Наноструктурированные фазовые границы в алюминии при циклической интенсивной пластической деформации

УДК 539.43

Наноструктурированные фазовые границы в алюминии при циклической интенсивной пластической деформации

В.Е. Панин, Н.С. Сурикова, Т.Ф. Елсукова,

В.Е. Егорушкин, Ю.И. Почивалов

Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия

Исследованы механизмы пластической деформации тонких фольг алюминия, закрепленных на упруго деформируемой подложке, при высоких степенях знакопеременного изгиба. На стадии развития в поверхностном слое экструзии-интрузии материала алюминиевой фольги в ее объеме происходит многоуровневая фрагментация структуры с формированием между субзернами наноструктурированных фазовых границ. Ширина наноструктурированных фазовых границ изменяется в пределах 200-300 нм, размер структурных элементов внутри наноструктурированных фазовых границ составляет 30-50 нм. Образование наноструктури-рованных фазовых границ на границах неравновесных субзерен классифицируется как механизм фрагментации материала на субмикромасштабном уровне в условиях изгиба-кручения при интенсивной пластической деформации.

Ключевые слова: интенсивная пластическая деформация, наноструктурирование, фрагментация

Nanostructured phase boundaries in aluminum under

severe cyclic plastic deformation

V.E. Panin, N.S. Surikova, T.F. Elsukova,

VE. Egorushkin and Yu.I. Pochivalov

Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634021, Russia

In the work, we investigate the mechanisms of plastic deformation of thin aluminum foils attached to an elastically deformed substrate at high degrees of alternating bending. It is shown that at the stage of extrusion-intrusion of the foil surface layer, multiscale structural fragmentation with the formation of nanostructured phase boundaries between subgrains takes place in the bulk Al foil. The width of the nanostructured phase boundaries varies between 200 and 300 nm, and the size of the structural elements inside the nanostructured phase boundaries is 30-50 nm. The formation of nanostructured phase boundaries between nonequilibrium subgrains is classified as a submicroscale fragmentation mechanism developing in the material under severe plastic deformation of bending-torsion.

Keywords: severe plastic deformation, nanostructuring, fragmentation

1. Введение

В работах [1-3] при исследовании циклической интенсивной пластической деформации тонких пленок высокочистых поликристаллов алюминия, закрепленных на упруго нагруженной подложке (из технического алюминия или Т), был обнаружен новый механизм пластической деформации на мезомасштабном уровне. Он проявлялся в многоуровневой квазивязкой экструзии материала по сопряженным направлениям ттах с формированием в экструдируемом материале тонкой струк-

туры в виде переплетающихся «волокон» (рис. 1). Такая волокнистая структура деформируемого материала наблюдалась также при развитии на поверхности фольги одиночных мезополос локализованной деформации, между которыми сохранялись полосы исходного неде-формируемого материала.

В рамках совместных подходов физической мезоме-ханики и неравновесной термодинамики [4, 5] локализация мезополос деформации вдоль направлений ттах связывалась в [1-3] с «шахматным» распределением

© Панин B.E., Сурикова H.C., Елсукова Т.Ф., Егорушкин B.E., Почивалов Ю.И., 2009

растягивающих и сжимающих нормальных напряжений на интерфейсе «пластически деформируемая фольга А1 - упруго нагруженная подложка» в двухслойном композиционном образце. В литературе такой «шахматный» мезоэффект интерфейса, согласно которому пластический сдвиг может происходить только в локальных зонах растягивающих нормальных напряжений, обсуждается в ряде работ [6-8 и др.]. Однако механизмы многоуровневой квазивязкой экструзии и возникновения тонкой волокнистой структуры в мезополосах локализованной деформации оставались неясными. Исследованию данных вопросов посвящена настоящая работа.

2. Материалы и методика исследования

Сильное различие модулей упругости алюминия А999 и технического титана ВТ1-0, а также большая амплитуда знакопеременного изгиба, применяемого для двухслойного композита А999/Т1 в [1-3], обусловливают очень быструю динамику развития пластической деформации в алюминиевой фольге. Для исследования стадийности формирования дислокационной субструктуры в алюминиевой фольге целесообразно замедлить эту динамику. Поэтому для просвечивающей электронной микроскопии в настоящей работе использовали только фольги А999, испытанные в композитах А999/А7 с уменьшенной амплитудой знакопеременного изгиба ±1 мм.

Высокочистый поликристаллический алюминий А999 характеризуется высокой энергией дефекта упаковки, что свидетельствует о высокой сдвиговой устойчивости его кристаллической решетки. Комнатная температура составляет для алюминия 0.3Тт. В этих условиях развитие диффузионных процессов в кристал-

лической решетке и на границах зерен затруднено, а пластическая деформация объема зерен в равновесном кристаллическом состоянии осуществляется дислокационными механизмами. В то же время при очень большой плотности дефектов, например в условиях интенсивной пластической деформации, следует ожидать резкого возрастания роли в пластическом течении мезомас-штабных механизмов деформации. Дефектная подсистема в таких материалах обусловливает сильное снижение его сдвиговой устойчивости. В условиях знакопеременного нагружения это должно вызывать развитие в поверхностных слоях материала различных нелинейных волновых процессов недислокационной природы.

Традиционно используются такие методы интенсивной пластической деформации, как равноканальное угловое прессование, деформация по схеме «сжатие + + кручение» на наковальнях Бриджмена, глубокая прокатка и др. Они не позволяют изучать многоуровневый характер пластического течения кристаллического материала в ходе его интенсивной пластической деформации. В настоящей работе пластической деформации подвергаются образцы тонкой фольги мягкого высокочистого алюминия, закрепленные на плоских образцах технического алюминия, имеющих высокий предел текучести. При циклическом нагружении таких двухслойных образцов удается получить сверхвысокие степени пластической деформации в фольге алюминия А999 при упругом нагружении подложки.

Приготовленные холодной прокаткой фольги из алюминия А999 наклеивали на значительно более прочную «подложку» из наклепанного технического алюминия А7. Образцы-подложки имели форму двойной лопатки с размерами рабочей части 40х8х 1 мм. Фольги готовили холодной прокаткой бруска 30 х 16 х 8 мм3 алю-

Рис. 1. Многоуровневая квазивязкая экструзия материала на поверхности алюминиевой фольги А999 при интенсивной циклической деформации: А999/ТІ, локальная экструзия крупных мезополос локализованной деформации вдоль сопряженных направлений Ттах на поверхности фольги алюминия А999, к = 35 мкм, N=2.9 • 106 циклов, лазерная профилометрия [2]

Рис. 2. А999/А7. Локальная экструзия тонких мезополос локализованной деформации вдоль сопряженных направлений ттах на поверхности фольги алюминия А999 толщиной к = 90 мкм, N = 13 • 106 циклов: оптическое изображение

миния А999 до толщины 250 мкм. Для снятия наклепа проводили отжиг при 240 °С в течение 15 мин. Полученную ленту разрезали на полоски длиной 15 мм, которые подвергали электрополировке до толщины 30-180 мкм. Размер зерна в фольге составлял -400 мкм. В ряде случаев исследовали неотожженную фольгу. Приготовленные таким образом фольги наклеивали специальным клеем на образцы-подложки непосредственно у одной из головок образца.

Полученные двухслойные образцы подвергали испытаниям на знакопеременный изгиб, при этом участок с фольгой находился в зоне максимальной амплитуды изгиба. При таком способе нагружения площадь сопряжения «фольга - подложка» оставалась неизменной и в пластической деформации фольги была значительно выражена нормальная к плоскости образца составляющая пластического течения. Это позволило получить хорошо выраженное трехмерное представление нелинейных механизмов пластической деформации фольги. Знакопеременный изгиб осуществляли при комнатной температуре в режиме многоцикловой усталости (амплитуда — ± 1 мм, частота — 430 мин-1).

Структурные исследования выполняли методами световой и электронной микроскопии (растровой и просвечивающей) на различных этапах нагружения. Трехмерную картину формирующейся поверхностной мезо-субструктуры при упругой деформации подложки получали с использованием микроскопов Zeiss Axiovert-25CA и 200MAT, снабженных устройством для получения дифференциально-интерференционного контраста. Для выявления тонкой структуры поверхностного слоя и его элементного состава использовали лазерную профилометрию (Micromeasure-3D), растровую электронную микроскопию и зондовый анализ на приборе Quanta 200 3D. Для изучения стадийности самосогласованного взаимодействия деформирующихся зерен на

большом участке поверхности образца применяли метод фотомонтажей.

3. Результаты исследования

На рис. 2 приведены оптическая и растровая электронные микрофотографии мезосубструктуры поверхности фольги А999, сформировавшейся в результате экструзии тонких стенок материала поверхностного слоя при циклическом нагружении двухслойного композита А999/А7. Экструзия развивается в дискретных мезополосах локализованного пластического течения в направлении максимального касательного напряжения ттах. В зерне А между первичными мезополосами экструдированного материала начинают формироваться «перетяжки» сопряженных мезополос экструдированного материала. В зерне В данный процесс завершается формированием клеточной мезосубструктуры экструди-

Рис. 3 А999/А7. Твидовая структура экструдированных шаровых выступов материала на лицевой поверхности фольги А999, N = = 2.9 • 106 циклов, растровая электронная микроскопия

Рис. 4. А999/А7. Характер пластического течения алюминиевой фольги толщиной 179 мкм, N ~ 103—104 циклов: линии одиночного скольжения в отдельных зернах, оптическое изображение

рованного материала. Хотя число циклов нагружения в данном случае на порядок превышает число циклов для композита А999/ВТ1-0 в работах [1-3], формирование мезосубструктуры экструдированного материала в композите А999/А7 сохраняется на начальной стадии экструзии тонких мезополос локализованной деформации. Соответственно, представленные на рис. 1 и 2 масшта-

Рис. 5. А999/А7. Формирование субзерен в объеме алюминиевой фольги, к = 170 мкм, N = 4 • 105 циклов, темнопольное изображение в рефлексе [111] субзерен при разных углах наклона а фольги в гониометре: а = 3°

бы экструдированных субструктур существенно различаются.

На рис. 3 представлен еще один вид экструзии материала на поверхности алюминиевой фольги А999 — возникновение шаровидных выступов, регулярно рас-

*

Р*''

* V* -

АД

А!

«яр*

ж'

№

ЩШГл

0.3 мкм II 1

Рис. 6. А999/А7. Образование подвижной наноструктурированной границы между субзернами в объеме алюминиевой фольги, Н = = 170 мкм, N = 4-105 циклов, просвечивающая электронная микроскопия

положенных в виде твидовой структуры. Диаметр экструдированных шаровидных выступов составляет 2-3 мкм. Природа регулярного расположения экструдированных шаровидных выступов связывается с «шахматным» распределением растягивающих и сжимающих нормальных напряжений в поверхностном слое циклически деформируемой фольги А999 [3].

На рис. 4 представлен характер пластического течения алюминиевой фольги в условиях циклического нагружения при небольшом числе циклов нагружения N ~

~103-104). На металлографической картине поверхности поликристалла в оптическом микроскопе видно развитие одиночного скольжения в отдельных зернах (рис. 4, а). Электронная микроскопия на просвет выявляет хорошо известную дислокационную структуру. В различных зернах поликристалла наблюдаются отдельные дислокации с векторами Бюргерса d = 1/2а(110) в плоскостях первичного сдвига {111}, дислокационные сетки (рис. 4, б) и квазипериодически распределенные скопления дислокаций (рис. 4, в). Четко выражена тенденция к формированию ячеистой дислокационной субструктуры, отражающей фрагментацию деформируемого материала внутри каждого деформируемого зерна (мезосубструктура I по классификации [9]).

Однако при увеличении числа циклов нагружения ^ ~ 105-106), когда в поверхностном слое алюминия А1999 начинает развиваться экструзия материала, происходит качественное изменение всей внутренней структуры поликристалла. В полном соответствии с поверхностной мезосубструктурой экструдированного материала (рис. 2) в объеме поверхностного слоя формируется мезосубструктура с образованием субзерен с линейным размером несколько микрометров (рис. 5), границы которых представляют собой наноструктури-рованную фазу (рис. 6, 7). Ее ширина по периметру субзерен меняется в пределах 200-300 нм, размер структурных элементов внутри наноструктурированных фазовых границ составляет 30-50 нм (рис. 7). Подобный тип наноструктурированных фазовых границ на мезомасштабном уровне обнаружен впервые.

На начальных стадиях образования наноструктури-рованные фазовые границы не имеют наноструктуры и состоят из серии протяженных микрополос локализованной деформации, испытывающих кручение со слабо выраженной кривизной (рис. 6). Средняя разориентация деформационной субструктуры внутри наноструктури-рованных фазовых границ близка к нулю, о чем свидетельствует малая величина угла переориентировки кристаллической решетки материала по обе стороны от наноструктурированных фазовых границ (доли градуса). Это определяется по движению контура экстинк-ции в темном поле.

С увеличением числа циклов нагружения нанострук-турированные фазовые границы искривляются, испытывают кручение в виде спирали с сильно выраженной кривизной, а волокна их внутренней структуры переплетаются, формируя наноструктуру (рис. 7). В конгломератах субзерен возникает квазивязкое пластическое формоизменение сложной конфигурации с образованием локальных выступов с высокой кривизной их границ (рис. 7). При этом в теле субзерен развивается фрагментация материала на более низком субмикрон-ном масштабном уровне (рис. 8) и весь материал субзерен характеризуется дипольными и мультипольными разориентировками (рис. 5).

Рис. 7. Искривление и переплетение тонкой волокнистой структуры в наноструктурированных фазовых границах, просвечивающая электронная микроскопия: темнопольное изображение субзерен в рефлексе [020]

Таким образом, в сильнонеравновесном материале в условиях интенсивной пластической деформации развивается многоуровневая фрагментация с образованием между субзернами наноструктурированных фазовых границ, характеризующихся очень высокой подвижностью. Для описания механизмов формирования подобных неравновесных иерархических структур с нано-структурированными границами и их квазивязкого механического поведения необходимы совместные подходы физической мезомеханики и неравновесной термодинамики.

4. Обсуждение результатов

Сопоставление линейных размеров мезосубструк-туры экструдируемого материала (рис. 2) и в объеме поверхностного слоя (рис. 5) показывает, что они одного

порядка и составляют несколько микрометров.1 Так, толщина вертикальных стенок экструдированного материала фольги с Н = 35 мкм равна ~3 мкм (рис. 2, б), диаметр шаровидных выступов экструдированной твидовой структуры составляет 2-3 мкм (рис. 3). Средний размер субзерен в объеме поверхностного слоя равен 2-3 мкм (рис. 5). Это означает, что структурным элементом экструзии сильнонеравновесного материала является субзерно, окруженное наноструктурированной приграничной зоной. Его сильное пластическое формоизменение с образованием протяженных выступов суб-

1 Подчеркнем, что средний размер исходных зерен в фольге составляет ~400 мкм, и он сохраняется при всех временах циклического нагружения.

Рис. 8. Фрагментация субзерен на субмикронном масштабном уровне

микронного масштаба возможно благодаря субмикрон-ной иерархии масштабов фрагментации материала субзерен.

Для понимания механизма данного явления необходимо дать ответы на следующие вопросы:

а) Как возникает наноструктурированная граница субзерен в объеме поверхностного слоя?

б) Какова роль наноструктурированных фазовых границ в квазивязкой экструзии субзерна на поверхности фольги?

в) Каковы природа и механизм субмикронной иерархии фрагментации материала субзерен?

Прежде всего напомним, что при интенсивной пластической деформации тонких образцов алюминия толщиной ~800 мкм в камере Бриджмена в [10] удалось измельчить структуру материала только до размера зерен ~200 нм. В этих же условиях в тугоплавких W и №3А1 размер зерен измельчается соответственно до 40 и 20 нм. Согласно [5] измельчение структуры при интенсивной пластической деформации определяется двумя основными факторами: размером клеток «шахматного» распределения растягивающих и сжимающих нормальных и касательных напряжений на интерфейсе «образец - стенка экструдера» и термодинамической природой стабильности кристаллической структуры материала. Измельчению структуры способствуют минимально возможные размеры клеток «шахматного» распределения напряжений на интерфейсе «образец - стенка экструдера» и максимально возможная глубина минимума термодинамического потенциала Гиббса в основном структурном состоянии материала (для задержки рекристаллизации при интенсивной пластической деформации).

Низкая температура плавления алюминия и высокосимметричная его кристаллическая ГЦК-решетка свидетельствуют о трудности формирования во всем объеме материала неравновесной нанокристаллической структуры. Если ее удается создать в условиях экструзии микронных субзерен поверхностного слоя, то это может

быть связано только с наноразмерными клетками «шахматного» распределения напряжений на интерфейсах субзерен, экструдируемых из поверхностного слоя при знакопеременном изгибе фольги с ограниченной поверхностью. Именно наноразмерные клетки «шахматного» распределения напряжений позволяют каналиро-вать развитие сдвигов на границах субзерен в виде волокнистой структуры с расстоянием между нанополосами локализованной деформации в несколько десятков нанометров. Такое стационарное наноразмерное каналирование возможно только при размерах поверхностного слоя субзерен порядка сотен нанометров. Соответственно, наблюдаемая в настоящей работе ширина наноструктурированных фазовых границ составляет 200300 нм.

Нетрудно показать, что в определенных условиях при экструзии из поверхностного слоя субзерен на их границах должна формироваться наноструктурирован-ная фазовая прослойка, в которой каналированные сдвиги в рамках наноструктурированных фазовых границ могут развиваться по закону спирали. Согласно теории [11] волновое уравнение для потока J деформационных дефектов в локализованном пластическом сдвиге имеет вид:

э2/а э2уг

дх2

д_

дt

д 1п иа (х, і) д 1п ив

дх,,

Е дх„

______р\

С«Р 77 р

где и(х, і) — неупругие смещения при образовании деформационных дефектов; д 1п ыa/дt — скорость упругой деформации в среде с дефектами; д 1п ы^/дх х

х са;/Е

— упругие напряжения в деформируемой среде; с — скорость фронта пластического течения;

(х, t) — пластическая часть дисторсии; — упругие константы.

Правая часть уравнения (1) характеризует источники потока деформационных дефектов. Разность первых двух членов определяется разностью внутренних напряжений сжатия (растяжения) и сдвига в зоне концентратора напряжений, где рождаются дефекты. Третье слагаемое связано с релаксационными процессами при генерации деформационных дефектов.

На основании уравнения (1) в [11] показано, что плотность потока дефектов J в слоистой структуре связана с локальной кривизной и градиентами внутренних напряжений выражением

ь х(5, оь(я, оап2^ -1) -V/,

г

4п

где Ь — вектор бинормали в локальной системе координат; t—касательная; L — протяженность области интерфейса (в нашем случае интерфейса между субзернами фольги); 5 — текущее значение длины области; г —

Рис. 9. Изменение формы и скорости локализованной пластической деформации со временем в соответствии с соотношением

текущая координата в полосе локализованной деформации, г < L; х — изменение кривизны локальной области, обусловленное внешней нагрузкой; Ь и Ь2 — модули «вектора Бюргерса» объемной трансляционной и приповерхностной или ротационной несовместности соответственно; V/ — градиентная часть потока, обусловленная сторонними источниками.

Из выражения (2) следует, что в слоистых материалах с малой толщиной слоев потоки деформационных дефектов распространяются по закону спирали, представленной на рис. 9. Стрелки на рис. 9 указывают величину и направление скорости пластической деформации вблизи ее оси. Скорость деформации поляризована перпендикулярно к волне изменения формы, движущейся вдоль области каналированной деформации. Изменение направления скорости вдоль кривой обусловлено вращением вектора бинормали Ь при перемещении локальной системы координат вдоль 5 и изменением кривизны х. Из рис. 9 видно, что максимальное изменение направления скорости происходит при отражении спирали локализованного пластического течения от встречной границы в слоистой среде. В этом месте скорость пластической деформации равна нулю и изме-

няет свой знак при дальнейшем распространении локализованного сдвига.

Так как вектор бинормали Ь меняет ориентацию, а скорость пластической деформации представляет уединенную поперечную волну (Ь ± с кручением т(5), то в среде локализованной деформации наблюдается вращение поляризации волны на угол

L

0 = 1 Т^)^,

0

равный телесному углу, описываемому концом вектора касательной t на единичной сфере. В рассматриваемом случае кручение т(5) равно удвоенной скорости соли-тона т = -2v, 0 = -2vL. Другими словами, когда вектор касательной t возвращается к первоначальному направлению, плоскость поляризации волны скорости деформации поворачивается на угол 0 = -2vL.

Рассмотренное выше свойство волны есть закон параллельного переноса скорости пластической деформации в слоистой среде. Характер пластической волны и некритическое изменение кривизны определяют топологический эффект вращения фазы волны и закон параллельного переноса. Этот классический топологический эффект проявляется в нелинейном механическом поведении слоистой среды, которое описывается уравнением (1).

Очень важным параметром в выражении (2) является кривизна х спирали локализованного пластического сдвига. Влияние этого параметра на форму спирали и локальную скорость V поперечного формоизменения деформируемой области представлено на рис. 10.

Как видно из рис. 10, а, при малой кривизне х скорости V поперечного формоизменения невелики, а спираль испытывает слабо выраженное кручение с большой длиной поперечной волны. Такая картина наблюдается на рис. 6 и особенно характерна для субмик-ронной фрагментации субзерен (рис. 8). При увели-

Рис. 10. Зависимость формы и скорости локализованной пластической деформации от кривизны х деформируемой области: %1 < %2 < %з < %4

чении кривизны х длина поперечной волны резко уменьшается, а скорости поперечного формоизменения возрастают (рис. 10, в). При каналированном распространении серии полос сдвига на интерфейсе субзерен приграничная зона наноструктурируется, формируя на-ноструктурированные фазовые границы (рис. 7).

Подобный механизм формирования наноструктури-рованных фазовых границ имеет и одно негативное последствие, когда кривизна х спирали оказывается очень большой (сильная разориентация субзерен в экструдированных ламелях поверхностного слоя). Это очень важный эффект, так как при отражении волны от границ слоистой среды скорость V меняет знак на противоположный. При большой кривизне х (рис. 10, в, г) в данных зонах возникает гидростатическое растяжение, вызывающее возникновение трещин. Данный эффект обусловливает возникновение трещин в зонах экструзии материала из поверхностного слоя (рис. 2, б), низкую пластичность структурно-неоднородных сред, растрескивание и отслоение хрупких покрытий, развитие усталостных трещин в поверхностных слоях конструкций при их циклическом нагружении.

Иллюстрацией сказанного является рис. 1, б, где в условиях большой амплитуды знакопеременного изгиба двухслойного образца А999/Т1 на поверхности алюминиевой фольги А999 возникает хрупкая пленка состава А1^-0-С, под которой формируется спиралевидная волокнистая структура высокой кривизны. Поперечный размер волокон, а также расстояние между ними составляют ~1 мкм. Это отражает крупные размеры клеток «шахматного» распределения растягивающих и сжимающих нормальных напряжений на интерфейсе «хрупкая пленка - фольга А999». В такой структуре крупные волокна локализованных сдвигов формируют спирали высокой кривизны, что вызывает отслаивание хрупкой пленки.

Возникновение подвижных наноструктурированных фазовых границ между субзернами экструдируемого материала (рис. 6, 7) позволяет резко уменьшить кривизну х в приграничных зонах локализованной деформации и обеспечить высокую релаксационную способность наноструктурированных фазовых границ. Это объясняет обнаруженный в [12-14 и др.] эффект резкого увеличения усталостной долговечности конструкционных материалов при наноструктурировании их поверхностных слоев.

Особого обсуждения заслуживает вопрос об условиях формирования наноструктурированных фазовых границ и их оптимальных характеристиках: геометрические параметры (толщина, длина, размеры волокон), кривизна, кручение, фазовый состав, термодинамическая стабильность.

Основополагающим условием мезомеханики возникновения наноструктурированных фазовых границ

является создание в приграничных зонах локализации деформации наномасштабных клеток «шахматного» распределения растягивающих и сжимающих нормальных и касательных напряжений. Именно это условие обеспечивает формирование волокнистой структуры каналированных сдвигов наномасштаба по направлениям максимальных касательных напряжений. Естественно, что термодинамический потенциал Г иббса в зонах наноструктурированных фазовых границ должен быть при этом близким к нулю [4].

Исходя из многочисленных результатов наноструктурирования поверхностных слоев ионной имплантацией кристаллы допускают наноструктурирование поверхностного слоя толщиной доли микрометра. Нано-размерные порошки также имеют аморфную оболочку конечных наноразмеров. На рис. 6, 7 толщина нано-структурированных фазовых границ составляет 200300 нм, а поперечный размер наноразмерных структурных элементов составляет 30-50 нм. Очевидно, это определяется термодинамикой фазовых равновесий «кристалл - наноструктурированные состояния». Создать наноструктурные состояния во всем объеме термодинамически стабильного кристалла с глубоким минимумом термодинамического потенциала Гиббса принципиально невозможно. В то же время в сильнонеравновесных материалах наноструктурированные зоны можно создать в виде наноструктурированных фазовых границ между субзернами внутренней структуры в условиях интенсивной пластической деформации. При этом размеры субзерен должны быть в микронном или суб-микронном диапазонах, а поперечные размеры нано-структурированных фазовых границ в приграничных зонах должны составлять несколько сотен нанометров.

При таких толщинах наноструктурированных фазовых границ их кривизна не может быть очень большой, а кручение оказывается длинноволновым. Подобные наноструктурированные фазовые границы обладают высокими релаксационными свойствами и обеспечивают высокую подвижность границ субзерен при их экструзии-интрузии в условиях циклического нагружения. Принципиально наноструктурированные фазовые границы могут быть созданы в любых материалах при выполнении выше перечисленных условий физической мезомеханики и неравновесной термодинамики.

Особую актуальность представляет вопрос о механизме локализованного пластического течения в волокнистой наноструктурированной фазовой границе. Сильная неравновесность материала в условиях циклической интенсивной пластической деформации и квазивязкий характер пластического формоизменения субзерен с возникновением сильно выраженной кривизны свидетельствуют о недислокационной природе пластического течения в волокнистой наноструктурированной фазовой границе. Напомним, что дислокация является дефектом

структуры термодинамически стабильного кристалла [4]. Такой кристалл допускает только локальное изменение своей стабильной структуры в виде несвойственной ему структуры ядра дислокации.

В сильнонеравновесном кристалле пластический сдвиг развивается в виде полос сдвига в поле максимальных касательных напряжений. Поэтому волокнистую структуру наноструктурированной фазовой границы следует связать с каналированными полосами сдвига в приграничных зонах субзерен, которые обеспечивают непрерывные разориентировки субзерен в сильнонеравновесном материале.1 Об этом свидетельствует и рис. 8, где представлены разные стадии фрагментации субзерен на субмикронном масштабном уровне. Изменение кривизны субзерен невозможно без их фрагментации. И эта фрагментация развивается распространением полос сдвига, которые эволюционируют в нано-структурированные субграницы внутри субзерен. Таким образом, возникновение наноструктурированных фазовых границ следует классифицировать как механизм фрагментации сильнонеравновесных материалов на субмикро- или наноразмерном масштабных уровнях. Это, в свою очередь, означает, что каждая полоса сдвига сочетает в себе как трансляционную, так и поворотную моды локализованной пластической деформации. Отсюда вытекает важное следствие: если для описания пластической деформации термодинамически стабильного кристалла необходимо вводить два типа дефектов — дислокации и дисклинации, то в сильнонеравновесном кристалле все моды деформации могут быть реализованы одним типом деформационных дефектов — полосами сдвига. Их самоорганизация в поле внутренних напряжений осуществляет фрагментацию неравновесного материала на субмикромасштабном уровне и формирование наноструктурированных границ субзерен на микромасштабном уровне. Это обеспечивает квазивязкую экструзию материала из поверхностных слоев деформируемого образца.

Конечно, вопрос о механизмах пластической деформации сильнонеравновесных материалов требует дальнейшего систематического исследования. В частности, в данной работе мы не обсуждаем механизм формирования в объеме субзерен наносубструктуры с мультиполь-ными разориентировками кристаллографических плоскостей (рис. 5). Данный эффект связан с возникновением солитонов кривизны на поверхности субзерен,

1 Конечно, при утонении фольги после интенсивной пластической деформации в ней развиваются релаксационные процессы, и представленная на рис. 6-8 структура наноструктурированных фазовых границ может иметь признаки дислокационных субструктур. Однако анализ всего комплекса результатов настоящей работы и экспериментальных данных растровой электронной микроскопии в [1-5] позволяет утверждать, что волокнистая структура нанострук-турированных фазовых границ связана с пакетом каналированных полос сдвига.

испытывающих сильное пластическое формоизменение на стадии экструзии материала из поверхностных слоев фольги А999. Подобный эффект был предсказан теоретически в [11] (где назван солитонами формы) и в [15] (где назван солитонами гофрировки). Фактически наноразмерные структурные элементы в субзернах отражают периодическую модуляцию кривизны при пластическом формоизменении экструдируемого материала и связаны с фрагментацией субзерен на наноразмерном масштабном уровне. В основе механизма такой субмик-ро- и нанофрагментации лежит самоорганизация развития полос сдвига по сопряженным направлениям максимальных касательных напряжений с учетом внутреннего поля поворотных моментов.

Анализ данных вопросов будет рассмотрен в следующей работе.

5. Заключение

В условиях интенсивной циклической пластической деформации фольг высокочистого алюминия А999, закрепленных на плоских образцах технического алюминия, обнаружен принципиально новый тип границ между субзернами внутри фольг А999 в виде волокнистых наноструктурированных фазовых прослоек. Их ширина по периметру субзерен изменяется в пределах 200300 нм, размер структурных элементов внутри нано-фазовых границ составляет 30-50 нм.

Наноструктурированные фазовые границы возникают в условиях интенсивной циклической деформации, которая сопровождается эффектами экструзии металла в виде вертикальных стенок микронного размера или шаровидных выступов твидовой структуры. В процессе такой экструзии происходит взаимное смещение субзерен (известное как зернограничное проскальзывание), сложный характер которого вызывает наноструктурирование приграничных зон механизмом коллективного распространения наномасштабных каналирован-ных сдвигов в виде спиралей с кручением.

Развитие наноструктурированных фазовых границ между субзернами алюминиевой фольги в условиях запредельных степеней циклической интенсивной пластической деформации классифицируется как механизм фрагментации сильнонеравновесного материала на суб-микро- или наноразмерном масштабном уровне.

Проведен анализ обнаруженных эффектов на основе полевой теории [11], предсказывающей распространение потоков деформационных дефектов в слоистых структурно-неоднородных средах в виде спиралей.

Работа выполнена при финансовой поддержке проектов СО РАН

Литература

1. Панин В.Е., Елсукова Т.Ф., Кузина О.Ю., Шарыпова А.Ю. Масштабная инвариантность механизмов деформации поликристал-

лов // Сборник статей по материалам II международной конференции «Деформация и разрушение материалов и наноматериалов». -М.: ИМЕТ РАН, 2007. - С. 23-25.

2. Панин В.Е., Елсукова Т.Ф., Егорушкин В.Е., Ваулина О.Ю., Почи-валов Ю.И. Нелинейные волновые эффекты солитонов кривизны в поверхностных слоях поликристаллов высокочистого алюминия при знакопеременной интенсивной пластической деформации.

I. Эксперимент // Физ. мезомех. - 2007. - Т. 10. - № 6. - С. 21-32.

3. Панин В.Е., Елсукова Т.Ф., Ваулина О.Ю., Почивалов Ю.И. Нелинейные волновые эффекты солитонов кривизны в поверхностных слоях поликристаллов высокочистого алюминия при интенсивной пластической деформации. II. Роль граничных условий, интерфейсов и неравновесности деформированного состояния // Физ. мезомех. - 2008. - Т. 11. - № 5. - С. 17-26.

4. Панин В.Е., Егорушкин В.Е. Неравновесная термодинамика дефор-

мируемого твердого тела как многоуровневой системы. Корпускулярно-волновой дуализм пластического сдвига // Физ. мезомех. -2008. - Т. 11. - № 2. - С. 9-30.

5. Панин В.Е., Егорушкин В.Е. Физическая мезомеханика измельчения

кристаллической структуры при интенсивной пластической деформации // Физ. мезомех. - 2008. - Т. 11. - № 5. - С. 5-16.

6. Панин В.Е., Панин А.В., Елсукова Т.Ф., Кузина О.Ю. Эффект «шахматной доски» в распределении напряжений и деформаций на интерфейсах в нагруженном твердом теле: экспериментальная верификация и механизм мезоскопического каналирования // Физ. мезомех. - 2005. - Т. 8. - № 6. - С. 97-105.

7. Панин В.Е., Панин А.В., Моисеенко Д.Д., Елсукова Т.Ф., Кузина О.Ю., Максимов П.В. Эффект «шахматной доски» в распределении напряжений и деформаций на интерфейсах в нагруженном твердом теле // Доклады Академии наук. - 2006. - Т. 409. - № 5. -С. 606-610.

8. Панин В.Е., Егорушкин В.Е., Панин А.В., Моисеенко Д.Д. Природа локализации пластической деформации твердых тел // ЖТФ. -2007. - Вып. 8. - С. 62-69.

9. Физическая мезомеханика и компьютерное конструирование материалов / Под ред. В.Е. Панина. - Новосибирск: Наука, 1995. -Т. 1.- 298 с.

10. Корзников А.В., Тюменцев А.Н., Дитенберг И.А. О предельных минимальных размерах зерен в наноструктурных металлических материалах, полученных при деформации кручением под давлением // Физ. мезомех. - 2006. - Т. 9. - Спец. выпуск. -С. 71-74.

11. Егорушкин В.Е. Динамика пластической деформации. Волны локализованной пластической деформации в твердых телах // Изв. вузов. Физика. - 1992. - Т. 35. - № 4. - С. 19-41.

12. Панин В.Е., Сергеев В.П., Панин А.В., Почивалов Ю.И. Наноструктурирование поверхностных слоев и нанесение наноструктурных покрытий — эффективный способ упрочнения современных конструкционных и инструментальных материалов // ФММ. - 2007. - Т. 104. - № 6. - С. 650-660.

13. Панин В.Е., Сергеев В.П., Панин А.В. Наноструктурирование поверхностных слоев конструкционных материалов и нанесение наноструктурных покрытий. - Томск: Изд-во ТПУ, 2008. - 285 с.

14. Панин В.Е., Елсукова Т.Ф., Егорушкин В.Е., Ваулина О.Ю., Почивалов Ю.И. Механизмы деформации и массоперенос в сильнонеравновесных поликристаллах при знакопеременном изгибе // Деформация и разрушение материалов. - 2009. - № 6. - С. 212.

15. Киселев В.В., Долгих Д.В. Локальная неустойчивость, долгоживущие возбуждения в слоистой среде и на поверхности цилиндрической оболочки // Физ. мезомех. - 2004. - Т. 7. - Спец. выпуск. -

Ч. 1. - С. 173-176.

Поступила в редакцию 30.09.2009 г.

Сведения об авторах

Панин Виктор Евгеньевич, д.ф.-м.н., академик РАН, научн. рук. ИФПМ СО РАН, paninve@ispms.tsc.ru Сурикова Наталья Сергеевна, к.ф.-м.н., нс ИФПМ СО РАН, доц. ТГАСУ, surikova@spti.tsu.ru Елсукова Тамара Филипповна, д.ф.-м.н., внс ИФПМ СО РАН, elsukova@yandex.ru Егорушкин Валерий Ефимович, д.ф.-м.н., проф., внс ИФПМ СО РАН Почивалов Юрий Иванович, к.ф.-м.н., внс ИФПМ СО РАН, pochiv@ispms.tsc.ru