Закономерности ползучести объемных субмикрокристаллических металлических материалов в условиях воздействия диффузионными потоками атомов примеси из покрытия (обзор)

Закoнoмepнocти нoлзyчecти oбъeмных cyбмикpoкpиcталличecких мeталличecких матepиалoв в ycлoвиях вoздeйcтвия диффyзиoнными нoтoками атoмoв нpимecи из нoкpытия

Г.П. Грабовецкая

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

Сделан обзор экспериментальных исследований влияния диффузионных потоков атомов примеси из покрытия на деформационное поведение обьемных субмикрокристаллических металлических материалов, полученных воздействием интенсивной пластической деформации, при ползучести в интервале температур (0.2 - 0.3)Tra (Tra — температура плавления). Обсуждаются физические причины сдвига температурного интервала проявления эффекта ускорения ползучести субмикрокристаллических металлов, связанного с воздействием потоков атомов примеси из покрытия, в сторону более низких температур по сравнению с крупнозернистыми металлами. Анализируется роль мезоскопического механизма деформации — зернограничного проскальзывания — в реализации эффекта ускорения ползучести субмикрокристаллических металлов в условиях воздействия диффузионными потоками атомов примеси из покрытия в интервале температур T < 0.3Тпл.

Creep mechanisms in bulk submicrocrystalline metals under the influence of diffusion fluxes of coating additive atoms

G.P. Grabovetskaya Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634021, Russia

The paper presents a review of the experimental study into the effect of diffusion fluxes of coating additive atoms on the deformation behavior of bulk submicrocrystalline metals obtained through severe plastic deformation at creep in the temperature range (0.2 - 0.3)Tm (Tm is the melting temperature). Consideration is given to the physical causes of a downward shift in the temperature range where one can see the creep acceleration effect for submicrocrystlline metals under the influence of additive atom fluxes from the coating as compared to coarse-grained metals. The contribution of the mesoscopic deformation mechanism, namely, grain boundary sliding, into the creep acceleration effect for submicrocrystalline metals under the influence of diffusion fluxes of coating additive atoms in the temperature range T < 0.3Tm is analyzed.

1. Введение

При повышенных и высоких температурах границы зерен поликристаллов являются путями интенсивного массопереноса, поскольку обладают большей диффузионной проницаемостью в сравнении с объемом зерен. В реальных условиях эксплуатации конструкционных материалов это приводит к развитию зернограничных диффузионных потоков атомов примесей из внешней среды или внутренних источников и связанному с ними появлению на границах зерен и в приграничных областях внутренних напряжений и дефектов, что может оказывать существенное влияние на энергию

границ зерен и, как следствие, на стабильность структуры и структурно-чувствительных свойств поликристаллов.

При исследовании влияния зернограничных диффузионных потоков атомов примеси замещения из внешней среды на рекристаллизацию, ползучесть и твердометаллическую хрупкость крупнозернистых металлов были обнаружены такие практически важные явления, как активированная рекристаллизация [1] и инициируемые диффузией миграция границ зерен [2] и зернограничное проскальзывание [3]. Известно [4], что в процессе ползучести при повышенных темпера-

© Грабовецкая Г.П., 2005

турах (Т > 0.5ТПЛ) воздействие зернограничными диффузионными потоками может приводить к смене механизма деформации от микроскопического (дислокационного) к мезоскопическому (зернограничное проскальзывание) и, как следствие, к ускорению ползучести поликристалла, повышению его пластичности [5] и даже реализации сверхпластичного состояния [6].

Диффузионный процесс для неподвижной и мигрирующей границ зерен в соответствии с моделями [7, 8] можно охарактеризовать пятью диффузионными режимами: С, В1, В2, В3 и В4. Режимы С и В1 являются нестационарными и соответствуют зернограничной диффузии. В режиме диффузии С идет наполнение границы зерен примесью, а диффузия атомов примеси из границы в объем зерна отсутствует. В режиме диффузии В1 достигается максимальная концентрация примеси в границе зерен и начинается ее отток в объем зерна. Квазистационарные режимы В2, В3 и В4 соответствуют объемной диффузии примесей из границ в объем зерен. С течением времени (при постоянной температуре) или с увеличением температуры (при фиксированном времени диффузионного отжига) режимы диффузии последовательно сменяют друг друга. (Утверждение о том, что на границе зерен реализуется тот или иной режим диффузии, означает, что на большей части длины границы имеет место указанный режим.) Формальными признаками смены режимов диффузии в границе зерен в рамках модели [7] являются определенные сочетания (табл. 1) значений безразмерных параметров X = в/4и V = Ох. 4Ох.1 /оь{\, где Р — диффузионная ширина границы зерен; Оу и Оь — коэффициенты объемной и зернограничной диффузии соответственно; г — время диффузионного отжига.

В работах [9, 10] было установлено, что эффект активации зернограничного проскальзывания зернограничными диффузионными потоками атомов примеси в крупнозернистых металлических поликристаллах наблюдается только в условиях, когда в границах зерен реализуется режим диффузии типа В1. Для этого режима диффузии характерно возникновение на границе зерен напряжений, связанных с диффузией примеси, которые релаксируют путем образования зернограничных и решеточных дислокаций [11]. Предполагается [4, 11],

Таблица 1

Режимы диффузии в границе зерна [7]

С X >> 1 V << 1

Ві Я ~1 V << 1

В2 X << 1 V << 1

Вз X << 1 V ~1

В4 X << 1 V >> 1

что в этих условиях границы зерен переходят в неравновесное (высокоэнергетическое состояние), что способствует развитию процесса зернограничного проскальзывания.

Развитие процесса зернограничного проскальзывания существенно зависит от типа и структуры границ зерен. Малоугловые и специальные границы, имеющие низкую энергию, более устойчивы относительно зернограничного проскальзывания по сравнению с высокоэнергетическими большеугловыми границами зерен общего типа [12, 13]. Скорость зернограничного проскальзывания на специальных границах при одинаковых напряжениях значительно ниже, чем на границах зерен общего типа [13]. В работе [14] было также установлено, что эффект активации зернограничного проскальзывания диффузионными потоками атомов примеси замещения из покрытия на границах зерен специального типа существенно ниже соответствующего на границах зерен общего типа. Естественно, что деформационное поведение поликристаллических металлов при ползучести в условиях воздействия зернограничными диффузионными потоками атомов примеси в значительной степени определяется типом зернограничного ансамбля (соотношением числа низко- и высокоэнергетических границ). Так, исследования, проведенные в работе [15] на примере системы Ni(Ag) (в скобках здесь и далее указана примесь-диффузант), показали, что уменьшение в зернограничном ансамбле доли высокоэнергетических большеугловых границ зерен общего типа с - 90 до -40% приводит к уменьшению величины эффекта ускорения ползучести, связанного с воздействием зернограничных диффузионных потоков атомов серебра, в 3-6 раз.

Таким образом, приведенные выше данные показывают, что воздействие зернограничными диффузионными потоками атомов примесей замещения из внешнего источника в режиме нестационарной диффузии В1 вызывает в крупнозернистых металлических поликристаллах при ползучести в интервале температур Т > 0.5Тпл активацию зернограничного проскальзывания по высокоэнергетическим границам зерен и, как следствие, ускорение ползучести.

Объемные субмикрокристаллические металлические материалы (размер зерен 0.2-0.3 мкм), полученные методами интенсивной пластической деформации, имеют большую протяженность неравновесных (высокоэнергетических) границ зерен и большие коэффициенты зернограничной диффузии в сравнении с соответствующими для крупнозернистых металлов [16-21]. Кроме того, установлено [22, 23], что в металлах с субмикро-кристаллической структурой, полученной воздействием интенсивной пластической деформации, высокая плотность дефектов деформационного происхождения имеет место не только на границах зерен, но и в тонкой

Время, ч

Рис. 1. Кривые ползучести субмикрокристаллического никеля при Т = 423 К и а = 600 МПа: 1 — ползучесть в вакууме; 2 — ползучесть в условиях воздействия диффузионными потоками атомов меди из покрытия

(порядка 5 нм) приграничной области. Поэтому эффекты, обусловленные воздействием зернограничными диффузионными потоками примесей из внешней среды (покрытия) на металл-основу, в таких материалах имеют свои особенности.

2. Инициируемый диффузией эффект ускорения ползучести в субмикрокристаллических металлах

Уже первые исследования [24-26], проведенные на примере субмикрокристаллических никеля и меди, полученных методом равноканального углового прессования, показали, что эффект ускорения ползучести, связанный с воздействием диффузионными потоками атомов примеси (меди в никеле и алюминия в меди) из покрытия, оцениваемый по отношению е 2/ е1 (е1 и е 2 — скорости на установившейся стадии ползучести в вакууме и в условиях диффузии атомов примеси с поверхности соответственно), для субмикрокристаллических металлов имеет место в интервале более низких температур (398-473 К) в сравнении с соответствующим для крупнозернистого состояния (773-923 К [24, 27]).

На рис. 1 и 2 представлены кривые ползучести субмикрокристаллических никеля и меди при ползучести в вакууме и в условиях диффузии атомов примеси замещения из покрытия (атомов меди в субмикрокристал-лическом никеле и серебра в субмикрокристаллической меди). Из рис. 1 и 2 видно, что при ползучести в условиях диффузии атомов примеси замещения из покрытия скорость ползучести на установившейся стадии субмикрокристаллических металлов 3-5 раз выше, чем при ползучести в вакууме. При этом возрастают величина деформации до разрушения и величина деформации, достигаемой на установившейся стадии ползучести.

Время, ч

Рис. 2. Кривые ползучести субмикрокристаллической меди при Т = = 373 К и а = 170 МПа: 1 — ползучесть в вакууме; 2 — ползучесть в условиях воздействия диффузионными потоками атомов серебра из покрытия

Последнее свидетельствует о повышении устойчивости субмикрокристаллических металлов к локализации деформации на макроуровне при ползучести в условиях диффузии атомов примеси замещения из покрытия.

Сопоставление экспериментально установленных температурных интервалов проявления эффекта ускорения ползучести в субмикрокристаллических меди и никеле с температурными интервалами существования различных режимов диффузии в границах зерен, рассчитанными с использованием модели диффузии в границах зерен [7], показало, что в субмикрокристаллических металлах указанный эффект наблюдается в условиях, когда границы зерен находятся под воздействием диффузионных потоков в режиме С. В крупнозернистых металлах, как отмечалось выше, эффект ускорения ползучести имеет место, когда границы зерен находятся под воздействием диффузионных потоков в режиме В1.

Известно [29, 30], что наличие в объеме зерен и в приграничных областях таких дефектов деформационного происхождения, как дислокации и субграницы, которые являются путями ускоренного оттока примеси из границы в объем зерен, может внести коррективы в температурные интервалы существования различных режимов диффузии в границах зерен. Рассмотрим влияние учета оттока примеси из границ зерен в объем зерна по дислокационным трубкам на температурные интервалы существования различных режимов диффузии в границах зерен в металлах на примере крупнозернистых никеля и меди. Согласно [31], в материалах с высокой плотностью дефектов скорость оттока примеси из границ зерен в объем зерна определяется не объемным, а

Грабовецкая Г.П. / Физическая мезомеханика 8 2 (2005) 49-60 Параметры диффузии в поликристаллах никеля и меди

№-Си N N Cu-Ag Си Си

Температура, К

Ау, м2-с £д,м2-с /йА<й,м2-с Ау, м2-с ^Й,м2-с fdDd,м2•с

373 5.7 10-41 3,0 10-28 3.9 10-32 3.4 10-33 1.9 10-22 1.9 10-26

423 1.1 10-36 1.7 10-25 1.9 10-29 6.2 10-30 1.7 10-20 1.7 10-24

473 2.4 10-33 2.7 10-23 3.2 10-27 3.8 10-27 5.9 10-19 5.9 10-23

523 1.3 10-30 1.6 10-21 2.1 10-25 5.3 10-25 9.1 10-18 9.1 10-22

573 2.2 10-28 4.8 10-20 6.2 10-24 3.2 10-23 1.1 10-16 1.1 10-20

623 1.7 10-26 8.5 10-17 1.1 10-22 1.1 10-21 7.6 10-16 7.6 10-20

673 8.3 10-25 9.2 10-16 1.2 10-21 1.9 10-20 4.1 10-15 4.1 10-19

773 3.1 10-22 4.9 10-16 6.4 10-20 2.1 10-18 6.2 10-14 6.2 10-18

823 3.1 10-21 2.4 10-15 3.1 10-19 1.9 10-17 5.1 10-13 5.1 10-17

873 2.4 10-20 1.0 10-14 1.3 10-18 1.0 10-16 1.8 10-13 1.8 10-17

973 2.4 10-18 8.5 10-12 1.1 10-17 1.4 10-15 2.4 10-12 2.4 10-16

эффективным коэффициентом диффузии. В общем случае выражение для эффективного коэффициента диффузии можно записать в виде [31]:

Аэфф = /V Ау + /й Ай,

где Ай — коэффициент диффузии по дефектам; /й — доля атомных мест в объеме, связанных с рассматриваемым типов дефектов; /у + /й = 1.

Величина параметра fV близка к единице. Величина параметра /й определяется типом и плотностью дефектов. Для дислокаций величина параметра /й равна [31]:

/й = ОА

где ас — площадь поперечного сечения ядра дислокации, вдоль которого идет ускоренная диффузия; р — плотность дислокаций.

При высокой плотности дислокаций в металле /уАу << /й Ай и величина Аэфф будет близка величине /йАй, где Ай — коэффициент диффузии по дислокационным трубкам. В этом случае скорость оттока примеси из границ зерен в объем зерна и переход диффузии атомов примеси из режима С в режим типа В1 будет определяться величиной /й Ай. В таблице 2 представлены результаты оценки величин /йАй для крупнозернистых никеля и меди при плотности дислокаций соответственно 7 • 1014 и 5 • 1014 м-2. (Эти значения плотности дислокаций соответствуют известным плотностям дислокаций в объеме зерен субмикрокристаллического никеля и меди [21].) При указанной плотности дислокаций значения /й для никеля и меди равны соответственно 1.3 • 10^ и 1.0-10-4.

В таблице 2 для сравнения представлены также значения Ау меди в никеле и серебра в меди, рассчитанные по данным о параметрах гетеродиффузии в указанных системах [32, 33], и Ай никеля и меди, рассчитанные по данным [31].

Из таблицы 2 видно, что значения величины /й Ай при температурах Т < 0.3Тпл на 5-9 порядков выше значений Ау. С увеличением температуры до 0.5Тпл разница в значениях /1 Ай и Ау уменьшается. Подставляя полученные значения /1 Ай в выражения для X и V вместо Ау получим, что условия, соответствующие по модели диффузии в границах зерен [7] режиму диффузии типа В1, в крупнозернистых никеле и меди с высокой плотностью дислокаций реализуются при Ау = /й Ай = = - 10-22 - 10-20 м2 • с в температурном интервале на 100150 К ниже, чем в никеле и меди с низкой плотностью дислокаций. В субмикрокристаллических металлах, как отмечалось выше, в приграничных областях плотность дефектов деформационного происхождения выше по сравнению с плотностью дефектов в объемом зерен (7 • 1014-5 • 1014 м-2 [21]), поэтому сдвиг температурного интервала существования в границах зерен режима диффузии В1 в таких материалах может быть большим.

Таким образом, приведенные выше оценки позволяют предполагать, что эффект ускорения ползучести диффузионными потоками атомов примеси с поверхности в субмикрокристаллических металлах, полученных воздействием интенсивной пластической деформации, как и в крупнозернистых, реализуется в интервале температур, соответствующих режиму диффузии В1. При этом сдвиг температурного интервала существования режима диффузии В1 и, следовательно, условий

Температура, К

Рис. 3. Зависимость удельного электросопротивления субмикро-кристаллических материалов от температуры отжига: 1 — суб-микрокристаллическая медь; 2 — субмикрокристаллический никель; 3 — субмикрокристаллический композит Си-0.5вес.%А1203

проявления эффекта ускорения ползучести для субмик-рокристаллических металлов в область более низких температур (Т = (0.25 - 0.3)Тпл) по сравнению с крупнозернистыми (Т = (0.45 - 0.5)Тпл) может быть связан с дефектностью субмикрокристаллической структуры. Подтверждением этого предположения служат результаты исследования влияния состояния дефектной структуры на величину эффекта ускорения ползучести диффузионными потоками атомов примеси с поверхности в субмикрокристаллических никеле и меди.

Известно [16, 21], что хорошо контролируемым методом изменения состояния дефектной структуры суб-микрокристаллических металлов, полученных воздействием интенсивной пластической деформации, является реализация процессов релаксации упругих напряжений и уменьшения плотности дефектов, в том числе в границах зерен и приграничных областях, путем предварительного отжига при температурах ниже температуры рекристаллизации субмикрокристалличес-кого металла. При этом надежными методами контроля процессов возврата, изменения размера зерна (рекристаллизации) и наличия упругих напряжений является методы просвечивающей электронной микроскопии в сочетании с оптической металлографией и исследованиями температурной зависимости величины удельного электросопротивления. Именно такие методы были использованы в работах [34, 35] при исследовании влияния отжигов на стабильность структуры субмикрокрис-таллических никеля и меди. Приведенная на рис. 3 температурная зависимость величины удельного электросопротивления свидетельствует об интенсивном развитии процессов возврата в субмикрокристаллическом никеле и меди уже в интервале температур 373-573 К [34, 35]. (Полная рекристаллизация субмикрокристаллического

Температура, К

Рис. 4. Зависимость величины эффекта ускорения ползучести суб-микрокристаллической меди (/) и субмикрокристаллического никеля (2) в условиях воздействия диффузионными потоками атомов примеси (серебра в меди и меди в никеле) из покрытия от температуры предварительного отжига

никеля наблюдается при температуре 673 К, меди — 573 К [34, 35].)

На рис. 4 представлены данные по влиянию температуры предварительного отжига в интервале температур 353-673 К на величину эффекта ускорения ползучести субмикрокристаллических никеля и меди при ползучести в условиях диффузии атомов примеси с поверхности (атомов меди в никеле и атомов серебра в меди). Из рис. 4 видно, что с увеличением температуры предварительного отжига и, как следствие, снижением дефектности границ зерен и приграничных областей величина эффекта активации ползучести в субмикро-кристаллических никеле и меди, связанного с воздействием диффузионными потоками атомов примеси с поверхности, снижается до нуля.

3. Роль зернограничного проскальзывания в реализации эффекта ускорения ползучести в субмикрокристаллических металлах

Выше отмечалось, что в крупнозернистых металлах эффект увеличения скорости ползучести при Т > 0.5Тпл в условиях воздействия зернограничными диффузионными потоками атомов примеси из внешней среды в режиме диффузии В1 обусловлен активацией мезоскопического механизма деформации зернограничного проскальзывания и увеличением его вклада в общую деформацию. По аналогии можно предполагать, что и в субмикрокристаллических металлах эффект ускорения ползучести при Т < 0.3Тпл в условиях воздействия диффузионными потоками атомов примеси также обусловлен активацией зернограничного проскальзывания указанными потоками. В этой связи представляет интерес рассмотреть возможность развития процесса зер-

нограничного проскальзывания в субмикрокристал-лических металлах при ползучести в температурном интервале Т < 0.3Тпл, в котором в крупнозернистых металлах пластическая деформация при ползучести, как правило, осуществляется внутризеренным дислокационным скольжением [31].

В работах [36, 37] при исследовании ползучести суб-микрокристаллических металлов с размером зерен 0.20.3 мкм было установлено, что величина кажущейся энергии активации ползучести ^п) таких материалов в интервале температур Т < 0.3Тпл существенно меньше величины энергии активации объемной диффузии соответствующих материалов в крупнозернистом состоянии. Это позволило предположить [36, 37], что диффузионная ползучесть и зернограничное проскальзывание, контролируемые зернограничной диффузией, вносят основной вклад в общую деформацию субмикро-кристаллических металлов в интервале температур Т < 0.3Тпл. Однако исследования зависимости скорости ползучести от напряжения для субмикрокристалли-ческих меди и никеля, полученных воздействием интенсивной пластической деформации, показали [38], что экспериментально наблюдаемое значение показателя степени при индексе напряжения (п - 4) для указанных металлов больше, чем предсказывают модели диффузионной ползучести Кобла [39] (п = 1) и зернограничного проскальзывания, контролируемого диффузией по границам зерен [40] (п = 2), и близки к значениям п, соответствующим моделям дислокационной ползучести [31] (п = 3-5). Позже в работе [16] было показано, что зависимость скорости ползучести от напряжения в температурном интервале Т < 0.3Тпл для субмикрокристаллических металлов, полученных воздействием интенсивной пластической деформации, можно описать уравнением, характерным для ползучести крупнозернистых металлических поликристаллов при повышенных температурах (Т > 0.5Тпл), которое трактуется в рамках моделей, основанных на внутри-зеренном скольжении и переползании дислокаций и зернограничном проскальзывании [41]:

е = Аап ехр^п/ЯТ),

где е — скорость ползучести на установившейся стадии; п — показатель степени при индексе напряжения; А — константа; Qп — кажущаяся энергия активации ползучести; Я и Т — имеют общепринятый смысл.

При этом наблюдаемые в [16] значения п - 7-9 при ползучести субмикрокристаллических металлов оказались немного выше значений п = 6-7, характерных для ползучести крупнозернистых металлов в указанном температурном интервале [31]. В то же время, величина Qп субмикрокристаллических металлов примерно в 2 раза ниже соответствующих значений для крупнозер-

нистого состояния. В работах [16, 28, 42] было сделано предположение, что при ползучести субмикрокристал-лических металлов действуют два механизма деформации: внутризеренное дислокационное скольжение, контролируемое диффузией по дислокационным трубкам, и зернограничное проскальзывание.

Теоретически возможность заметного вклада процесса зернограничного проскальзывания в общую деформацию субмикрокристаллических и наноструктурных материалов при низких гомологических температурах (Т < 0.3Тпл) была показана в работе [43], в которой при решении задачи о деформации материала с большим числом внутренних поверхностей раздела было установлено, что в случае, когда размер зерна d меньше некоторого критического размера d* (величина d* зависит от природы материала, состояния границ зерен и т.п.) пластическая деформация материала при Т < 0.3Тпл осуществляется только путем зернограничного проскальзывания. Основной вклад в пластическую деформацию материала с d > 1 мкм при низких гомологических температурах вносит внутризеренное дислокационное скольжение. В материалах с d * < d < 1 мкм при пластической деформации могут действовать оба механизма — внутризеренное дислокационное скольжение и зернограничное проскальзывание. Экспериментально зернограничное проскальзывание при низкотемпературной деформации субмикрокристаллических металлов, полученных воздействием интенсивной пластической деформации, впервые обнаружили при активном растяжении меди, где вклад зернограничного проскальзывания в общую деформацию при комнатной температуре составил -20 % [44]. При ползучести субмик-рокристаллического никеля при относительно низкой гомологической температуре (Т = 0.25Тпл ) в работах [19, 34] на предварительно полированной поверхности наблюдали образование ступенек, связанных со сдвигом по границам зерен. Вклад зернограничного проскальзывания в общую деформацию в этом случае, определенный методом реплик, составил 20-30 %. На возможность развития процесса зернограничного проскальзывания в субмикрокристаллических металлах при более низких температурах по сравнению с крупнозернистыми указывает и обнаруженный в работе [45] сдвиг пика истинного зернограничного проскальзывания в субмик-рокристаллическом титане на 120 К в сторону меньших температур по сравнению с крупнозернистым состоянием.

Известно [31, 46], что в процессе ползучести поли-кристаллических металлов зернограничное проскальзывание контролируется диффузией по границам зерен, в то время как деформация внутризеренным дислокационным скольжением — в интервале высоких температур объемной диффузией, а при пониженных температурах — диффузией по дислокационным трубкам. По

Величины кажущейся энергии активации ползучести Qп в субмикрокристаллических никеле, меди и композите Си-0.5 вес. % А1203

Qп ± 15 кДж/моль

Т К Тисп ’ К № №

373 78 54

423 115 70 71 51 127 130

443 112 71 140 137

473 110 109 132 145

773 194 196

этой причине увеличение вклада зернограничного проскальзывания в общую деформацию поликристаллов при ползучести, как правило, приводит к уменьшению величины Qп от значений, близких к энергии активации объемной самодиффузии или диффузии по дислокационным трубкам, к соответствующим для энергии активации зернограничной диффузии [31]. Отсюда, при существенном увеличении вклада зернограничного проскальзывания в общую деформацию субмикрокристал-лических металлов при ползучести в условиях диффузии атомов примеси с поверхности должно иметь место снижение величины Qп по сравнению с ползучестью в вакууме.

Закономерности ползучести субмикрокристалли-ческих металлов, полученных воздействием интенсивной пластической деформации, в условиях диффузии примеси с поверхности, исследовали в работе [16] на примере субмикрокристаллического никеля. Эти исследования показали, что зависимость скорости ползучести на установившейся стадии от напряжения в интервале температур 398-473 К в условиях диффузии атомов меди с поверхности, как и при ползучести в вакууме, для субмикрокристаллического никеля описывается уравнением типа (3). Наблюдаемые значения п - 8-9 при ползучести субмикрокристаллического никеля в условиях воздействия диффузии атомов примеси с поверхности в интервале температур 398-443 К оказались такими же, как и при ползучести в вакууме. В то же время, величина Qп субмикрокристаллического никеля в условиях воздействия диффузионными потоками атомов примеси в -1.5 раза ниже (табл. 3), чем при ползучести в вакууме и ее значения близки к значению энергии активации зернограничной диффузии меди в суб-микрокристаллическом никеле (60.3 кДж/ моль [17]). Снижение величины Qп наблюдается и при ползучести субмикрокристаллической меди в условиях воздействия диффузионными потоками серебра с поверхности при температурах 423 и 443 К (табл. 3). В то же время перевод границ зерен в равновесное состояние путем пред-

варительных дорекристаллизационных отжигов приводит к увеличению значений Qп субмикрокристалли-ческих никеля и меди при ползучести в условиях воздействия диффузионными потоками атомов примеси с поверхности (табл. 4). Такое увеличение Qп хорошо коррелирует с данными [14], согласно которым эффект активации зернограничного проскальзывания диффузионными потоками атомов примеси с поверхности по низкоэнергетическим границам зерен ниже, чем по высокоэнергетическим.

Подтверждением связи эффекта ускорения ползучести в субмикрокристаллических металлах в условиях воздействия диффузионными потоками атомов примеси с активацией зернограничного проскальзывания служат и результаты исследования влияния соотношения долей большеугловых (высокоэнергетических) и малоугловых (низкоэнергетических) границ в зеренно-субзеренной субмикрокристаллической структуре. В таблице 5 представлены данные по влиянию диффузионных потоков атомов меди с поверхности на скорость ползучести субмикрокристаллического никеля на установившейся стадии в зависимости от доли большеугловых границ (БГ) в зеренно-субзеренной субмикрокристаллической структуре. Видно, что для случая, когда в зеренно-суб-зеренной структуре субмикрокристаллического никеля содержится -60 % большеугловых границ зерен, величина эффекта ускорения ползучести в 2-2.5 раз выше соответствующей для субмикрокристаллического никеля с зеренно-субзеренной структурой, содержащей в основном малоугловые границы (-64 % ). Аналогичную зависимость величины эффекта ускорения ползучести, связанного с воздействием диффузионными потоками атомов меди с поверхности, от соотношения числа большеугловых и малоугловых границ в зеренно-субзерен-ной структуре, как отмечалось выше, наблюдали в крупнозернистом никеле [15]. При этом в [15] прямыми измерениями величины зернограничного проскальзывания было показано, что развитие зернограничного проскальзывания наблюдается только на большеугловых

Зависимость величины кажущейся энергии активации ползучести Qп в субмикрокристаллических никеле и меди от температуры отжига (в скобках указана примесь-диффузант); Тип = 423 К

Qп ± 15 кДж/моль

Т отж, К № №

293 71 51

353 76 61

373 101 89

398 115 70

423 112 84 114 120

473 117 121

573 171 190

763 268 274

границах, а снижение величины эффекта ускорения ползучести в поликристалле, зернограничный ансамбль которого содержит в основном малоугловые границы, обусловлено уменьшением вклада зернограничного проскальзывания в общую деформацию.

Таким образом приведенные данные свидетельствуют, что эффект ускорения ползучести субмикрокрис-таллических металлов в условиях воздействия диффузионными потоками атомов примеси с поверхности при Т < 0.3Тпл, как и в крупнозернистых металлах при Т > 0.5Тпл, может быть связан с активацией мезоскопического механизма деформации — зернограничным проскальзыванием и увеличением его вклада в общую деформацию.

4. Влияние диффузионных потоков атомов примеси с поверхности на ползучесть субмикрокристаллических дисперсно-упрочненных композитов

В последние годы начаты исследования по разработке и созданию субмикрокристаллических композитов, в матрице которых наряду с упрочнением частицами высокостабильных оксидных, карбидных или другого типа фаз наноразмеров (10-20 нм) воздействием интенсивной пластической деформации формируют субмикрокристаллическое состояние (размер зерен

-0.1-0.3 мкм). Хорошо известно [4, 47], что присутствие на границах зерен крупнозернистых металлических поликристаллов дисперсных частиц упрочняющих фаз препятствует развитию зернограничного проскальзывания. Следовательно, исходя из предположения о связи эффекта ускорения ползучести субмикрокристалличес-ких металлов с активацией зернограничного проскальзывания диффузионными потоками атомов примеси можно ожидать, что в дисперсноупрочненных субмик-рокристаллических металлах рассматриваемый эффект по величине будет меньше, чем в чистых субмикрокрис-таллических металлах, или вовсе отсутствовать. Действительно, проведенные в работе [48] исследования на примере субмикрокристаллической системы Си-0.5вес.%А1203 (А1) (в скобках указана примесь-диф-фузант) показали, что диффузионные потоки атомов алюминия с поверхности не влияют на скорость ползучести указанного дисперсно-упрочненного субмикро-кристаллического композита в условиях, при которых в чистой субмикрокристаллической меди наблюдается эффект ускорения ползучести.

С точки зрения тормозящего влияния упрочняющих частиц на развитие процесса зернограничного проскальзывания основной вклад в деформацию дисперсно-упрочненных субмикрокристаллических композитов при ползучести в условиях воздействия диффузион-

Таблица 5

Параметры ползучести субмикрокристаллического никеля и системы №

Материал Размер зерна, мкм а, МПа е, с-1 8±0.5 %

Субмикрокристаллический никель, 60 % БГ 0.25±0.09 630 3.6-10-6 4.2

Субмикрокристаллический №(Си), 60 % БГ 0.25±0.09 630 1.8-10-5 7.9

Субмикрокристаллический никель, 36 % БГ 0.32 ±0.12 630 1.5-10-6 5.4

Субмикрокристаллический №(Си), 36 % БГ 0.32 ±0.12 630 3.3-10-6 6.3

ными потоками атомов примеси, как и при ползучести в вакууме, будет вносить механизм внутризеренного дислокационного скольжения. В этом случае значения Qп субмикрокристаллического композита при ползучести в вакууме и в условиях диффузии атомов примеси с поверхности должны быть близки и выше соответствующих значений Qп чистой субмикрокристаллической меди.

Изучение влияния дисперсного упрочнения на деформационное поведение субмикрокристаллических металлов при ползучести в условиях воздействия диффузионными потоками атомов примеси с поверхности были проведены на примере систем Си(Ав) и Си-0.5вес.%А1203(Ав). Исследуемый композит Си-0.5вес.%А1203 изготовлен внутренним окислением ультрамелкодисперсных порошков с последующим их компактированием горячей экструзией [49]. Субмикро-кристаллическая структура со средним размером зерен -0.3 мкм в меди и композите была сформирована воздействием интенсивной пластической деформации методом кручения под давлением. На границах и в объеме зерен субмикрокристаллического композита Си-0.5вес. % А1203 присутствуют частицы оксида А1203 размерами 10-100 нм. Электронно-микроскопические исследования структуры и измерение удельного электросопротивления [50] показали (рис. 3), что отжиги суб-микрокристаллического композита Си-0.5 вес. % А1203 в интервале температур до 673 К не изменяют размера зерен медной матрицы и частиц оксидов, но приводят к отпуску дефектной структуры. Рост зерен в отдельных участках субмикрокристаллического композита Си-0.5вес.%А1203 наблюдается после отжига при температуре 673 К, 1 ч.

Сравнительные испытания на ползучесть субмикро-кристаллического композита Си-0.5вес. %А1203 в вакууме и в условиях диффузии серебра с поверхности показали, что в интервале температур 373-473 К скорость ползучести указанного композита в условиях диффузии серебра с поверхности ниже, а время до разрушения в несколько раз больше, чем при ползучести в вакууме. Максимальный эффект упрочнения наблюдается при температуре 448 К (рис. 5). В чистой субмикро-кристаллической меди при ползучести в условиях диффузии серебра с поверхности в указанном интервале температур наблюдается эффект ускорения ползучести (рис. 5). Исследования структуры субмикрокристаллического композита, проведенные с помощью просвечивающей электронной микроскопии, показали, что после ползучести в интервале температур 373-473 К в вакууме и в условиях воздействия диффузионными потоками атомов серебра с поверхности размеры элементов зеренной структуры медной матрицы и упрочняющих частиц А1203 не изменились. Следовательно, наблюдаемый эффект упрочнения исследуемого субмик-

Рис. 5. Зависимость величины эффекта изменения скорости ползучести субмикрокристаллической меди (1) и композита Си-0.5 вес. %А1203 (2) при воздействии диффузионными потоками атомов серебра из покрытия от температуры испытания

рокристаллического композита в условиях воздействия диффузионными потоками атомов серебра с поверхности не связан с изменением размеров элементов его структуры. Результаты измерения величины Qп субмикрокристаллического композита Си-0.5вес. % А1203 представлены в табл. 4. Из таблицы 4 видно, что значения Qп субмикрокристаллического композита Си-0.5вес. % А1203 при ползучести в вакууме и в условиях диффузии серебра с поверхности в интервале температур 373-473 К практически совпадают и в 2-3 раза выше соответствующих величин Qп для чистой субмик-рокристаллической меди.

Таким образом, полученные при исследовании закономерностей ползучести субмикрокристаллического композита результаты также подтверждают предположение о связи эффекта ускорения ползучести чистых субмикрокристаллических металлов в условиях воздействия диффузионными потоками атомов примеси из внешней среды с активацией указанными потоками процесса зернограничного проскальзывания.

Эффект упрочнения субмикрокристаллического композита Си-0.5вес. %А1203 при ползучести в условиях воздействия диффузионными потоками атомов серебра может быть обусловлен твердорастворным упрочнением. Известно [51], что легирование чистых металлов приводит не только к увеличению предела текучести, но и повышению их сопротивления ползучести. Выше отмечалось, что границы зерен и приграничные области в субмикрокристаллических материалах, полученных воздействием интенсивной пластической деформации, в отличие от соответствующих областей в крупнозернистых материалах, имеют дефектную структуру и, как следствие, повышенную диффузионную проницаемость. Поэтому в процессе ползучести таких ма-

16

4 8 12 16

Время, час

Рис. 6. Кривые ползучести образцов субмикрокристаллического композита Си-0.5вес.% АІ2О3 (Т = 423 К, а = 320 МПа): 1 — ползучесть в вакууме образцов после интенсивной пластической деформации; Ґ — то же в условиях воздействия диффузионными потоками атомов серебра из внешнего источника (покрытия); 2 — ползучесть в вакууме образцов, подвергнутых интенсивной пластической деформации, после предварительного отжига при 373 К, 1ч; 2' — то же в условиях воздействия диффузионными потоками атомов серебра из покрытия

териалов можно ожидать увеличения глубины проникновения примеси по таким границам зерен в материал и оттока примеси из границ по дефектам в приграничные области по сравнению с границами зерен крупнозернистых металлов. В результате часть объема субмикрокристаллического металла окажется легированной диффундирующей примесью. Это может приводить к увеличению сопротивления ползучести всего образца при отсутствии разупрочняющего вклада зернограничного проскальзывания в процесс ползучести.

Связь эффекта упрочнения субмикрокристаллического композита Си-0.5 вес.%А1203 с дефектной структурой границ зерен и приграничных областей подтверждается результатами исследования влияния состояния их дефектной структуры на ползучесть указанного композита в условиях воздействия диффузионными потоками атомов серебра с поверхности. Уменьшение дефектности границ зерен и приграничных областей в исследуемом композите путем предварительного до-рекристаллизационного отжига при температуре 423 К приводит к подавлению эффекта упрочнения при ползучести в условиях воздействия диффузионными потоками атомов серебра с поверхности (рис. 6).

Глубину проникновения атомов примеси по стационарной границе зерна в объем поликристалла в режиме С можно определить из уравнения [7]:

Сь = Сьоег&( V 2Т^ X

где х — глубина проникновения примеси по границам зерен; СЬ0 и Сь — концентрация примеси в границах зерен на поверхности и на глубине х; і — время пол-

зучести; егйс — функция ошибок [52].

По данным различных авторов (см. обзор [53]) при Т < 0.3Тпл значения коэффициентов зернограничной диффузии примеси, в том числе и серебра, в нанокрис-таллической меди (Б) на 3-4 порядка выше соответствующих значений Бь крупнозернистых металлов. При условии, что в процессе ползучести субмикрокрис-таллического композита Си-0.5 вес. % А1203 при температуре 423 К Бьп = 103Бь (Бь = 7.7-10-18 м2/с [33]), глубина проникновения серебра по границе зерен с поверхности за 5 часов достигает -40 мкм. При поперечном сечении образца 0.3 х 1.5 мм2 после 5 часов ползучести, когда скорость ползучести субмикрокристаллического композита в условиях воздействия диффузионными потоками атомов серебра с поверхности становится заметно ниже, чем при ползучести в вакууме (рис. 6), примерно 16 % объема образца могут иметь и предел текучести в 2-3 раза выше [46], чем основной объем образца, и повышенное сопротивление ползучести.

5. Заключение

Таким образом, из рассмотренных выше данных следует, что в субмикрокристаллических металлах, полученных воздействием интенсивной пластической деформации, как и в крупнозернистых поликристаллах, при ползучести в условиях диффузии атомов примеси с поверхности наблюдается эффект ускорения ползучести. Указанный эффект для субмикрокристалличес-ких металлов имеет место в интервале более низких температур (Т < 0.3Тпл) в сравнении с соответствующим для крупнозернистого состояния (Т > 0.5Тпл). Величина эффекта ускорения ползучести субмикрокрис-таллических металлов зависит от состояния дефектной структуры границ зерен и приграничных областей. Отжиги дефектной структуры границ зерен и приграничных областей приводят к уменьшению и даже подавлению эффекта ускорения ползучести, связанного с диффузионными потоками атомов примеси с поверхности, что свидетельствует о важной роли состояния границ зерен и приграничных областей в деформационном поведении субмикрокристаллических металлов при ползучести. Эффект ускорения ползучести субмикро-кристаллических металлов в интервале температур Т < 0.3Тпл в условиях воздействия диффузионными потоками атомов примеси, как и крупнозернистых, является результатом активации мезоскопического механизма деформации — зернограничного проскальзывания — и увеличения его вклада в общую деформацию. Присутствие на границах зерен субмикрокристалличес-кой металлической матрицы частиц упрочняющей фазы наноразмеров, препятствующих развитию зернограничного проскальзывания, может привести не только к по-

давлению рассматриваемого эффекта, но и к увеличению сопротивления ползучести металла за счет твердорастворного упрочнения.

Работа выполнена при финансовой поддержке Российского фонда фундаментальных исследований (грант № 03-02-16955) и INTAS (грант № 03-51-3779).

Литература

1. Friedman S., Brett J. The diffusion of nickel during nickel-induced recrystallisation of doped tungsten // Trans. Met. Soc. AIME. - 1968. -V. 242. - P. 2121-2125.

2. KingA.H. Diffusion induced grain boundary migration // Int. Materials

Rev. - 1987. - V 32. - No. 4. - P. 173-189.

3. КолобовЮ.Р., Марвин В.Б., Раточка И.В., Коротаев А.Д. Явление

активации зернограничного проскальзывания диффузионными потоками атомов по внутренним поверхностям раздела // Докл. АН СССР. - 1985. - Т. 283. - № 3. - С. 605-608.

4. Колобов Ю.Р. Диффузионно-контролируемые процессы на грани-

цах зерен и пластичность металлических поликристаллов. - Новосибирск: Наука, 1998. - 183 с.

5. Колобов Ю.Р., Раточка И.В., Марвин В.Б. Диффузионно-контролируемые процессы на границах зерен и пластичность поликрис-таллических металлов // Физическая мезомеханика и компьтерное конструирование материалов. - Новосибирск: Наука, 1995. -Т.1.- С. 249-264.

6. Kolobov Yu.R., Ratochka I.V. Realization of superplastic state of polycrystals grain boundary diffusion // J. Mater. Sci and Technol. - 1995. -V. 11. - No. 1. - P. 38-44.

7. Мишин Ю.М., Разумовский И.И. Математические модели и методы

определения диффузионных параметров индивидуальных границ // Структура и свойства внутренних поверхностей раздела в металлах. - М.: Наука, 1988. - С. 96-131.

8. Марвин В.Б., Колобов Ю.Р. Условия реализации эффектов миграции границ и зернограничного проскальзывания, инициируемых диффузией // Поверхность. Физика, химия, механика. - 1991.-№ 7. - С. 131-139.

9. Колобов Ю.Р., Марвин В.Б. О диффузионном режиме активации границ зерен потоком примеси // ФММ. - 1989. - Т. 67. - Вып. 6. -С. 1204-1208.

10. Колобов Ю.Р., Марвин В.Б. Условия проявления эффекта активации зернограничного проскальзывания в железе диффузионными потоками никеля // Металлофизика. - 1989. - Т. 11. - № 4. -С. 3-7.

11. Раточка И.В., Найденкин Е.В., Даниленко В.Н., Колобов Ю.Р. Эволюция микроструктуры молибдена в условиях воздействия на границы зерен диффузионными потоками примеси // ФММ. -

1995. - Т. 79. - № 6. - С. 137-142.

12. Кайбышев О.А., Астанин В.А., Валиев Р.З., Хайрулин В.А. Исследование зернограничного проскальзывания в бикристаллах цинка с симметричной границей наклона // ФММ. - 1981. - Т. 51. -Вып. 1. - С. 193-200.

13. Кайбышев О.А., ВалиевР.З. Границы зерен и свойства металлов. -М.: Металлургия, 1987. - 214 с.

14. Грабовецкая Г.П., Колобов Ю.Р., Марвин В.Б., Прокофьев С.И. Влияние диффузии примеси с поверхности на ползучесть моно-и бикристаллов меди и молибдена // ФММ. - 1990. - № 9. - С. 193196.

15. Найденкин Е.В., Грабовецкая Г.П., Колобов Ю.Р, Раточка И.В. Влияние типа зернограничного ансамбля на ползучесть никеля в условиях диффузии атомов серебра с поверхности // ФММ. -

1999. - Т. 88. - Вып. 4. - С. 125-132.

16. Колобов Ю.Р, ВалиевР.З., Грабовецкая Г.П. и др. Зернограничная диффузия и свойства наноструктурных материалов. - Новосибирск: Наука, 2001. - 213 с.

17. Грабовецкая Г.П., Раточка И.В., Колобов Ю.Р., Пучкарева Л.Н. Сравнительные исследования зернограничной диффузии меди в субмикро- и крупнокристаллическом никеле // ФММ. - 1997. -Т.83. - № 3. - С. 112-115.

18. Kolobov Yu.R., Grabovetskaya G.P., Ivanov M.B., Valiev R.Z., Zhi-lyaev A.P. Grain boundary diffusion characteristics of nanostructured nickel // Scripta Met. - 2001. - V. 44. - No. 6. - Р. 873-878.

19. Kolobov Yu.R., Grabovetskaya G.P., Ivanov K.V, Ivanov M.B. Grain boundary diffusion and mechanisms of creep of nanostructured metals // Interface Science. - 2002. - V. 10. - No. 1. - Р. 31-36.

20. Wurschum R., Reimann K., Grub S., et al. Structure and diffusional properties of nanocrystalline Pd // Phil. Mag. D. - 1997. - V. 76. -No. 4. - P. 407^17.

21. Валиев Р.З., Александров И.В. Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией. - М.: Логос,

2000. - 272 c.

22. Horita Z., Smith D.J., Furukawa M., et. al. Effect of annealing on grain boundary structure in submicrometer-grained Al-3 % Mg alloy observed by high resolution electron microscopy // Ann. Chim. Fr. -

1996. - V. 21. - P. 417-427.

23. Валиев Р.З., Мусалимов Р.Ш. Высокоразрешающая электронная микроскопия нанокристаллических материалов // ФММ. - 1994. -Т. 78. - С. 114-121.

24. Грабовецкая Г.П., Раточка И.В., Кабанова Е.В. и др. Исследование влияния зернограничных диффузионных потоков меди на ползучесть никеля // Изв. вузов. Физика. - 1994. - № 12. - С. 8386.

25. Иванов К.В., Раточка И.В., Колобов Ю.Р. Исследование механических свойств субмикрокристаллической меди при испытаниях на растяжение и ползучесть // Труды Междунар. семинара «Актуальные проблемы прочности», 1997. - Т. 2. - С. 168-171.

26. Колобов Ю.Р., Грабовецкая Г.П., Раточка И.В., Иванов К.В. Особенности ползучести и диффузионные параметры субмикро-кристаллических материалов // Изв. вузов. Физика. - 1998. -Т.41.- № 3. - С. 77-83.

27. Колобов Ю.Р, Раточка И.В., Иванов К.В., Липницкий А.Г. Закономерности диффузионно-контролируемых процессов в обычных и ультрамелкозернистых металлических поликристаллах // Изв. вузов. Физика. - 2004. - № 8. - C. 49-64.

28. Грабовецкая Г.П., Колобов Ю.Р, Чернова Л.В., Гирсова Н.В. Структура и деформационное поведение субмикрокристалли-ческого титана при ползучести // Физ. мезомех. - 2002. - Т. 5. -№ 6. - С. 87-94.

29. Klinger L., Rabkin E. Beyond the Fisher model of grain boundary diffusion: effect of structural inhomogeneity in the bulk // Acta Mater. -1999. - V. 47. - No. 3. - P. 725-734.

30. Клоцман С.М. Примесные состояния и диффузия в границах зерен металлов // УФН. - 1990. - Т. 160. - Вып. 1. - С. 99-154.

31. Фрост Г.Дж., Эшби М.Ф. Карты механизмов деформации. -Челябинск: Металлургия, 1989. - 325 с.

32. Лариков Л.Н., Исайчев В.И. Диффузия в металлах и сплавах. -Киев: Наукова думка, 1986. - 520 с.

33. Divinski S., Lohmann M., Herzig Chr. Ag grain boundary diffusion and segregation in Cu: measurements in the types B and C diffusion regimes // Acta Mater. - 2002. - V. 49. - P. 249-261.

34. Колобов Ю.Р, Грабовецкая Г.П., Иванов К.В., Гирсова Н.В. Влияние состояния границ и размера зерен на механизмы ползучести субмикрокристаллического никеля // ФММ. - 2001. - Т. 95. -№5.- С. 107-112.

35. Колобов Ю.Р., Грабовецкая Г.П., Иванов К.В., Иванов М.Б. Диффузионная проницаемость и механические свойства объемных наноструктурных материалов, полученных воздействием интенсивной пластической деформации // Химия в интересах устойчивого развития. - 2002. - № 10. - С. 111-118.

36. Cai B., Kong J.P., Lu L., Lu K. Interface controlled diffusional creep of nanocrystalline pure copper // Scripta Mater. - 1999. - V. 41. -No. 7. - P. 775-759.

37. Morris D.G. Mechanical behaviour of nanostructured materials. -Zuerich: Trans Tech Publications LTD, 1998. - 85 p.

38. Mishra R.S. An evaluation of the applicability of theoretical models for elevated temperature plasticity to ultrafine-grained materials // Ultrafine Grained Materials / Eds. by Mishra R.S., Semiatin S.L., Lowe T.C., et al. - The Minerals, Metals and Materials Society, 2000. -P. 421-426.

39. Cobl R.L. A model for boundary diffusion controlled creep in polycrystalline materials // J. Appl. Phys. - 1963. - V. 34. - No. 7. -P. 1679-1685.

40. Sherby O.D., Wadsworth J. Superplasticity — recent advanced and future directions // Progress in Materials Science. - 1989. - V. 33. -P. 169-221.

41. РозенбергВ-M. Ползучесть металлов. - М.: Металлургия, 1967. -276 с.

42. Grabovetskaya G.P., Kolobov Yu.R., Ivanov K.V, Girsova N.V. Structure and creep behavior of nanostructured materials produced by severe plastic deformation // The Physics of Metals and Metallography. -2002. - V. 94. - Suppl. 2. - Р. S37-S44.

43. Поздняков В.А., Глезер А.М. Структурные механизмы пластической деформации нанокристаллических материалов // ФТТ. -2002. - Т. 44. - Вып. 4. - С. 705-710.

44. Valiev R.Z., Kozlov E.V., Ivanov Yu.F., et al. Deformation behaviour of ultrafine grained copper // Acta Metal. Mater. - 1994. - V. 42. -P. 2467-2475.

45. Дударев Е.Ф., Кашин О.А., Колобов Ю.Р. Истинное зернограничное проскальзывание в крупнозернистом и ультрамелкозернис-том титане // Изв. вузов. Физика. - 2004. - Т. 47. - № 6. - С. 3946.

46. Хоникомб Р. Пластическая деформация металлов. - М:. Мир, 1972.- 408 с.

47. Портной К.И., Бабич Б.Н. Дисперсноупрочненные материалы. -М.: Металлургия, 1974. - 200 с.

48. Колобов Ю.Р, Иванов К.В., Грабовецкая Г.П., ИсламгалиевР.К. Исследование возможности достижения сверхпластичности суб-микрокристаллической меди // Структура и свойства нанокрис-таллических материалов. - Екатеринбург, 1999. - С. 146-149.

49. Schilling W.F., Grant N.J. High temperature behavior of powder Al2O3 alloys // Metallurgy International. - 1973. - No. 5. - Р. 117-121.

50. Колобов Ю.Р, Грабовецкая Г.П., Иванов К.В., Иванов М.Б. Диффузионная проницаемость и механические свойства объемных наноструктурных материалов, полученных воздействием интенсивной пластической деформации // Химия в интересах устойчивого развития. - 2002. - Т. 10. - С. 111-118.

51. Мак Лин Д. Механические свойства металлов. - М.: Металлургия, 1965. - 431 с.

52. Зайт В. Диффузия в металлах. - М.: ИИЛ, 1985. - 381 с.

53. Лариков Л.Н. Диффузионные процессы в нанокристаллических материалах // Металлофизика и новейшие технологии. - 1995. -Т. 17. - № 1. - С. 3-29.