О предельных минимальных размерах зерен в наноструктурных металлических материалах, полученных при деформации кручением под давлением

О предельных минимальных размерах зерен в наноструктурных металлических материалах, полученных при деформации кручением под давлением

А.В. Корзников, А.Н. Тюменцев1, И.А. Дитенберг1

Институт проблем сверхпластичности металлов РАН, Уфа, 450001, Россия 1 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия

Обобщены результаты экспериментальных исследований о предельных минимальных размерах зерен в наноструктурных металлических материалах, полученных методом кручения под давлением на наковальнях Бриджмена. Показано, что важным фактором способности материала к измельчению зеренной и субзеренной структуры в процессе интенсивной пластической деформации является подвижность элементарных носителей деформации (дислокаций и точечных дефектов), контролирующая пути их пробега в полях напряжений, характерные масштабы переориентирующихся микрообъемов, а следовательно, и размеры субмикро- и нанозерен и субзерен.

About the critical minimum grain size in nanostructured metallic materials produced by high pressure torsion

A.V. Korznikov, A.N. Tyumentsev1, and I.A. Ditenberg1

Institute for Metal Superplasticity Problems RAS, Ufa, 450001, Russia 1 Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634021, Russia

Results of an experimental study of extreme minimal grain sizes in nanostructured metal materials produced by torsion under pressure are summarized. It has been shown that the most important factor for ability to refinement of grain and sub-grain microstructure under severe plastic deformation is the mobility of elementary deformation carriers (dislocations and point defects), which control path length of these carriers in fields of stresses, characteristic scales of reoriented micro-volumes and, consequently, submicro-, nano- and subgrains sizes.

1. Введение

В последние годы накоплен большой экспериментальный материал [1-5 и др.] по формированию субмик-ро- и нанокристаллических структур в металлах и сплавах различными методами интенсивной пластической деформации. Многочисленные эксперименты показали [1], что при достижении определенной степени деформации наступает стадия формирования наноструктурных состояний с предельным (минимальным) размером зерен dmjn, на которой дальнейшее измельчение зерна оказывается невозможным. Так, в результате деформации сдвигом под давлением относительно пластичных и малоупрочняемых металлов и сплавов формируется структура с минимальным размером зерен dmjn =

= 50...200 нм [1-4]. В то же время, существует круг материалов (см. ниже), в которых минимальный размер зерен, формирующихся при интенсивной пластической деформации, составляет 10...20 нм. Вопрос о природе указанных выше значительных различий dmjn в материалах разного класса остается в настоящее время открытым. Целью настоящей работы является анализ этого вопроса на основе обобщения экспериментальных данных о минимальных размерах зерен (субзерен) в металлических материалах (металлы, интерметаллиды, механические смеси), полученных методом сдвига под давлением на наковальнях Бриджмена.

В основе представленного ниже исследования лежат представления о том, что важным фактором способнос-

© Корзников A.B., Тюменцев A.H., Дитенберг ИА., 2006

ти материала к измельчению зеренной и субзеренной структуры является подвижность элементарных носителей деформации (дислокаций и точечных дефектов), контролирующая пути их пробега в полях напряжений, характерные масштабы переориентирующихся микрообъемов, а следовательно, и размеры зерен и субзерен. Эта подвижность в значительной степени зависит от твердости материала и гомологической температуры деформации, определяющих напряжения дислокационного сдвига и интенсивности диффузионных механизмов деформации и переориентации кристаллической решетки. Поэтому в работе обобщены и проанализированы зависимости йтп от температуры плавления материалов и нормированной на модуль сдвига микротвердости, измеренной при нагрузке 200 г и времени выдержки при этой нагрузке 15 с.

2. Результаты

Как видно из рис. 1, а, в интервале значений Ну/G, соответствующем кратному (в 3-4 раза) изменению этой величины, наблюдается значительное (от 200 до 20 нм) уменьшение йтп с увеличением Ну/G. При этом все материалы можно разделить на 3 группы. Первая — цветные металлы (Ну/G = 0.04...0.05, йтп ^ 200 нм). Вторая — переходные и тугоплавкие металлы ( Н у/G = = 0.06...0.09, йтп ^ 50...100 нм). Третья — сплавы металл-металлоид, интерметаллидные соединения, полупроводники и сплавы с ограниченной растворимостью в твердом состоянии (Ну/G = 0.11...0.14, йтп ^ 20 нм).

Однако в пределах каждой из этих групп

200

1100 о

Си

N1 ♦ >Ре

Сг< ти ♦ , Со ♦ Мо

♦ Рс1 ♦ \Л/ ГМ13А1 «%А' ве ,

I) 12 Т1А!

0.02

0.06

0.10

0.14

200

^Ю0

А1 [б_

Си^

N1 Vе

Со^ ♦ Рс1 Т1 ♦Сг Мо ♦

АдСи ве 1\НзА1 N12 ♦ ^^Т1А1 ♦\Л/

1000

2000

Тпг

3000

4000

К

Рис. 1. Зависимость минимального размера зерна, полученного методом кручения на наковальнях Бриджмена, от нормализованной твердости

указанная выше тенденция может отсутствовать и даже быть обратной. Частично, например для Си и А1 из 1 группы материалов или Сг-^-№ из 2 группы, это обусловлено изменением гомологической температуры деформации (см. ниже). Кроме того, при анализе вопросов подвижности дислокаций и точечных дефектов необходимо учитывать такие факторы, как, например, тип кристаллической решетки, дальний порядок в интерме-таллидах, силы связи и др. Такой анализ требует специальных исследований и лежит за пределами настоящей работы. Здесь лишь отметим, что отсутствие зависимости йтп от Ну/G в материалах 3 группы может быть связано с тем, что низкая подвижность дислокаций в них связана не только с высоким значением Ну/G, но и с такими важными факторами, как дальний порядок в интерметаллидах, неметаллические (ковалентные, ионные) связи в полупроводниках, низкая подвижность дислокаций в механических смесях и сплавах металл-металлоид.

Эти факторы определяют, по-видимому, и то, что указанные выше материалы не укладываются и в ожидаемую зависимость й тп от температуры плавления (рис. 1, б). Однако эта зависимость (уменьшение йтп с увеличением Тпл ) отчетливо проявляется при переходе от цветных металлов к переходным. В тугоплавких металлах при Тпл> 2000 К зависимостью йтп(Тпл) можно пренебречь. Эти данные свидетельствуют о том, что в процессе деформации на наковальнях Бриджмена при комнатной температуре роль диффузионных процессов в явлениях переориентации кристаллической решетки ограничена материалами с температурами плавления ниже 1 800...2000 К.

Таким образом, приведенные выше результаты свидетельствуют об отчетливой тенденции уменьшения предельного размера зерен йтп, во-первых, при увеличении нормированной на модуль сдвига твердости материала, определяющей напряжение дислокационного сдвига, во-вторых, при повышении температуры плавления, отвечающей за подвижность точечных дефектов.

3. Обсуждение результатов

Анализ физической природы указанной выше зависимости невозможен без выяснения механизмов фрагментации кристалла на субмикро- или нанозерна и субзерна с малоугловыми границами разориентации. Как показано в работах [3, 4], это преимущественно кооперативные механизмы переориентации кристаллической решетки: 1) образование и эволюция частичных дискли-наций; 2) динамическая микрорекристаллизация; 3) механическое двойникование; 4) локальные обратимые мартенситные превращения. Относительная роль каждого из этих механизмов контролируется условиями внешнего воздействия, микроструктурой и свойствами материала. При этом наиболее универсальным из них

является, по-видимому, дисклинационный механизм переориентации кристаллической решетки, который чаще всего и определяет представленные на рис. 1 значения dтп. Поэтому в настоящей работе анализ представленных на этих рисунках зависимостей проведем на примере именно этого механизма формирования наноструктурных состояний.

Прежде всего, отметим, что при реализации этого механизма процессы переориентации кристаллической решетки связаны с формированием моментных напряжений или градиентов локальных напряжений [3], возникающих в структурных состояниях с высокой плотностью дефектов. В этом случае размеры переориентирующихся микрообъемов, а следовательно, и размеры зерен и субзерен должны контролироваться величиной локальных напряжений в этих микрообъемах и характерными масштабами их градиентов.

В наноструктурных состояниях это напряжения и градиенты напряжений, локализованные на субмикрон-ном масштабном уровне. Электронно-микроскопическое исследование таких напряжений оказывается возможным благодаря тому, что общей особенностью широкого класса наноструктурных материалов является формирование неравновесных субмикро- или нанокрис-таллических состояний с высокими градиентами кривизны кристаллической решетки в объеме зерен и высокой плотностью границ с переменными векторами раз-ориентации. В [3] предложена модель дефектной субструктуры этого состояния (рис. 2) как состояния с высокой континуальной плотностью дисклинаций в объеме и на границах зерен.

Дисклинационный характер представленной на рис. 2 дефектной субструктуры иллюстрируется рис. 3, из которого видно, что как структурное состояние с континуальной плотностью дисклинаций (или градиентом кривизны кристалла, рис. 3, б), так и границу с переменным вектором разориентации 0 (рис. 3, в) можно получить (по аналогии с клиновой дисклинацией) путем внедрения или извлечения «лишнего» материала с до-

Рис. 2. Модель дефектной субструктуры наноструктурного состояния

полнительным изгибом (деформацией) поверхностей раздела, как это схематически показано на рис. 3, а.

С использованием представленной выше модели и результатов электронно-микроскопического исследования параметров континуальной плотности дефектов можно сделать количественные оценки внутренних напряжений, локализованных на субмикронном масштабном уровне, а также градиентов (моментов) этих напряжений, отвечающих за процессы переориентации кристаллической решетки при формировании наноструктурных состояний. Как видно из рис. 3, выражение для поля напряжений, создаваемого границей с переменным вектором разориентации, в ее дисклинационной модели (рис. 2, в), аналогично тому, как это делается для клиновой дисклинации, можно в цилиндрических координатах записать в виде:

°ФФ

w(r) = r х (Э0/Эг), дстфф/дг “ (Е/2п) х(30/dr),

где Е — модуль Юнга; Э0/Эг — градиент вектора раз-ориентации вдоль границы, характеризующий эффективную плотность зернограничных дисклинаций. В приближении постоянства Э0/Эг на некотором выделенном участке границы (Э0/Эг = const) получим:

°фф ~

Фрагментацию кристаллической решетки (образование дискретных границ разориентации) при формировании структурного состояния с континуальной плотностью дисклинаций можно разделить на два этапа:

1. Формирование субструктуры с ненулевыми компонентами тензора плотности дисклинаций (рис. 3, б). Наиболее вероятным механизмом деформации на этом этапе является зарождение и движение индивидуальных дислокаций в условиях сильной стесненности дислокационных сдвигов или в полях неоднородных (моментных) напряжений.

2. Коллективная релаксация этого структурного состояния с образованием дискретных границ разориен-тации (рис. 3, в) путем коллективных перестроек сильно взаимодействующих хаотически распределенных дис-

Рис. 3. Модель формирования структурного состояния с континуальной плотностью дисклинаций

локаций одного знака в дислокационно-дисклинацион-ные стенки или сетки.

При таком механизме фрагментации значения углов переориентации на границах субмикро- или нанофрагментов определяются величиной континуальной плотности дислокаций или кривизны кристаллической решетки Х/, а их размеры — характерными масштабами сформировавшихся на этой стадии градиентных (мо-ментных) дисклинационных субструктур и связанных с ними локальных градиентов напряжений, определяющих и характерные пространственные масштабы их релаксации. Эти размеры должны быть тем меньше, чем ниже подвижность дислокаций и точечных дефектов, контролирующая пути их пробега в полях напряжений, и выше локальные градиенты напряжений, структурным проявлением которых являются, в частности (см. формулу (1)), градиенты векторов разориентации границ фрагментов Э0/Эг.

Численные значения Х/, Э0/Эг и связанных с ними полей локальных напряжений определяются, очевидно, эффективностью дислокационной и диффузионной релаксации указанных выше высокодефектных субструктур. Следовательно, параметры континуальной плотности дефектов или кривизны кристаллический решетки (Х/ и Э0/Эг) и уровень локальных внутренних напряжений и их градиентов должны быть тем выше, а размер субмикро- или нанофрагментов тем ниже, чем выше напряжение дислокационного сдвига (или величина Ну/G) и температура плавления материала.

В табл. 1 это иллюстрируется результатами сравнительного анализа микроструктуры и упруго напряженного состояния после деформации на наковальнях Бриджмена материалов (Си и №3А1), в которых величины Ну/О (см. рис. 1) различаются почти в 3 раза. Как видно, при этом наблюдается соответственно 2- и 4-кратное увеличение максимальных значений внутренних напряжений и их локальных градиентов.

На наш взгляд, представленные в таблице результаты свидетельствуют о том, что принципиальным для анализа обсуждаемых здесь зависимостей dmin от Ну/О и температуры плавления является сильная зависимость от этих величин локальных градиентов напряжений. Увеличение этих градиентов должно приводить к уменьшению пространственных масштабов релаксации высоких непрерывных разориентировок в дискретные, размеров переориентируемых микрообъемов, а следовательно, размеров формирующихся зерен или субзерен. Отметим, однако, что в меди почти на порядок более высокие (по сравнению с №3А1) значения dmin обусловлены не только указанным выше снижением локальных градиентов напряжений, но и интенсивным развитием явления динамической микрорекристаллизации в ходе деформации [3, 4]. Еще более важную роль это явление играет, очевидно, в алюминии и его сплавах.

Таблица 1

а лок ’ да док/ дг, мкм-1,

Материал Xij ~ Зв/Эг максимальные максимальные

значения значения

Cu 10...20° мкм-1 Е145 Е/ 30

Ni3Al 20...50° мкм-1 Е/20 Е/7

Величина истинной логарифмической деформации e * 4.3

4. Заключение

Приведенные выше результаты свидетельствуют о том, что большое значение для параметров зеренной и дефектной субструктуры субмикро- и нанокристаллов, формирующихся при интенсивной пластической деформации, имеют пространственные масштабы локальных внутренних напряжений и кинетические условия их релаксации или уровень дислокационной и диффузионной активности. Уменьшение размеров зерен и субзерен при снижении гомологической температуры деформации и повышении напряжения дислокационного сдвига является при этом следствием увеличения (в условиях снижения дислокационной и диффузионной активности) градиентов (моментов) локальных напряжений и уменьшения характерных размеров микрообьемов градиентных дислокационно-дисклинационных субструктур с непрерывными разориентировками, способных быть зародышами дискретных границ разориентации и определяющих размеры субмикро- или нанозерен и субзерен.

Работа выполнена при частичной финансовой поддержке Минобразования РФ и CRDF в рамках программы BRHE (проект № 016-02) и РФФИ (гранты №№ 06-02-16312-а и 06-02-90539 БНТСа).

Литература

1. Корзников А.В. Структура и механические свойства металлов и сплавов, подвергнутых интенсивной пластической деформации / Автореф. дис. ... докт. техн. наук. - Уфа: Институт проблем сверхпластичности металлов РАН, 2000. - 34 с.

2. Korznikov A.V., Safarov I.M., Laptionok D.V., Valiev R.Z. Structure and properties of superfine-grained iron compacted out of ultradisperse powder // Acta Metal. Mater. - 1991. - V. 39. - No. 12. - P. 31933197.

3. Тюменцев А.Н., Коротаев А.Д., Пинжин Ю.П. Высокодефектные структурные состояния, поля локальных внутренних напряжений и кооперативные механизмы мезоуровня деформации и переориентации кристалла в наноструктурных металлических материалах // Физ. мезомех. - 2004. - Т. 7. - № 4. - С. 35-54.

4. Тюменцев А.Н., Дитенберг И.А., Пинжин Ю.П., Коротаев А.Д., Валиев Р.З. Особенности микроструктуры и механизмы формирования ультрамелкозернистой меди, полученной методами интенсивной пластической деформации // Физика металлов и металловедение. - 2003. - Т. 96. - № 4. - С. 33^3.

5. Тюменцев А.Н., Третъяк М.В., Пинжин Ю.П., Коротаев АД., Валиев Р.З., Исламгалиев Р.К., Корзников А.В. Эволюция дефектной субструктуры в сплаве Ni3Al в ходе интенсивной пластической деформации кручением под давлением // Физика металлов и металловедение. - 2000. - Т. 90. - № 5. - С. 44-54.