Влияние глубокой пластической деформации и последующего отжига на истинное зернограничное проскальзывание в крупнозернистом и субмикрокристаллическом титане

Влияние глубокой пластической деформации и последующего отжига на истинное зернограничное проскальзывание в крупнозернистом и субмикрокристаллическом титане

Е.Ф. Дударев, Г.П. Почивалова, Ю.Р. Колобов1, И.Г. Галкина, О.А. Кашин1, Н.В. Гирсова1

Сибирский физико-технический институт, Томск, 634050, Россия 1Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия

На основании исследований зернограничного внутреннего трения установлено, что холодная пластическая деформация субмикрокристаллического и крупнозернистого титана приводит к понижению температур начала и интенсивного развития истинного зернограничного проскальзывания и к уменьшению энергии активации этого процесса. При последующем отжиге при температурах вплоть до 573 K энергия активации не изменяется, а затем возрастает с ростом температуры отжига. Обоснован диффузионный механизм истинного зернограничного проскальзывания.

Influence of severe plastic deformation and subsequent annealing on true grain-boundary sliding in coarse-grained and ultrafine-grained titanium

E.F. Dudarev, G.P. Pochivalova, Yu.R. Kolobov1, I.G. Galkina, O.A. Kashin1, and N.V. Girsova1

On the basis of grain-boundary intrinsic friction researches it has been determined that cold plastic deformation of ultrafine-grained and coarse-grained titanium leads to a decrease of the temperature true grain-boundary sliding beginning and intensive development and to a decrease of activation energy for this process. At subsequent annealing at temperatures up to 573 K the activation energy is invariable and then rises with annealing temperature. The diffusive mechanism of true grain-boundary sliding has been substaniated.

1. Введение

В крупнозернистом рекрнсталлнзованном состоянии границы зерен являются совершенными; они содержат только кристаллографически необходимые дефекты, упругие поля напряжений которых скомпенсированы. В то же время, для субмикрокристаллической структуры помимо малого размера зерен характерны несовершенные высоконеравновесные большеугловые границы зерен [1-3]. Они кроме собственных содержат внесенные дефекты с нескомпенсированными упругими полями напряжений и имеют большой свободный объем. Эти особенности структуры границ зерен у субмикрокристаллических металлов могут повлиять на развитие процессов, протекающих на границах зерен при термосиловом воздействии, в том числе на развитие истинного зерногра-ничного проскальзывания. Однако до сих пор систематически сопоставительные исследования истинного зер-нограничного проскальзывания в крупнозернистых и субмикрокристаллических металлах с разной степенью неравновесности границ зерен не проводились.

В настоящей работе подобное исследование выполнено на титане. Крупнозернистая структура (со средним

размером зерен 11 мкм) была получена при отжиге образцов в течение 1 ч при 1023 К. Для формирования субмикрокристаллической структуры использовали равноканальное угловое прессование при 720-670 К крупнозернистого титана. При этом была получена субмикрокристаллическая структура со средним размером элементов зеренно-субзеренной структуры 350 нм при несовершенной структуре большеугловых границ зерен и больших внутренних напряжениях.

Для увеличения степени неравновесности границ зерен крупнозернистый и субмикрокристаллический титан деформировали прокаткой при 295 К на 87 %. Указанная пластическая деформация субмикрокристаллического титана привела к измельчению зеренно-суб-зеренной структуры до 100-200 нм и к увеличению доли большеугловых границ с 50 до 90 % и степени неравновесности границ. После прокатки на 87 % крупнозернистого рекристаллизованного титана наблюдаются два типа зеренно-субзеренной структуры, занимающих примерно равные объемы. Первый тип — области с преимущественно равноосными элементами зе-ренно-субзеренной структуры размером 150-400 нм с

© Дударев Е.Ф., Почивалова Г.П., Колобов Ю.Р., Галкина И.Г., Кашин O.A., Гирсова Н.В., 2004

преимущественно большеугловыми разориентировка-ми. Второй тип — области, содержащие элементы зе-ренно-субзеренной структуры размером 500-1500 нм, у которых более 80 % границ имеют большеугловые раз-ориентировки. Все большеугловые границы являются несовершенными.

2. Методика исследований

Весьма чувствительной и избирательной характеристикой процессов, протекающих в твердых телах при очень малых напряжениях, является внутреннее трение [4-7]. Согласно многочисленным экспериментальным исследованиям, у рекристаллизованных поликристаллических металлов на температурной зависимости внутреннего трения Q~l(T) в общем случае наблюдаются два релаксационных максимума (пика) внутреннего трения, обусловленные развитием неупругой деформации на границах зерен под действием внешнего напряжения [7]. Низкотемпературный зернограничный максимум связан с большеугловыми границами зерен общего типа, а среднетемпературный — со специальными и малоугловыми границами.

Неупругая деформация на границах зерен при измерении внутреннего трения может быть обусловлена зер-нограничным проскальзыванием и диффузионной ползучестью. При этом будет отсутствовать размножение и движение дислокаций, так как измерения проводятся в области амплитудонезависимого внутреннего трения [4-7]. Вакансионная ползучесть в интервале температур низкотемпературного зернограничного пика внутреннего трения не реализуется, поскольку ее энергия активации (она равна энергии активации объемной самодиффузии [8]) значительно больше, чем энергия активации зернограничного внутреннего трения. В то же время, имеется соответствие между энергиями активации зер-нограничного внутреннего трения и истинного зерно-граничного проскальзывания, которое наблюдали в интервале температур низкотемпературного зерногранич-ного пика внутреннего трения [7, 8]. Это дает основание

заключить, что у крупнозернистых рекристаллизован-ных металлов низкотемпературный зернограничный пик внутреннего трения обусловлен чистым зерногра-ничным проскальзыванием.

С учетом вышесказанного для выяснения влияния интенсивной пластической деформации, обеспечивающей формирование субмикрокристаллической структуры, и последующего отжига на чистое зернограничное проскальзывание использовали метод внутреннего трения. Для этого на обратном крутильном маятнике измеряли амплитудонезависимое внутреннее трение в интервале температур 290-1023 К при частоте колебаний примерно 1 Гц в процессе нагрева образца со скоростью 400 К/ч. Затем на основании этих исследований выявляли низкотемпературный зернограничный пик внутреннего трения.

3. Зернограничное внутреннее трение в крупнозернистом и субмикрокристаллическом титане

У крупнозернистого рекристаллизованного титана внутреннее трение при нагреве до Т ~ 700 К изменяется незначительно, а затем резко возрастает в интервале температур 700-963 К с последующим небольшим уменьшением при температурах 963-1023 К (рис. 1, а, кривая 1). Согласно литературным данным [4, 9] такой характер температурной зависимости внутреннего трения является типичным для крупнозернистого рекрис-таллизованного титана, а максимум на кривой Q^1(T) обусловлен зернограничным внутренним трением. При переходе от крупнозернистой к субмикрокристаллической структуре наблюдаются изменения в характере температурной зависимости внутреннего трения (рис. 1, а, кривая 2). Во-первых, на кривой Q~1(T) в интервале температур 295-1023 К наблюдается не один, а два максимума (при Т = 843 и 933 К). Во-вторых, начало резкого роста внутреннего трения смещено в область более низких температур.

120

80 -

40"

Рис. 1. Температурные зависимости внутреннего трения у крупнозернистого

Изменения в зеренно-субзеренной структуре при холодной пластической деформации субмикрокристаллического титана не повлияли на характер температурной зависимости внутреннего трения, но привели к смещению зернограничного пика внутреннего трения в область более низких температур (рис. 1, кривые 2). В то же время, у крупнозернистого титана после такой же деформации характер температурной зависимости внутреннего трения существенно изменился. Зависимость Q~1(7,) стала такой же, как у субмикрокристаллического титана, подвергнутого холодной пластической деформации (рис. 1, кривые 1). При этом максимум зерногра-ничного пика внутреннего трения и его восходящая ветвь сместились в область более низких температур сильнее, чем при равноканальном угловом прессовании, но в меньшей степени, чем при равноканальном угловом прессовании с последующей холодной пластической деформацией.

Для релаксационного процесса с одним временем релаксации восходящая ветвь пика внутреннего трения описывается уравнением [10]

Q~1 - Оь"1 = 2^ - ОьОехр

1-1

-1

г1ч

и

R

\

У-1

то есть

1п(О-1 - Оь"1) = 1п[2(О,

-ь

1-1

а-1» - и

Т

В (1), (2) ОЬ"1 —фон внутреннего трения; О^ — значение внутреннего трения при температуре максимума Тт; и — энергия активации; R — универсальная газовая постоянная.

Анализ температурной зависимости внутреннего трения у крупнозернистого и субмикрокристаллического титана на восходящей ветви зернограничного пика показал, что зависимость 1п(О_1 - О^1) от 1/Т линейная (рис. 2), то есть внутреннее трение обусловлено одним релаксационным процессом (за фон внутреннего трения ОЬ_1 принимали величину внутреннего трения при 295 К). Это позволило по наклону прямых 1п(О_1 - ОЬ_1) — 1/Т определить величину энергии активации зернограничного внутреннего трения. Оказалось, что при переходе от крупнозернистой к субмикрокристаллической структуре она уменьшается со 144±4 кДж/моль до 85±4 кДж/моль. После холодной пластической деформации у крупнозернистого титана она уменьшилась до 45 ±3 кДж/моль, а у субмикрокристаллического титана — до 38 ±4 кДж/моль (рис. 2, кривые 3, 4).

Отжиг в течение 1 ч подвергнутого холодной пластической деформации крупнозернистого и субмикрокристаллического титана показал, что при температурах отжига вплоть до 623 К энергия активации зерногранич-ного внутреннего трения не изменяется, а затем возрастает и достигает при 1023 К значений, характерных для

Рис. 2. Зависимость 1п(О 1 _ Оь') от 1/ Т

крупнозернистого титана с совершенными границами зерен. Эти данные свидетельствуют о том, что лишь при температурах выше 623 К начинает изменяться структура границ зерен.

Для крупнозернистого титана с совершенными границами зерен полученная величина энергии активации соответствует литературным данным для других чистых металлов [7]. Она превышает энергию активации зернограничной самодиффузии (97 кДж/моль [11]), но меньше энергии активации объемной самодиффузии 151-159 кДж/моль [9, 11]). Такое же соотношение между энергией активации зернограничного внутреннего трения и энергиями активации объемной и зерногра-ничной (для несовершенных границ) самодиффузии наблюдается и при субмикрокристаллической структуре.

В заключение следует отметить, что высокотемпературный максимум на кривой Q~1(7,) наблюдается только у пластически деформированного титана (рис. 1). Исследования эволюции зеренной структуры в процессе измерения температурной зависимости внутреннего трения показали, что данный максимум является следствием развития рекристаллизации. При температурах ниже данного максимума рекристаллизация не происходит.

4. Обсуждение результатов

Из вышесказанного следует, что формирование в титане субмикрокристаллической структуры методом рав-ноканального углового прессования приводит к смещению начала и интенсивного развития истинного зерно-граничного проскальзывания в область более низких температур и к сильному уменьшению энергии активации этого процесса. При обеих структурах (крупнозернистой рекристаллизованной и субмикрокристаллической) энергия активации истинного зернограничного проскальзывания больше энергии активации зерногра-ничной самодиффузии, соответствующей данному структурному состоянию границ, но меньше энергии активации объемной самодиффузии. Увеличение несо-

вершенства структуры границ зерен в крупнозернистом и субмикрокристаллическом титане (путем пластической деформации при 295 К) привело к облегчению истинного зернограничного проскальзывания. При этом энергия активации уменьшилась таким образом, что у крупнозернистого и субмикрокристаллического титана она стала отличаться незначительно.

Такое влияние несовершенства (степени неравновесности) структуры большеугловых границ зерен общего типа на истинное зернограничное проскальзывание и его энергию активации вытекает из диффузионной модели данного процесса [8]. Согласно этой модели истинное зернограничное проскальзывание является тер-моактивируемым процессом и обеспечивается тем же самым микромеханизмом, что и зернограничная диффузия. Внешнее напряжение вызывает только переход от случайных блужданий пустот, которые образуются при делокализации вакансии в границе общего типа, к их направленному перемещению. Оно будет сопровождаться взаимным смещением соседних зерен, если при этом происходит перестройка структуры границы, приводящая к понижению энергии границы. Такая перестройка структуры границы может происходить путем диффузионного притока или оттока вещества. Вследствие этого для любой большеугловой границы произвольного типа энергия активации истинного зерногра-ничного проскальзывания должна быть больше энергии активации самодиффузии в данной границе, но меньше энергии активации объемной самодиффузии.

Так как равноканальное угловое прессование проводили при повышенных температурах, отсутствует избыточная концентрация вакансий. Поэтому энергия активации объемной диффузии при переходе от крупнозернистой к субмикрокристаллической структуре не должна измениться. Следовательно, уменьшение энергии активации истинного зернограничного проскальзывания при формировании в титане субмикрокристаллической структуры методом равноканального углового прессования обусловлено уменьшением энергии активации зернограничной самодиффузии. Это согласуется с результатами исследований зернограничной диффузии в крупнозернистых и субмикрокристаллических металлах [2, 12]. Во-первых, по данным [2, 12] при субмикрокристаллической структуре, сформированной методами интенсивной пластической деформации, энергия активации зернограничной самодиффузии значительно меньше, чем при крупнозернистой структуре. Во-вторых, известно [8], что при повышении энергии границ зерен уменьшается энергия активации зернограничной самодиффузии.

Холодная пластическая деформация субмикрокристаллического и крупнозернистого титана приводит к увеличению степени неравновесности границ зерен, то есть к повышению их энергии, вследствие чего уменьшается энергия активации зернограничной самодиффу-

зии. Наряду с этим во всех зернах образуются неравновесные вакансии, что, как известно, приводит к уменьшению энергии активации объемной диффузии. Таким образом, после глубокой пластической деформации субмикрокристаллического и крупнозернистого титана энергия активации истинного зернограничного проскальзывания уменьшается вследствие уменьшения энергии активации зернограничной и объемной диффузии.

Выполненное исследование позволяет сделать следующие выводы.

1. При переходе от крупнозернистой структуры с совершенными границами зерен к субмикрокристаллической структуре с несовершенными границами зерен понижаются температуры начала и интенсивного развития истинного зернограничного проскальзывания, а энергия активации этого процесса уменьшается. При обеих структурах она больше энергии активации зерно-граничной самодиффузии, соответствующей данному структурному состоянию границ зерен, но меньше энергии активации объемной самодиффузии.

2. Установленное изменение энергии активации истинного зернограничного проскальзывания при изменении степени неравновесности границ зерен соответствует модели, согласно которой микромеханизмом, обеспечивающим проскальзывание, является вызванная внешним напряжением направленная зернограничная самодиффузия.

Работа выполнена при финансовой поддержке МНТЦ (грант № 2398), ИНТАС (грант № 01-320), CRDF (программа BRHE, проект 016-02).

Литература

1. Валиев Р.З., Александров И.А. Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией. - М.: Логос. -2000. - 272 с.

2. Колобов Ю.Р., Валиев Р.З., Грабовецкая Г.П. и др. Зернограничная диффузия и свойства наноструктурных материалов. - Новосибирск: Наука. - 2001. - 232 с.

3. Носкова Н.И., Мулюков Р.Р. Субмикрокристаллические и нанокрис-

таллические металлы и сплавы. - Екатеринбург: УрО РАН. -2003. - 279 с.

4. Криштал М.А., Пигузов Ю.В., Головин С.А. Внутреннее трение в металлах и сплавах. - М.: Металлургия, 1964. - 246 с.

5. ПостниковВ.С. Внутреннее трение в металлах. - М: Металлургия,

1974. - 352 с.

6. Криштал М.А., Головин С.А. Внутреннее трение и структура металлов. - М.: Металлургия, 1976. - 376 с.

7. Блантер М.С., ГоловинИ.С., Головин С.А., Ильин А.А., Саррак В.И.

Механическая спектроскопия металлических материалов. - М.: Изд-во Международной инженерной академии, 1994. - 256 с.

8. ШтремельМ.А. Прочность сплавов. Часть I. - М.: МИСИС, 1999. -

384 с.

9. Цвиккер У. Титан и его сплавы. - М.: Металлургия, 1979. - 512 с.

10. Головин С.А., Пушкар А., Левин Д.М. Упругие и демпфирующие свойства конструкционных металлических материалов. - М.: Металлургия, 1987. - 190 с.

11. Фрост Г.Дж., Эшби М.Ф. Карты механизмов деформации. - Челябинск: Металлургия, 1989. - 328 с.

12. Колобов Ю.Р. Диффузионно-контролируемые процессы на границах зерен и пластичность металлических поликристаллов. - Новосибирск: Наука, 1998. - 184 с.