является метод позитронной аннигиляции (ПА). В работе [24] с помощью метода ПА установлено, что при больших скоростях деформирования в ГЦК материалах формируются только одиночные вакансии и их комплексы с концентрацией 10-3. В [26, 27] показано, что концентрация одиночных вакансий в никелиде титана после интенсивной пластической деформации ультразвуковой ударной обработкой очень высока и составляет 10-3. Однако экспериментальные исследования методом ПА дефектов вакансионного типа в чистых УМЗ поликристаллах меди и никеля, полученных методами ИПД, в работах [28, 29] показали, что основными центрами захвата позитронов являются вакансионые кластеры и дислокации, а не одиночные вакансии. Таким образом, в структуре УМЗ металлов и сплавов, полученных методами ИПД, выявляются разные спектры деформационных дефектов (вакансии, дислокации, кластеры вакансий, различные границы раздела), что, вероятно, зависит от материала, а также исходного состояния этих материалов, режимов и условий ИПД и требует дальнейшего исследования.
В работах Тюменцева А.Н. и Дитенберга И.А., например [40], предложена модель формирования при ИПД структурных состояний с высокой кривизной кристаллической решетки, неравновесными границами и высокой плотностью дефектов (дислокаций и дисклинаций). Показано, что универсальным механизмом формирования УМЗ и НК состояний является создание субструктуры с высокой плотностью дислокаций и дисклинаций и ее последующая коллективная релаксация в границы разориентации [40].
Необходимо отметить, что, несмотря на успехи, достигнутые в описании прочности и пластичности твердых тел, теория дислокаций встречается с рядом неразрешимых трудностей при объяснении механизма больших степеней деформации. Во-первых, остается открытым вопрос об источниках дислокаций в трансляционно-инвариантном кристалле. Кроме того, в традиционных дислокационных подходах не рассматриваются процессы, происходящие в «ядре дислокации». Таким образом, ядро дислокации оказывается «вырезанным», а все расчеты проводятся с использованием только полей напряжений, связанных с дислокацией. К тому же при больших степенях деформации плотность избыточных дислокаций становится настольно большой, что их ядра сливаются, и описание в рамках теории дислокации становится невозможным. По мнению академика В.Е. Панина [35 - 38], современная теория дислокаций в кристаллах фактически является одноуровневым подходом, согласно которому дислокации движутся под действием средних приложенных напряжений.
В настоящее время для объяснения измельчения структуры и получения УМЗ и НК состояния методами ИПД развиваются новые подходы. Они основаны на концепции деформируемого тела как многоуровневой иерархически организованной системы, сформулированной академиком Паниным В.Е. в начале 80-х годов прошлого века [35 - 38].
В деформируемом твердом теле, согласно [35], выделяется 3D кристаллическая подсистема - кристаллическая решетка в объеме материала и все составляющие его фазы, а также 2D планарная подсистема - поверхностные слои и внутренние границы раздела. 2D планарная подсистема характеризуется отсутствием трансляционной инвариантности и является неравновесной.
Подобные представления о границах зерен независимо развиваются в работах М. Лагоса [41]. В работе [41] выдвинуто предположение, что вещество между смежными кристаллитами представляет собой тонкую упругую пластину в разнородной упругой среде. Касательные напряжения на интерфейсе разнородных сред, значения которых превышают критическое значение, гофрируют границу и индуцируют периодические нормальные поля напряжений в двух соседних кристаллических поверхностях, которые вызывают движение вакансий в замкнутых петлях между двумя кристаллами. Последующий циклический перенос атомов в противоположном направлении стимулирует процессы деформации в границах зерен. Рассмотренный подход развивается в рамках чисто механических представлений и используется автором [41] для объяснения эффекта сверхпластичности в сплаве на основе алюминия Al-7475.
В отличие от чисто механического подхода [41] в работах [35-38, 42] роль границ зерен и процессы фрагментации структуры материалов рассматриваются на основе термодинамического подхода. В рамках многоуровневого подхода показана возможность построения модели генерации деформационных дефектов на интерфейсах 3D кристаллической подсистемы. В основе этой модели лежит учет локальной кривизны кристаллической решетки, которая обуславливает возможность возникновения пластической дисторсии. В междоузлиях искривленной решетки возникают новые разрешенные структурные состояния и возможность перехода атомов из узлов решетки в междоузлия, что позволяет объяснить механизм зарождения ядер дислокаций [42]. Движение деформационных дефектов также происходит с учетом пластической дисторсии.
Поэтому кристалл непрерывно фрагментируется, вытесняя дефекты на границы фрагментов, формируя мезоскопические структурно-масштабные уровни пластической деформации. Термодинамика процесса формирования УМЗ и НК состояний описывается кривой зависимости потенциала Гиббса F() от молярного объема с учетом локальных минимумов, соответствующих метастабильным состояниям системы, а именно образованию дефектов различной размерности, полосовых структур, образованию деформационного мартенсита и др. (рисунок 1.1). Метастабильные состояния понимаются, как переходные состояния, предшествующие достижению основного состояния, а изменение молярного объема приводит к локальным структурным или структурно-фазовым превращениям различного масштаба [38, 42].
Оценка вклада дефектов вакансионного типа в запасенную энергию деформации методом аннигиляции позитронов
Одним из наиболее информативных методов исследования дефектов вакансионного типа в металлах и полупроводниках на атомном уровне является метод ПА. Позитроны захватываются дефектами вакансионного типа в металлах и их аннигиляционные характеристики изменяются по сравнению с характеристками позитронов, аннигилирующих из квазисвободных состояний в совершенной решетке. Это позволяет исследовать дефектную структуру металлов.
Измерение СВЖ позитронов позволяет выявлять временные компоненты, связанные с вакансионными дефектами разного типа, и по длительности соответсвующей компоненты, идентифицировать тип дефекта, а по интенсивности компоненты определять соответствующую ему плотность. Это позволяет исследовать в чистых металлах дислокации, вакансии и их небольшие кластеры (до 50 вакансий), дислокационные скопления, МУГ и БУГ, а также внешние и внутренние поверхности раздела (поры и несплошности) [30]. Однако следует иметь в виду, что длительности компонент СВЖ различных дефектов могут быть близкими и поэтому не всегда возможно разделять их вклады. Время жизни (ВЖ) позитрона в моновакансиях, дислокациях и МУГ металлов составляет zv = 170 пс, что в 1,5 раза больше ВЖ в бездефектном кристалле. ВЖ позитронов в вакансионных кластерах превышает ВЖ в идеальном кристалле в 1,8 до 4,1 раза в зависимости от числа вакансий. ВЖ позитронов в БУГ составляет 2,7 от ВЖ бездефектного материала (zGB = 300 пс для меди), что характерно и для вакансионных кластеров. ВЖ позитронов при аннигиляции на порах, размером больше 50 вакансий, составляет г, = 500-600 пс.
В литературе имеются несколько работ, посвященных исследованию отжига дефектов вакансионного типа методом ПА в ультрамелкозернистых никеле и меди, структура которых получена путем ИПД [31, 32, 84].
В работе [29] с помощью метода позитронной аннигиляции и ПЭМ исследовалась термическая стабильность УМЗ меди в диапазоне температур ЛТ = (23 600)С. Объектом исследования являлась медь чистотой 99,99%, УМЗ структура которой получена методом КВД при комнатной температуре. Отжиг проводили с шагом в 30С в течение 30 минут при каждой температуре. После каждого отжига проводили закалку в воде при комнатной температуре. В работе измеряли СВЖ позитронов с помощью спектрометра с высоким разрешением (150 пс полуширина на полувысоте для 22Na), который позволяет выявлять короткоживущие и малоинтенсивные компоненты (рисунок 1.7).
Установлено, что СВЖ после КВД описывается двумя экспоненциальными компонентами: т2=166±2 пс и т3=252±3 пс с относительной интенсивностью 78 % и 22 %, соответственно (рисунок 1.8 а., рисунок 1.8. б). Компонента 2 соответствует ВЖ позитронов xD = 164 пс, захваченных дислокациями в деформированной меди. Компонента 3 обеспечивается позитронами, захваченными точечными дефектами, свободный объем которых превышает объем моновакансий. Предполагается, что этот вклад связан с позитронами, захваченными вакансионными кластерами объемом до 5 вакансий, сформированными в процессе ИПД.
С увеличением температуры отжига компонента СВЖ т2 не изменяется. При Т 160С в СВЖ выявляется компонента т1=108±2 пс, связанная с аннигиляцией позитронов из квазисвободных состояний, интенсивность которой растет с ростом температуры до 70 % при Т 370С. Компонента т7 свидетельствует об образовании отдельных рекристаллизованных зерен, свободных от дислокаций и низкой концентрацией микропор. Этот вывод хорошо согласуется с результатами ПЭМ [29], в интервале температур от 150 до 280С наблюдали аномальный рост зерен. Отдельные рекристаллизованные зерна, свободные от дефектов, растут на фоне деформированной матрицы. При аномальном росте зерна средняя концентрация вакансионных кластеров значительно уменьшается одновременно с увеличением их среднего размера. В температурном интервале от 280 до 400С проходит рекристаллизация и деформированная матрица поглощается рекристаллизованными зернами. В результате исчезают искаженные области, что сопровождается сильным уменьшением плотности дислокаций. На завершающей стадии рекристаллизации при Т = 400С наблюдается рост компоненты т3, средний размер вакансионных кластеров достигает 20 вакансий. Таким образом, только самые крупные вакансионные кластеры «выживают» в рекристаллизованном материале.
При Т 400С образец полностью рекристаллизуется, средний размер зерна достигает 3 мкм, позитроны в рекристаллизованном образце захватываются в основном границами зерен.
В работе [28] путем измерения спектров времени жизни позитронов и ПЭМ исследовали термостабильность УМЗ никеля, полученного методом КВД. УМЗ никель чистотой 99,98% был повергнут кручению под давлением 6 ГПа, истинная деформация составляла е = 7. Средний размер зерна исходного образца, измеренный с помощью ПЭМ, составил d = 114 нм. Временное разрешение спектрометра составляло 150 пс для источника 22Na.
Было установлено, что СВЖ позитронов в исходном образце описывается двумя компонентами т2=(157±1) пс и т3=(336±8) пс (рисунок 1.9 а), что соответствует времени жизни позитронов в УМЗ никеле, захваченных дислокациями внутри искаженных регионов вдоль границ зерен и вакансионными кластерами объемом до нескольких вакансий.
Методы ПА и ПЭМ не выявили структурных изменений при отжиге до 130С. В интервале температур T = (200 - 400)С интенсивность компоненты 2 резко падает (рисунок 1.9 б), что свидетельствует о значительном уменьшении плотности дислокаций и объемной доли сильно деформированных областей. Кроме того, в данном интервале температур в УМЗ никеле, в отличие от УМЗ меди, наблюдалось уменьшение вклада от компоненты 3 в СВЖ позитронов, что говорит о распаде крупных вакансионных кластеров на более мелкие. При Т 2 20 С в СВЖ выявляется дополнительная компонента ?, связанная с аннигиляцией позитронов из квазисвободных состояний, что объясняется образованием крупных зерен, свободных от дефектов. Выше 400С с помощью ПЭМ наблюдали дальнейший рост рекристаллизованного зерна. Анализ СВЖ показал увеличение интенсивности 13, что говорит о возникновении дополнительных вакансионных кластеров в процессе рекристаллизации. Предполагается, что это связано с явлением магнитострикции при закалке образцов, нагретых выше температуры Кюри. Магнитные свойства никеля определяются его электронной структурой, а именно наличием незаполненной d -орбитали. Таким образом, электронная структура никеля, в значительной степени влияет на процессы возврата и рекристаллизации. Медь, в отличии от никеля, не обладает ферромагнитными свойствами, что определяет различия в характере отжига дефектов в двух металлах.
В работе [31] с помощью высокоинтенсивного пучка позитронов FRM II исследовали in-situ отжиг чистых УМЗ металлов - никеля, меди и железа, полученных КВД.
Динамику отжига вакансионных дефектов в металлах исследовали путем измерения доплеровского уширения аннигиляционной гамма линии (ДУАЛ), которая позволяет исследовать импульсное распределение электрон-позитронных пар перед аннигиляцией. Для анализа спектров ДУАЛ используют S- и W 48 параметры формы линии, которые характеризуют процессы аннигиляции позитронов с валентными и остовными электронами соответственно. S- и W-параметры определяются как отношение числа аннигиляционных событий в центральной параболической части и крыльях распределения к площади аннигиляционного пика, соответственно [32]. Вероятность аннигиляции позитронов с валентными электронами, обладающими низкими значениями моментов импульсов, растет при захвате позитронов дефектами вакансионного типа, что ведет к росту S-параметра по сравнению с их аннигиляцией из квазисвободных состояний в бездефектном материале. Вероятность аннигиляции позитронов с остовными электронами при этом уменьшается, что обусловливает уменьшение W-параметра.
Характеристика зеренно-субзеренной структруры меди, полученной методом равноканального углового прессования и последующей прокатки, после низкотемпературного отжига
Измерения механических свойств показали следующие результаты. Микротвердость образцов меди монотонно убывает при отжиге, а пластичность меняется незначительно. В исходном образце полная деформация до разрушения = 0,025, с ростом температуры отжига она незначительно увеличивается до = 0,030.
На рисунке 3.7 показаны типичные картины ЗСС, выявляемой с помощью СТМ на поверхности исходных образцов меди с различным увеличением. Участки поверхности на рисунках 3.7 б и 3.7 в являются частью изображений, обозначенных светлыми рамками на рисунках 3.7 а и 3.7 б, соответственно.
На СТМ изображениях микроструктуры после РКУП и последующей прокатки (рисунок 3.7) наблюдали деформационные полосы вдоль направления прокатки. Две полосы вдоль направлений AB и CD отмечены стрелками на рисунке 3.7 а.
Во внутренних областях, ограниченных деформационными полосами, наблюдаются более тонкая ЗСС. Границы тонкой структуры, обозначенной стрелками вдоль направления EF, лежат почти перпендикулярно к направлениям АВ и CD (рисунок 3.7 б, в). Тонкая структура (рисунок 3.7 в), в свою очередь, состоит из субзерен и фрагментов размерами около 30-100 нм.
На рисунке 3.8 представлены СТМ-изображения структуры меди после отжига при Т = 0,33 (рисунок 3.8 а) и Т = 0,70 (рисунок 3.8 б), а также структура крупнокристаллической меди М1, используемой в качестве базы для сравнения в). Видно (рисунок 3.8 а), что после отжига при Т = 0,33 наблюдается ЗСС с хорошо выраженными границами. Отжиг при Т = 0,70 в течение часа приводит к рекристаллизации структуры и росту зерен (рисунок 3.8 б). В структуре крупнокристаллической меди наблюдаются двойники отжига (рисунок 3.8 в).
По полученным значениям строили гистограммы распределения размеров элементов ЗСС. На рисунке 3.9 показаны зависимости средних размеров ЗСС меди вдоль ( XL ) и поперек направления прокатки ( XТ ) от температуры отжига, полученные с использованием изображений размерами: (а) - 17521752 нм2 (первый масштабный уровень), (б) - 438438 нм (второй масштабный уровень). Характер поведения зависимостей размеров элементов ЗСС меди от температуры отжига позволяет выявить два процесса на разных масштабных уровнях в температурном интервалеЛТ = (0,22 - 0,33).
На первом масштабном уровне средние размеры элементов ЗСС меди в исходном состоянии составляют d = (160 - 190) нм. С ростом температуры в интервале AT = (0,22 - 0,29) наблюдается уменьшение размеров элементов ЗСС до величины d = (120 160) нм (рисунок 3.9 а). Подобное измельчение структуры наблюдали в никеле с ростом температуры.
Измельчение элементов ЗСС с ростом температуры отжига (рисунок 3.9 а) объясняется особенностями структуры, формирующейся при ИПД. Известно [39, 94], что формирование БУГ в процессе ИПД зависит от степени деформации. После относительно небольшого числа циклов РКУП (от 1 до 4-х) в структуре металла сохраняется высокая доля субграниц [39]. В работе [90] с помощью ПЭМ было показано, что после РКУП никеля образуются БУГ, вытянутые вдоль направления прессования, почти перпендикулярно к которым расположены малоугловые границы. Подобная структура наблюдалась с помощью СТМ в исходных образцах никеля (рисунок 3.2).
Можно предположить, что с ростом температуры в интервале AT = (0,24 0,29) происходит нарушение механического равновесия, которое приводит к перераспределению дислокационных стенок. В результате увеличивается разориентация субграниц, формируются новые БУГ, и происходит измельчение структуры, подобно механизму, рассмотренному в [90]. С ростом температуры в интервале Т 0,29, наблюдается значительный рост ЗСС вследствие начала первичной рекристаллизации.
На более низком масштабном уровне наблюдается рост размеров структурных элементов с увеличением температуры Т 0,24 (рисунок 3.9 б). В работе [53] предложена классификация механизмов роста элементов ЗСС в зависимости от их размера. Рассмотрено три области размеров ЗСС. В первой области с размерами менее 50 нм рост элементов ЗСС происходит вследствие вращения и коалесценции субзерен. Во второй области размеров зерен d = (50-100) нм действует два механизма: коалесценция субзерен и укрупнение элементов структуры за счет миграции границ. В третьей области, с размерами зерен более 100 нм, преобладает механизм, связанный с миграцией границ.
Как видно на (рисунок 3.9 б) средний размер элементов ЗСС на масштабном уровне - 438438 нм2 составляет d = 30 нм, что согласуется с оценками размеров бездислокационных фрагментов в УМЗ меди, подвергнутой РКУП [104]. Отжиг при температуре Т 0,24 приводит к росту размеров бездислокационных фрагментов, что согласно [53], связано с вращением и коалесценцией субзерен. При Т 0,33 наблюдается ускорение роста элементов ЗСС поперек направления прокатки, что согласно [53], может объясняться «включением» еще одного механизма укрупнения субзерен - миграции их границ.
Таким образом, исследование зависимостей средних размеров элементов ЗСС никеля и меди в зависимости от температуры отжига на разных масштабных уровнях позволило выявить две противоположные тенденции. На первом масштабном уровне с ростом температуры наблюдается дальнейшее измельчение структуры никеля и меди, которое в большей степени проявляется в никеле. При дальнейшем повышении температуры происходит значительный рост размеров элементов структуры. На втором масштабном уровне с ростом температуры отжига происходит огрубление элементов ЗСС. Проведенный анализ позволил идентифицировать первый и второй масштабные уровни, как уровни зеренной и субзеренной структуры, соответственно.
Оценка концентрации дефектов вакансионного типа в никеле и меди и запасенного в них избыточного объема
Анализ результатов исследования аннигиляции позитронов в образцах меди и никеля, полученных методом РКУП и последующей прокатки и после отжига при различной температуре (глава 4), показывает, что в СВЖ позитронов двух металлов наблюдаются существенные отличия. Отличия заключаются в том, что в СВЖ позитронов образцов меди наблюдается короткоживущая компонента времени жизни позитронов Т] = 120 пс с интенсивностью I], которая варьируется от нескольких процентов в исходных образцах до 100% в рекристаллизованных образцах и относится к аннигиляции позитронов в бездефектной области поликристалла. Подобная компонента СВЖ позитронов в образцах никеля не наблюдается. Эти данные свидетельствуют о том, что в образцах меди часть позитронов аннигилирует с электронами из квазисвободных состояний в бездефектной решетке, в то время как в никеле все позитроны аннигилируют из локализованных в дефектах состояний. Поэтому для оценки концентрации дефектов в никеле необходимо использовать модель насыщенного захвата [115]. В этой модели по измеренным временам жизни позитронов, характерным для определенного типа дефекта или дефектов, можно оценить только нижний предел плотности дефектов.
Для оценки концентрации дефектов в образцах меди используем модель захвата [30], рассматривающую наличие двух типов дефектов di и d2 в кристалле. Компоненты времени жизни определяются следующим образом
Компонента времени жизни 3j связанная с захватом позитронов вакансионным кластерами в меди, после отжига в интервале температур AT = (0,22 - 0,42) изменяется незначительно, однако наблюдается резкое уменьшение интенсивности этой компоненты 13 в интервале температур AT = (0,22 - 0,29), что свидетельствует об уменьшении концентрации вакансионных кластеров.
По полученным нами экспериментальным данным (рисунок 4.5), используя соотношения 4.8 - 4.14 можно вычислить значения концентраций дислокаций и вакансионных кластеров в меди после РКУП и прокатки и после отжига при Т = 0,33 (Таблица 4.1)
Наши оценки концентрации вакансионных кластеров в меди после РКУП и прокатки Ccl 10-4 на основе результатов измерения СВЖ позитронов согласуются с оценками концентрации вакансионных кластеров в меди близкой чистоты после РКУП в [85], и рассчитанной на основе данных, полученных с использованием комбинации методов ДСК, РСА и измерения остаточного электросопротивения (глава 1, 1.4.).
Проведенные нами оценки показывают, что концентрация вакансионных кластеров после отжига меди в интервале температур AT = (0,22 - 0,33) уменьшается в 4 раза. Свободный объем, запасенный в вакансионных кластерах, можно оценить по следующему соотношению:
Тогда изменение относительного объема за счет отжига вакансионных кластеров в меди в интервале температур AT = (0,22 - 0,33) будет составлять AV/Vv = Acv=8,310-5.
Для оценки концентрации вакансионных кластеров в никеле используем модель насышенного захвата позитронов для случая двух типов дефектов -ловушек позитронов [115]. Тогда интенсивности компонент времени жизни позитронов, связанные захватом позитронов дефектами позволяют определить их долю в «общей» скорости захвата Как видно из рисунка 4.2, интенсивности 12, h компонент т2, т3 для никеля варьируются в интервале ЛІ =(5-13)% и ЛІ = (89-96)% при росте температуры отжига в интервале AT = (0,17 - 0,33). Учитывая незначительность изменений интенсивностей компонент времени жизни позитронов связанных с дефектами в интервале температур Т, можно принять их равными постоянным значениям = 90%, 13 = 10%. Тогда уменьшение избыточного объема в никеле при низкотемпературном отжиге будет связано с уменьшением размера вакансионных кластеров от 9 до 4х вакансий, о чем свидетельствует уменьшение длительности компоненты т3 от 292 пс при Т = 0,19 до 220 пс при Т = 0,33 (рисунок 4.2).
Используя полученные нами параметры СВЖ (рисунок 4.2) и модель насыщенного захвата, а также измеренные в [115] значения длины диффузионного пробега L в никеле при близких степенях деформации, были получены оценки для концентрации вакансионных кластеров в никеле (Таблица 4.2).
Необходимо подчеркнуть, что полученные оценки в рамках модели насыщенного захвата дают нижний предел концентрации вакансионных кластеров в никеле, которая в реальности может быть больше. Так, оценки концентрации вакансионных кластеров с использованием комбинации методов ДСК, РСА и остаточного электросопротивления в никеле чистотой 99,99% при близких значениях степени деформации показали, что максимальная концентрация вакансионных кластеров составляет Ccl 10-4, что на порядок превышает полученные нами оценки для насыщенного захвата позитронов.
Аналогично (4.16) изменение объема за счет удаления вакансионных кластеров при отжиге никеля, полученного РКУП и прокаткой, в интервале температур AT = (0,17 - 0,33) будет составлять AV/VV = Acv=0,8-10r5.
Избыточный объем, запасенный в МУГ (Глава 3), на два порядка больше соответсвующего объема, запасенного в вакансионных кластерах. В никеле изменение избыточного объема при удалении МУГ при отжиге превышает на три порядка соответствующее значение объема за счет уменьшения размера вакансионных кластеров. Наиболее вероятно, что в реальности это соотношение меньше, из-за того, что модель насыщенного захвата дает нижнюю оценку концентрации вакансионных кластеров.
Полученные оценки соотношения избыточного объема запасенного в процессе ИПД в границах и в виде вакансионных кластеров в кристаллитах меди и никеля согласуется с современными представлениями о том, что наиболее важные свойства материалов, полученных методами ИПД, контролируются внутренними границами раздела.
В то же время высокая концентрация вакансионных кластеров Cci (10 5 - 10 4) и их высокая термическая стабильность в никеле и меди при низкотемпературном отжиге свидетельствует о необходимости учета их влияния на свойства УМЗ металлов. Влияние вакансионных кластеров на механические свойства твердых тел подробно рассмотрено в монографии [111]. Образование вакансионных кластеров ведет к ухудшению упругих и пластических свойств материалов, так как они создают дополнительные концентраторы напряжений в материале, выступают центрами зарождения трещин, обуславливают снижение его прочности.