Содержание к диссертации
Введение
1. Обзор литературы 9
1.1 Способы формирования ультрамелкозернистых струїсіур в металлах 9
1.2. Особенности структуры и свойства ультрамелкозернистых металлов, полученных методами интенсивной пластической деформацией 11
1.2.1. Типичные микроструктуры 11
1.2.2. Особенности строения границ зёрен 13
1.2.3. Структурная модель ультрамелкозернистых металлов 17
1.2.4. Уникальные физико-механические свойства 21
1.3. Применение рентгеноструктурного анализа для исследования ультрамелкозернистых металлов 28
1.4. Постановка задачи 32
2. Материалы и методы исследований 34
2.1. Объекты для исследований 34
2.2. Методы интенсивной пластической деформации 34
2.3. Методы рентгеноструктурного анализа 35
2.3.1. Экспериментальные условия рентгеновских съёмок 35
2.3.2. Анализ формы профиля и уширений рентгеновских пиков 36
2.3.3. Определение параметров атомного колебательного спектра 40
2.3.4. Текстурный анализ 41
2.4. Методы механических испытаний 46
3. Исследование ультрамелкозернистой меди 48
3.1. Особенности рентгенограмм 48
3.2. Анализ физического уширения рентгеновских пиков 54
3.3. Температурная зависимость характеристик атомного колебательного спектра 57
3.4. Формирование кристаллографической текстуры 65
4. Эволюция микроструктуры и свойств ультрамелкозернистой меди при термических воздействиях и пластической деформации 74
4.1. Влияние изотермических отжигов на характеристики микроструктуры 74
4.2. Эволюция кристаллографической текстуры при изотермических отжигах 82
4.3. Влияние пластической деформации на свойства 88
4.4. Влияние термомеханической обработки на механические свойства 95
5. Исследование ультрамелкозериистого титана 101
5.1. Анализ особенностей строения рентгеновских дифракционных максимумов 101
5.2. Эволюция кристаллографической текстуры 111
5.3. Взаимосвязь особенностей структуры и механических свойств 121
Выводы 128
Список литературы 130
- Применение рентгеноструктурного анализа для исследования ультрамелкозернистых металлов
- Анализ формы профиля и уширений рентгеновских пиков
- Температурная зависимость характеристик атомного колебательного спектра
- Эволюция кристаллографической текстуры при изотермических отжигах
Введение к работе
Актуальность темы. В последнее десятилетие разработка способов получения и исследование структуры и свойств ультрамелкозернистых (УМЗ) металлов (наиокристаллических и субмикрокристаллических), являются актуальным направлением физики твёрдого тела и физического материаловедения. Это связано с тем, что данный тип материалов обладает уникальным комплексом физических и механических свойств и, как следствие, весьма привлекательны для широкого использования в промышленности и медицине. В частности, УМЗ металлы обладают изменёнными по сравнению с крупнокристаллическими (КК) состояниями фундаментальными, обычно структурно-нечувствительными свойствами, среди которых упругие модули, температуры Кюри и Дсбая, намагниченность насыщения и другие. Перспективными способами формирования в металлах УМЗ структур являются методы интенсивной пластической деформации (ИПД). Главными достоинствами последних являются возможность получения массивных УМЗ образцов из различных металлов и сплавов, полное отсутствие в них пористости.
Особая роль в исследовании ИПД материалов отводится методам рентгеноструктурного анализа (РСА), поскольку УМЗ структура является идеально мозаичной с точки зрения условий рассеяния рентгеновских лучей в рамках кинематической теории дифракции, когда благодаря малости областей когерентного рассеяния (размеров зёрен-кристаллитов) можно пренебречь взаимодействием падающей и рассеянных волн. В то же время, столь мелкодисперсная структура сильно затрудняет применение методов просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ), что создаёт предпосылки для более активного развития и применения методов РСА в отношении УМЗ металлов.
К моменту постановки задач данной диссертационной работы с помощью РСА было установлено, что формирование УМЗ (наноструктурных) состояний методами газовой конденсации и закалки из жидкого состояния сопровождается изменением целого ряда структурных параметров. Однако систематический и детальный РСА УМЗ металлов, полученных методами ИПД не проводился.
Цель работы: установить с использованием различных методов РСА параметры УМЗ структур, сформированных интенсивной пластической
5 деформации, и исследовать их связь с формированием уникального комплекса физических и механических свойств в чистых меди и титане. Для получения УМЗ структур использовали два метода ИПД - кручения под высоким давлением и равнокаиально-угловое (РКУ) прессование. В качестве материалов исследования были выбраны чистые медь и титан, являющиеся типичными представителями металлов с различным типом кристаллической решётки.
Для достижения намеченной цели были поставлены следующие задачи:
1. Получить количественную информацию о специфических дефектных
структурах УМЗ меди и титана, сформированных в результате ИПД. Развить
существующую структурную модель ИПД металлов, выявить структурные
особенности зернограничной фазы.
2. Установить закономерности формирования кристаллографической
текстуры для различных схем ИПД и различных типов кристаллической решётки,
выявить основные кристаллографические ориентации зёрен, характерные для УМЗ
меди и титана, полученных методами ИПД.
3. Установить закономерности эволюции УМЗ структур при
низкотемпературных отжигах и пластической деформации. Применить полученные
закономерности для объяснения механического поведения чистых УМЗ меди и
титана.
Научная новизна:
Установлены особенности рентгенограмм УМЗ чистых меди и титана с различным типом кристаллической решётки, полученных различными методами ИПД. Показано, что для рентгеновских пиков исследованных металлов после ИПД характерны: форма профиля, преимущественно описываемая функцией Лоренца (~90ч-95%); интегральная ширина физического профиля, превышающая в 7-М 2 раз соответствующее значение для отожжённого крупнокристаллического состояния; повышенная на 5-^6% интегральная интенсивность фона рассеяния по сравнению с состоянием до ИПД. Показано, что данные изменения обусловлены высокой плотностью дефектов кристаллического строения и спецификой их распределения (преимущественно в границах зёрен).
Обнаружены увеличение коэффициента теплового расширения (в 3 раза), параметра Дебая-Уоллера (в 2 раза), динамических (до ~48%) и статических (до
~45%) атомных смещений из узлов кристаллической решётки и уменьшение температуры Дебая (на ~19-г-23%) по сравнению с исходным состоянием. Отклонения последней величины численно сопоставлены и согласуются с известными данными об уменьшении модулей упругости в меди после РКУ прессования. Указанные выше изменения свидетельствуют о преобразовании атомного колебательного спектра, вызванного концентрацией дефектов в зернограничных областях.
Впервые на основе экспериментальных рентгеновских исследований сделаны численные оценки характеристик атомного колебательного спектра для неравновесной зернограничной области. Показано, что температура Дебая зернограиичной области УМЗ меди более чем в 3 раза ниже соответствующей величины для крупнокристаллического состояния, а прочность межатомных связей в зернограничной области на порядок слабее соответствующего значения в крупнокристаллической меди.
Обнаружено, что тип кристаллографической текстуры, формирующейся при различных методах ИПД (кручение под высоким давлением и РКУ прессование) в УМЗ меди и титане, характеризуется одинаковым набором компонент для данного материала, а именно, ориентировками типа {hkl}<110>, {111}
Установлено, что характер протекания возврата и роста зерен при низкотемпературном отжиге зависит от принадлежности последних к определённой текстурной компоненте, что свидетельствует о неоднородном накоплении кристаллических дефектов в процессе ИПД. Выявлено, что рекристаллизация в ИПД меди происходит без изменения кристаллографической ориентации зёрен.
Установленные закономерности эволюции УМЗ структуры при последующем воздействии отжигами и/или деформацией применены для анализа деформационного поведения УМЗ меди. Обнаружено, что одновременное повышение прочности и пластичности может объясняться протеканием динамического возврата в температурном интервале 170-200 С. Выявлено, что текстурное упрочнение является одним из факторов, обеспечивающих двукратное
7 повышение прочности УМЗ титана относительно крупнокристаллического состояния.
Теоретическая и практическая значимость. Полученные результаты позволяют охарактеризовать структурные особенности УМЗ металлов и оказывают существенную помощь в установлении взаимосвязи между необычными механическими свойствами и структурными параметрами исследованных металлов, учитывая формирование в них специфической дефектной структуры. Полученная методами РСА новая количественная информация о неравновесных зернограничиых объёмах дополняет и развивает существующую структурную модель УМЗ металлов, полученных ИПД. Установленные закономерности текстурообразования в чистых УМЗ меди и титане полезны для анализа напряжённо-деформированного состояния, формирующегося в ходе ИПД, а также для развития самих методов ИПД.
Основные положения, выносимые на защиту:
Количественные характеристики атомного колебательного спектра в УМЗ меди, обусловленные неравновесным состоянием границ зёрен, формирующимся в результате интенсивной пластической деформации.
Результаты исследования кристаллографической текстуры в УМЗ меди (ГЦК решётка) и титане (ГПУ решётка), полученных различными способами интенсивной пластической деформации.
Установленные методами РСА особенности изменения структуры при низкотемпературных отжигах и/или пластической деформации.
Объяснение механического поведения на основе установленных методами РСА закономерностей эволюции УМЗ структуры.
Апробация работы. Основные результаты диссертации докладывались и обсуждались на: VII и VIII Международных семинарах «Структура, дефекты и свойства нанокристаллических, ультрадисперсних и мультислойных материалов», г. Екатеринбург, Россия, 1996 и 1998 годы; Международной конференции по количественному описанию микроструктуры материалов Q-MAT 97, г. Варшава, Польша, 1997 г.; Международной конференции серии NATO ASI "Паноструктурные материалы", г. Санкт-Петербург, Россия, 1997 г.; Международной конференции «Texture and properties of materials», г. Екатеринбург,
8 Россия, 1997 г.; XIV Уральской школе металловедов-термистов «Фундаментальные проблемы физического металловедения перспективных материалов», г. Ижевск, Россия, 1998 г.; I Международном семинаре серии NATO ARW «Исследование и применение интенсивной пластической деформации», Москва, Россия, 1999 г.; Всероссийском семинаре «Бернпггейновские чтения», Москва, Россия, 1999 г.; VII и VIII Международных конференциях «European powder diffraction conference» -EPDIC-7, г. Барселона, Испания, 2000 г. и EPDIC-8, г. Уписала, Швеция, 2002 г.; V Всероссийской конференции «Физикохимия ультрадисперсных систем», г. Екатеринбург, Россия, 2000 г.; III Международной конференции по дифракционным методам «Size-strain III», г. Тренто, Италия, 2001 г.; Международном семинаре «Hard synchrotron X-rays for texture and strain analysis», r. Гамбург, Германия, 2003 г.; Международной конференции «Nanomaterials and nanotechnologies-2003», Крит, Греция, 2003 г.
Публикации. По материалам диссертационной работы опубликовано 12 статей в реферируемых журналах и сборниках, 23 тезиса докладов в трудах всероссийских и международных конференций и семинаров.
Структура и объём диссертации. Диссертация состоит из введения, 5 глав, выводов и списка цитированной литературы, содержит 44 рисунка, 15 таблиц и изложена на 138 страницах. Список литературы включает 127 наименований.
Экспериментальные данные по механическим свойствам УМЗ меди и титана были выполнены в рамках совместных работ с коллегами из УрГТУ (г. Екатеринбург) и ИФПМ НИЧ УГАТУ.
Диссертационная работа выполнена при научной консультации профессора, чл.-корр. АНРБ Р.З. Валиева.
Применение рентгеноструктурного анализа для исследования ультрамелкозернистых металлов
В хорошо отожженных поликристаллах или бикристаллах межзеренные границы являются обычно совершенными, поскольку разделяют недеформированные кристаллы (зерна) и не создают дальнодействующих упругих полей. До недавнего времени именно границы с совершенной структурой были основным объектом теоретических и экспериментальных исследований. В этом направлении достигнуты значительные успехи [25-28]. В основе современных описаний структуры таких границ зерен лежит концепция решетки мест совпадения [26, 27], в соответствии с которой в двух произвольно ориентированных кристаллах может быть выбрана «сверхрешетка» таким образом, чтобы атомы обоих кристаллов находились в ее узлах. Характерным дискретным углам поворота соответствует определенная плотность узлов совпадения, т.е. их доля по отношению ко всем атомам решетки кристалла. Для характеристики решетки совпадения обычно используют не плотность узлов совпадения, а обратную ей величину Е - число атомов решетки кристалла, приходящихся на один узел совпадения в общей сверхрешеткс. При некоторых разориентировках соседних зерен совпадающие узлы встречаются сравнительно часто и для них значения Е относительно малы. Такие разориентировки называют специальными. При отклонении разориентировки соседних зерен от ориентации, точно соответствующей специальной, особые свойства специальных границ изменяются не резко, а постепенно. Структура таких границ может быть представлена как специальная, но с наложенной сеткой структурных зернограничных дислокаций (ЗГД), компенсирующей отклонение от идеальной ориентировки. Согласно геометрическому анализу Боллманна [29], при увеличении угла отклонения от разориентировки, соответствующей определенному Е, происходит уменьшение расстояния между ЗГД, т.е их плотность увеличивается.
В работе [30] было отмечено, что основным критерием формирования в УМЗ материалах наноструктурных состояний, является накопление достаточно высокой доли ( 0,7) болыпсугловых границ зерен (с разориентацией не менее 15) в процессе деформации. Наличие преимущественно болынсугловых разориентаций границ зерен в ИПД материалах было установлено при прямом измерении разориентировок индивидуальных границ методом Кикучи линий [31-34] и методом дифракции в отраженных электронах [30, 35, 36].
Во многих работах при проведении электронно-микроскопических исследований ИПД металлов было обращено внимание на специфический вид границ зерен в сравнении с обычными поликристаллическими материалами [20, 21, 16, 22, 23, 24, 31]. Так в [23], при анализе строения сплава Al-4%Cu-0,5%Zr непосредственно после ИПД кручением под высоким квазигидростатическим давлением и после пост-деформационного отжига было отмечено, что в отличие от отожженного состояния, в деформированном материале на границах зерен наблюдается сильное уширение толщинных контуров экстинции (рис. 1.3 а, б). В [37] было установлено, что физическая природа наблюдаемого уширения на границах зерен связана с высоким уровнем внутренних напряжений и искажений кристаллической решетки вблизи границ.
Более детальные исследования, проведенные с использованием высокоразрешающей электронной микроскопии, показали, что в УМЗ металлах границы зерен все же близки по строению к границам зерен обычных поликристаллических металлов [38, 39]. Их ширина обычно не превышает 1-2 межатомных расстояния. Однако в приграничных областях кристаллическая решетка не является совершенной и сильно искажена. Так, в [37] при исследовании УМЗ Си было установлено, что протяженность искаженной приграничной области составляет 10 нм, а распределение искажений вдоль границы является неоднородным. Оно имеет максимум у самой границы и экспоненциально уменьшается при удалении от нее. Аналогичные данные также были получены в Ni [40], армко-Fe [41] и алюминиевом сплаве AI-3%Mg [42].
Наличие в приграничных областях ИПД металлов искажений кристаллической решетки в работах [16, 41, 22, 31, 37-39] связывают с неравновесностыо границ зерен. Представление о неравновесных границах было введено в [42-44] и базируется на исследованиях взаимодействия решеточных дислокаций и границ зерен. Согласно [44] неравновесное состояние границ зерен характеризуется двумя основными особенностями: - избыточной энергией границ зерен (при заданных кристаллографических параметрах границы); - наличием дальнодействующих полей упругих напряжений. Полагая, что границы зерен имеют кристаллографически упорядоченное строение, в качестве источника упругих полей рассматривают дискретные нарушения этого строения, вызванные высокой плотностью зерпограничиых дислокаций и их комплексов. Так, в УМЗ алюминиевом сплаве Al-3%Mg непосредственно после ИПД установили, что плотность дислокаций в границе достигает 10 м"2 [45].
Искажения вблизи границ зерен ПК и СМК металлов и сплавов приводят к изменению межатомных и межплоскостных расстояний их кристаллической решетки. В свою очередь, такие нарушения кристаллического строения, как правило, вызывают в материале повышение уровня внутренних микронапряжеиии [45-49] и изменение периода кристаллической решетки [49-53]. К характерным особенностям, свидетельствующим о высоком уровне внутренних напряжений в ИПД материалах, относят сильное уширение рентгеновских пиков, наблюдаемое на рентгенограммах и высокие значения упругих микроискажений кристаллической решётки [45, 49]. Изменение же периода кристаллической решетки ИПД металлов не имеет устойчивой тенденции к уменьшению или к увеличению. Так, в работах [50, 53] отмечалось увеличение, а в [49, 51, 52] уменьшение периода решетки в результате формирования УМЗ состояний. Существуют различные трактовки противоположного изменения данного параметра. Изменение периода кристаллической решетки в сторону больших значений в наиокристаллическом Pd [50], например, связывают с повышенной растворимостью в нем атомов примесей в ходе проведения ИПД. Л в [53] его увеличение в УМЗ титановом сплаве ВТ1-00 объясняют уменьшением плотности материала. В то же время на основании обнаруженного уменьшения периода решетки в УМЗ Си, Ni [49, 52] и А1 [51], авторы делают вывод о том, что зерна нанометрического размера находятся в сжатом состоянии, и возможной причиной сжатия являются большие значения поверхностной энергии и малый размер зерен, приводящие к появлению давления, сжимающего кристаллическую решетку внутри зерна.
Анализ формы профиля и уширений рентгеновских пиков
А.Л. Назаровым и др. [70-72] были проведены теоретические исследования в рамках развития этих модельных представлений и сравнения с существующими экспериментальными данными. При этом предполагалось, что в границах зерен ианоструктурных материалов существуют три разновидности неравновесных ансамблей внесенных дислокаций: 1) диполи стыковых дисклинаций, обусловленные накоплением сидячих ЗГД; 2) ансамбли скользящих ЗГД и 3) неупорядоченные сетки ЗГД, являющиеся результатом неоднородного попадания решеточных дислокаций в границы. Все эти системы дефектов создают далыюдействующие поля напряжений, радиус экранировки которых намного превышает ширину границ зерен. Полученные расчёты позволили исследовать ноля внутренних упругих напряжений в ИПД материалах и оценить избыточную энергию границ зерен, связанную с появлением полей упругих напряжений. Кроме того, основываясь на нелинейной теории упругости, удалось сделать простую оценку дилатации кристаллической решетки, вызванную внесенными зернограничными дислокациями.
Таким образом, рассмотренные выше модельные представления, базирующиеся на концепции неравновесных границ зерен, позволяют достаточно реалистично в качественной форме и в некоторых случаях даже количественно описать основные структурные особенности УМЗ ИПД материалов, связанные не только с наличием ультрамелкого зерна, но и с высокими внутренними напряжениями, их повышенной энергией и избыточным объемом, обусловленными специфической дефектной структурой. Можно полагать, что дальнейший прогресс в экспериментальных исследованиях ИПД материалов, направленный на прецизионное измерение плотностей дефектов границ зерен и кристаллической решетки, их типов и пространственных конфигураций позволит уточнить предложенную модель. Вместе с тем, однако, стоит отметить, что остаётся открытой проблема отсутствия надёжных статистически усреднённых экспериментальных количественных данных непосредственно о структуре зермограничной фазы, поскольку в ИПД материалах именно она определяет комплекс физических и механических свойств.
Уже в первых исследованиях наноматериалов, выполненных Гляйтером с сотрудниками [63] и И.Д. Мороховым с соавторами [73], были обнаружены изменения удельной теплоемкости, упругих модулей, коэффициентов диффузии и других фундаментальных параметров. Это позволило утверждать [63] о формировании особого ианоструктурного состояния твердых тел, принципиально отличного от аморфного или кристаллического. Однако, последующие исследования показали, что вклад в изменение фундаментальных характеристик связан не только со структурой, но и во многом с «дефектностью» получаемых образцов - остаточной пористостью, загрязнениями, примесями. Поэтому исследования фундаментальных физических свойств УМЗ материалов, полученных ИПД методами и лишенных этих недостатков, имеют большой научный интерес.
К настоящему времени установлено, что в УМЗ материалах, полученных методами ИПД, наблюдается изменение многих фундаментальных, обычно структурно-нечувствительных параметров [74]. Значения некоторых из них в сравнении с крупнозернистыми аналогами приведены в Таблице 1.1
Так, например, намагниченность насыщения aS УМЗ Ni после ИПД была на 31% меньше, чем в крупнозернистом образце. После отжига при промежуточных температурах от 473 К до 873 К в УМЗ Ni наблюдался постепенный возврат к величине aS, характерной для крупнозернистого состояния. После отжига при 373 К наблюдался также небольшой изгиб в форме кривых oS (Т), который свидетельствовал о существовании еще одной магнитной фазы с меньшей температурой Кюри [75]. Отжиг образца при более высокой температуре привел к исчезновению этого изгиба, и кривые oS (Т) приняли обычную форму. Происходило также изменение температуры Кюри ТС [75]. Например, после отжига при 573 К температура Кюри была равна 607 К, что значительно меньше стандартного значения 631 К. Полный возврат ТС к своему обычному значению 631 К наблюдался лишь после отжига при 873 К.
В качестве исходной причины таких изменений авторы [75] указывают значительные искажения кристаллической решетки образцов, полученных ИПД. В результате структура УМЗ Ni приближается к структуре, в которой расположение атомов в теле зерен становится нестрого периодическим. Это, в свою очередь, приводит к сильному изменению энергии обменного взаимодействия, что уменьшает значения as и Тс. При нагреве еще до начала интенсивного роста зерен происходит уменьшение искажений кристаллической решетки, и это приводит к возврату значений намагниченности и температуры Кюри [75].
Формирование УМЗ структуры существенно влияет на электронную структуру металлов, что было подтверждено исследованиями магнитных свойств парамагнетиков (Таблица 1.1). В работах [76, 58] обнаружено повышение магнитной восприимчивости УМЗ Pd на 8% по сравнению с крупнозернистым образцом, что объяснено избыточной концентрацией вакансионных комплексов.
Уменьшение температуры Дебая было впервые обнаружены в нанокристаллических образцах, полученных газовой конденсацией [15, 77]. Мессбауэровские исследования УМЗ Fe, полученного ИПД кручением [23], также показали значительное снижение температуры Дебая зернограничной фазы но сравнению с зеренной (Таблица 1.1). Аналогичное уменьшение было обнаружено методом рентгеноструктурного анализа для УМЗ Ni (293 ±7 К, табличное значение 375 К) [24].
Температурная зависимость характеристик атомного колебательного спектра
Наибольшие успехи в изучении структуры металлов и сплавов за последние десятилетия связаны с рентгеноструктурными и электронно-микроскопическими методами исследований. При совершенной очевидности взаимного дополнения этих методов в получении информации о микроструктуре данного исследуемого материала необходимо, в первую очередь, отметить преимущества, которые имеет рентгеноструктурный анализ (РСА).
Сравнение объёмов материала, по которым делается вывод о структуре всего образца, показывает высокую статистическую достоверность методов РСА. Так, если облучаемый объём материала при съемке на дифрактомстре составляет 108 мкмЗ, то при получении электронно-микроскопического снимка фиксируется структура материала исследования объемом лишь 102 мкмЗ. При этом методами ПЭМ для однозначной интерпретации элементов структуры один и тот же участок образца необходимо изучать при различных дифракционных условиях. Кроме того, основное достоинство электронной микроскопии - возможность исследовать объекты при больших увеличениях - может стать недостатком, связанным с чрезмерной локальностью при неоднородности структуры в микрообъемах. Реальные поликристаллические материалы содержат, как известно, те или иные структурные несовершенства (точечные дефекты, дислокации, различного типа границы раздела, микро- и макронапряжения), которые вызывают разные по характеру нарушения кристаллической решётки и оказывают сильное влияние на все структурно-чувствительные свойства и процессы. Вследствие этого методы РСА являются одними из наиболее информативных для исследования микроструктуры кристаллических и аморфных материалов, позволяя фиксировать разного типа изменения дифракционной картины. Так, изменение межатомных и межплоскостных расстояний вызывает смещение рентгеновских пиков, микроискажения кристаллической решётки и дисперсность субструктуры приводят к уширению рентгеновских пиков, кристаллографическая текстура - к изменению интегральной интенсивности этих пиков и др.
Особая роль РСА отводится при изучении нанокристаллических материалов, характеризующихся зёрнами с размером от нескольких единиц до десятков нанометров, и УМЗ материалов, в которых размер зёрен достигает 100-500 нм. Данные материалы являются весьма удобным объектом исследования с точки зрения условий рассеяния рентгеновских лучей в рамках кинематической теории дифракции, когда благодаря малости областей когерентного рассеяния можно пренебречь взаимодействием падающей и рассеянных волн. В то же время, столь мелкодисперсная структура сильно затрудняет применение методов ПЭМ, что создаёт предпосылки для более активного развития методов РСЛ в изучении подобных материалов.
Многочисленные рентгеновские исследования позволили выявить значительные отличия рентгенограмм УМЗ металлов, полученных ИПД, от рентгенограмм соответствующих крупнокристаллических металлов. Эти отличия заключаются, прежде всего, в значительном уменьшении интенсивности рентгеновских пиков и их сильном ущирении. Об этом свидетельствует, в частности, сравнение профилей рентгеновских пиков в паноструктурных и крупнозернистых меди и германии [88]. Известно, что анализ уширения рентгеновских пиков может дать ценную информацию о величине упругих деформаций и размере зерен-кристаллитов в поликристаллических материалах. В силу специфичности структур, формирующихся в УМЗ структурах, в работе [89] был рассмотрен вопрос о применимости традиционных методик РСЛ для определения упругих деформаций и размера зерна. Для определения этих величин было развито несколько подходов, наибольшее распространение из которых получили методы Уоррена-Авербаха и Вильямсона-Холла [90-92].
Суть метода Уоррена-Авербаха с использованием двух рентгеновских пиков состоит в разделении вкладов размера зерен и микродеформаций в уширение рентгеновских пиков (hkl), основанном на различной зависимости этих вкладов от порядка отражения. При этом считается, что составляющая коэффициентов разложения физического профиля в ряд Фурье, связанная с размером зерен, не зависит от индекса 1, а составляющая, связанная с микродеформацией, зависит [93, 90, 94-96]. Метод Вильямсона-Холла применяют в тех случаях, когда рентгеновские пики, соответствующие отражениям разного порядка от одного семейства плоскостей, отсутствуют или не обладают формой, благоприятной для разложения в ряды Фурье. Размер зерен получают путем экстраполяции графика зависимости интегральной ширины рентгеновских пиков от величины вектора рассеяния на значение последнего, равное нулю. Величину микродеформации определяют из наклона данного графика [90, 97]. Применение различных версий указанных методов было проанализировано в работе [49].
Как известно, тепловое движение атомов в кристаллической решетке приводит к ослаблению интенсивности рассеянных рентгеновских лучей, которое характеризуется с помощью теплового множителя схр (-2М) [92, 97], называемого фактором Дебая-Уоллера. В то же время, изменение значений динамических и статических смещений атомов, влияющих на интенсивность рентгеновских пиков, связано с изменением прочности межатомной связи в материале. Влияние специфики дефектной структуры в УМЗ материалах, полученных ИПД, на изменение харакгеристик атомного колебательного спектра было выявлено в работах [49, 52]. Оказалось, что УМЗ состояния в ГЦК Си и Ni после ИПД отличаются повышенными значениями коэффициента теплового расширения, параметра Дебая-Уоллера, динамических и статических атомных смешений, а также понижением характеристической температуры Дсбая. Однако, до настоящего времени не проводились количественные оценки указанных величин для зернограничных объёмов исследованных материалов.
Эволюция кристаллографической текстуры при изотермических отжигах
Образцы УМЗ Си, подвергнутые предварительной деформационной и/или термической обработке, растягивали вплоть до разрушения. Растяжение проводили при комнатной температуре на плоских образцах с размерами рабочей части 4x2x0.7 мм3. Для испытаний использовали испытательную машину ИР5057, оснащенную тензодатчиком с максимальной нагрузкой 500 Н. Контроль температуры в модуле для растяжения осуществляли термопарой, спай которой размещали на расстоянии не более 0,5 мм от рабочей части образца. Низкотемпературный отжиг осуществляли в расплаве 50%КОН - 50%NaOH. Время отжита варьировали в течение 1-30 минут для получения структур, различающихся степенью прошедшего возврата и размером зерна. Температуру расплава варьировали в пределах 150-230 С и контролировали хромель-алюмелевой термопарой. Образцы для инициирования возврата без роста зерен подвергали предварительному растяжению со скоростью 10 4 с"1 по 1 % с перерывами на 30 минут при температуре ниже температуры рекристаллизации.
Поверхность вырезанного из заготовки электроискровым способом образца шлифовалась перед механическими испытаниями, размер рабочей части контролировался микрометром с точностью 0,01 мм. Зависимость нагрузки от степени деформации записывалась при помощи двухкоординатного самопишущего потенциометра в масштабе 10 Н/см и 1/250 соответственно. Измерение общего и равномерного удлинения и нагрузки, соответствующей условному пределу текучести GQ.2 производилось по диаграмме деформации. Относительная ошибка в определении напряжений и удлинения не превышала 5%. Скорость деформации при испытаниях варьировалась от 10"3 до 10"4 с"1.
Для испытаний на растяжение УМЗ Ті использовали стандартные цилиндрические образцы диаметром 5 мм и длиной 80 мм. Механические испытания проводили при комнатной температуре и скорости деформирования 1 мм/мин на универсальной машине IR-5047-50, снабжённой датчиком на 50 кН. Измеряли значения условного предела текучести (ст0д), предела прочности (ав) и относительного удлинения до разрушения (5). Использовавшаяся дополнительная после РКУ прессования деформационно-термическая обработка УМЗ Ті (см. параграф 5.3), которая привела к формированию рекордных прочных свойств, включала в себя пластическую деформацию экструзией и прокаткой, сопровождавшихся различными температурными воздействиями.
Как уже отмечалось выше, воздействие ИПД влечёт за собой изменение различных структурных параметров, таких как размер зёрен-кристаллитов, микроискажения кристаллической решётки, параметр решётки, атомные смешения из узлов кристаллической решётки, кристаллографическая текстура и др. В связи с этим, в данной главе будут представлены результаты комплексных рентгеноструктурных исследований УМЗ меди, полученной разными способами ИПД. Анализ этих экспериментальных результатов в сопоставлении с данными, полученными ранее с использованием РСА и электронной микроскопии, позволили установить закономерности формирования УМЗ структур в меди и выявить общие черты и отличия в зависимости от способа реализации ИПД. На основании полученных экспериментальных результатов дано качественное и количественное развитие модели сильно неравновесной УМЗ структуры, характеризующейся высоким уровнем микроискажений кристаллической решётки вблизи границ зёрен [45].
Рассмотрим прежде всего результаты исследований УМЗ Си, которую получали ИПД кручением с числом оборотов, равным 5, иод высоким давлением в 6 ГПа, и РКУ прессованием с числом проходов, равным 12, в сравнении с общим видом рептгеноірамм исходной крупнокристаллической (КК) Си.
Рентгенограмма КК Си представляет собой набор острых и узких рентгеновских пиков (111), (200), (220), (222), (311), (400) и (331) (рис. 3.1а), что соответствует известным табличным данным [ПО]. При этом наблюдается разрешение дублетов на большинстве рентгеновских пиков, что типично для КК Си с размером зерен-кристаллитов, превышающим 0,5- -1 мкм [97]. Сравнение относительных максимальных интенсивностей рентгеновских пиков с аналогичными табличными значениями [ПО] для Си указывает на повышенную относительную интенсивность рентгеновского пика (200) (таблица 3.1), что типично для кубической текстуры рекристаллизации, сформировавшейся в КК Си в процессе отжига [108].
Как рентгенограмма УМЗ Си, полученной ИПД кручением (рис. 3.16), так и рентгенограмма УМЗ Си, полученной РКУ прессованием (рис. 3.1 в), характеризуются таким же набором рентгеновских пиков, как и рентгенограмма КК Си (рис. 3.1а). Данный набор рентгеновских пиков типичен для Си [ПО]. В то же время их относительные максимальные интенсивности значительно отличаются от соответствующих табличных значений и значений для КК Си (табл. 1.1). Так, для УМЗ Си, полученной кручением, характерно значительное увеличение интенсивности рентгеновского пика 111 , а на рентгенограмме УМЗ Си, полученной РКУ прессованием - пика 331 .
