Структура монокристаллического молибдена после холодной и криогенной деформации под давлением

19. Попова Л.А. Исследование атомных механизмов структурных и сверхструктурных превращений в сплаве CuAu I: автореф. дис. ... канд. физ.-мат. наук. Барнаул, 2008. 20 с.

20. Berendsen H.J.C. et al. Molecular-dynamics with coupling to an external bath // J. Chem. Phys. 1984. V. 81. № 8. P. 3684-3690.

21. Старостенков М.Д., Яшин А.В., Дудник Е.А., Синица Н.В., Хоро-шилов Д.Е. Исследование процессов атомной перестройки в нановолокне сплава N13AI подвергнутого одноосной деформации растяжения в направлении <110> // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. 2009. Т. 6. № 1. C. 74-80.

22. Старостенков М.Д., Яшин А.В., Дудник Е.А., Синица Н.В. Исследование структурных превращений в сплаве №эА1 под действием одноосной деформации растяжением // Деформация и разрушение материалов. 2009. № 6. С. 28-31.

23. Старостенков М.Д., Яшин А.В., Дудник Е.А. и др. // Перспективные материалы. 2009. № 7. С. 383-388.

24. Яшин А.В., Чаплыгина А.А., Старостенков М.Д., Маркидонов А.В., Синица Н.В., Мясниченко В.С., Сосков А.А. Структурная перестройка в нановолокне CuAu I при одноосной деформации растяжения в направлении <001> // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. 2013. Т. 10. № 1. С. 93-97.

25. Яшин А.В., Синица Н.В., Дудник Е.А., Старостенков М.Д. Процессы атомной перестройки при динамическом растяжении // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. 2008. Т. 5. № 1. С. 16-20.

26. Яшин А.В., Синица Н.В., Хорошилов Д.Е., Старостенков М.Д., Дудник Е.А. Исследование участков сверхструктурных разрушений при одноосной деформации в сплаве N13AI // Фундаментальные проблемы радиоэлектронного приборостроения. 2008. Т. 8. № 4. С. 160-163.

БЛАГОДАРНОСТИ: Исследование выполнено при финансовой поддержке грантов РФФИ в рамках проектов № 12-02-31135 мол_а, № 12-08-06055-г, № 12-02-98000-р_сибирь_а, № 12-01-06067-г, № 12-08-98046-р_сибирь_а.

Поступила в редакцию 10 апреля 2013 г.

Yashin A.V., Romanovskiy S.A., Starostenkov M.D. STRUCTURAL TRANSFORMATION IN NANOFIBER OF CuAu I ALLOY DURING MONO-AXIAL TENSION DEFORMATION

Structure-energetical changes take place in nanofibers of L10 alloy CuAu I during mono-axial tension in direction <100> were studied by the method of molecular dynamics at the temperature 10 K. Through the study of behavior of the graphs «stored energytime of deformation» the four stages of deformation: quasi-elastic deformation, plastic deformation, flow and fracture are defined. The orientation anisotropy of CuAu I alloy nanofibers during all stages of dynamic deformation are shown.

Key words: anisotropy; molecular dynamic; deformation; nanofiber; simulation; fracture; border; defect; energy.

УДК 669.35: 546.77

СТРУКТУРА МОНОКРИСТАЛЛИЧЕСКОГО МОЛИБДЕНА ПОСЛЕ ХОЛОДНОЙ И КРИОГЕННОЙ ДЕФОРМАЦИИ ПОД ДАВЛЕНИЕМ

© Т.М. Гапонцева, В.П. Пилюгин, М.В. Дегтярев,

Л.М. Воронова, Т.И. Чащухина

Ключевые слова: деформация; твердость; молибден.

Проследили структурные изменения и твердость молибдена при холодной и криогенной деформации под давлением.

Известно, что одним из методов пластификации и снижения температуры перехода тугоплавких металлов в хрупкое состояние является измельчение зеренной структуры методами интенсивной пластической деформации. Приложение высокого давления позволяет деформировать такие материалы без разрушения при комнатной температуре, но их деформация при криогенных температурах представляет технически сложную задачу.

Понижение температуры деформации активизирует двойникование как механизм деформации в металлах со средним и высоким значением энергии дефекта упаковки (ЭДУ).

Монокристаллический Мо деформировали в наковальнях Бриджмена под квазигидростатическим давлением 12 ГПа при 80 и 290 К. Образцы до деформации имели форму диска диаметром 5 мм и толщину 0,3 мм. Угол поворота наковальни варьировали от 0° (осадка) до 10 оборотов при ю = 0,3 об./мин. При 290 К степень деформации изменялась от 0,5 до 9,6 и при 80 К - от 0,3 до 7,6. Твердость измеряли по радиусу образцов по

методу Виккерса при нагрузке 50 Н. Структуру исследовали методом электронной микроскопии на расстоянии 1,5 мм от центра образца. Размеры элементов структуры определяли по светлопольным и темнопольным изображениям, погрешность составила менее 10 %.

Пластичность Мо при понижении температуры деформации до 80 К резко снижается. Образцы при этой температуре удалось продеформировать без разрушения максимум на 3 оборота наковальни. На рис. 1а представлены изменения твердости Мо от степени деформации при обеих температурах. Видно, что твердость материала, деформированного при 80 К до е = 4, ниже твердости материала, деформированного при 290 К, а после большей деформации - выше. По зависимости твердости от корня квадратного из степени деформации (рис. 1б) как при 80 К, так и при 290 К можно выделить две стадии деформации, различающиеся коэффициентами увеличения твердости. Подробно методика выделения стадий описана в работе [1]. Интенсивность упрочнения резко возрастает при тем-

2014

пературе деформации 290 К по достижении е = 8,5, а в ходе деформации при 80 К после значительно меньшей степени - е = 2,8.

Вследствие понижения пластичности молибдена при снижении температуры деформации до 80 К давление 12 ГПа обеспечило деформацию осадкой с меньшей степенью е = 0,3-0,5. Электронно-микроскопическое исследование молибдена, деформированного при 290 К осадкой, свидетельствует о начале фрагментации монокристалла. На рис. 2а, б на фоне слаборазо-риентированной ячеистой дислокационной структуры наблюдаются границы, разделяющие области структуры со значительной, до нескольких градусов, взаимной разориентацией.

а 13 6 /

• і

• 9 ,4

д го 1= і_ 5 1 *7* I р/У’ 'о °1

Рис. 1. Изменение твердости Мо в ходе деформации

Эти ножевые границы (на рис. 2б указаны стрелками) образуются при движении частичных клиновых дисклинаций и сопровождаются локализованными сдвиговыми деформациями. В ГЦК материалах подобные границы деформационного происхождения называются геометрически необходимыми границами [2]. Наряду с ножевыми границами наблюдаются оборванные малоугловые границы с разориентировкой >1° (выноска на рис. 2б). Таким образом, в ячеистой структуре появляются крупномасштабные по сравнению с дислокационными ячейками неоднородности кристаллографической ориентации. При 80 К в результате деформации осадкой формируются слаборазориентиро-ванная ячеистая структура (рис. 2в) и деформационные полосы сдвига (рис. 2г, д), но образования двойников деформации как в Ее или N1, деформированных при 80 К [3, 4], не обнаружили. Расшифровка дифракции (рис. 2е) выявила три решетки с осями зон: [1 3 -2], [1 3 5], [1 1 1]. Анализ показал, что эти решетки не находятся в двойниковом соотношении друг с другом. Этот факт и то, что контраст на темнопольном изображении (рис. 2г, д) не меняется по обе стороны от полосы, свидетельствуют о том, что это полоса сброса.

Увеличение степени деформации до е = 2 приводит к потере монокристалличности при обеих температурах. Вследствие высокой подвижности дислокаций в Мо уже после такой, относительно небольшой, степени деформации при 290 К образуются микрокристаллиты и разориентированные фрагменты размером более 1 мкм, практически свободные от дислокаций. После 80 К еще сохраняются участки слаборазориентирован-ной ячеистой структуры, а внутри полосовых структур

происходит фрагментация с резким измельчением, что соответствует переходу деформации на вторую стадию (рис. 1б). При продолжении деформации на этой стадии новые полосовые структуры не образуются.

Рис. 2. Микроструктура Мо после деформации осадкой; (а), (б) при 290 К, е = 0,7; (в)-(д) при 80 К, е = 0,5; (е) дифракция от (г) и (д); (а) темнопольное изображение в рефлексе типа (310)„; (г) и (д) - темнопольное изображение в рефлексе типа (112)„

С увеличением степени деформации при обеих температурах наблюдается постепенное измельчение элементов структуры и увеличение доли микрокристаллитов. Однако даже после максимально достигнутой степени деформации структура остается неоднородной.

Разориентировку оценивали качественно по изменению темнопольного контраста на границе. В результате деформации при 290 К первые разориентирован-ные элементы структуры мельче, чем при 80 К, но в интервале е = 3-6 средний размер элементов структуры, полученных при криогенной деформации (<^ср = = 120 нм), становится меньше, чем после деформации при комнатной температуре (<^ср = 180 нм). Продолжение деформации при 290 К до е = 9 привело к уменьшению среднего размера элементов структуры до 130 нм.

Анализ эволюции структуры молибдена в ходе деформации при обеих температурах показал, что, несмотря на высокие степени деформации, не удается получить разориентированную структуру с размером элементов менее 100 нм. Подобное замедление формирования однородной СМК структуры наблюдали, когда деформация сопровождалась двойникованием [3, 4]. Там это было связано с затруднением накопления разо-риентировки в пределах двойников, образованных на

2015

ранних стадиях деформации. В Мо двойникование не происходит, но наблюдается образование полосовых структур. При 80 К это полосы локализации деформации, в частности, полосы сброса. При 290 К на начальных этапах деформации монокристалл разбивается на протяженные фрагменты ножевыми границами, аналогичными границам зерен. Вероятно, такие фрагменты и играют роль полосовых структур, препятствуя накоплению разориентировок в их внутреннем объеме.

Таким образом, в монокристаллическом Мо ориентировки (110), обладающем высоким значением ЭДУ, понижение температуры деформирования до 80 К не приводит к смене механизма деформации с дислокационного скольжения, наблюдающегося при 290 К, на двойникование. Снижение подвижности дислокаций при понижении температуры проявляется в локализации деформации через образование полосовых структур.

В Мо образование разориентированных микрокристаллитов и начало перехода в поликристаллическое состояние происходит уже при деформации е = 2, меньшей по сравнению с металлами, обладающими более низкими значениями ЭДУ. При этом первые ра-зориентированные элементы структуры СМК размера при 290 К образуются при меньшей степени деформации, чем при 80 К.

Несмотря на сильное измельчение элементов структуры при деформации при 80 и 290 К однородная СМК структура с высокоугловыми границами микрокристаллитов не формируется.

ЛИТЕРАТУРА

1. Degtyarev M.V., Chashchukhina T.I., Voronova L.M., Patselov A.M., Pilyugin V.P. Influence of the relaxation processes on the structure formation in pure metals and alloys under high-pressure torsion // Acta Mater. 2007. V. 55. P. 6039-6050.

2. Hughes D.A., Hansen N. Microstructure and strength of nickel at large strains // Acta Mater. 2000. V. 48. P. 2985-3004.

3. Пилюгин В.П., Гапонцева Т.М., Чащухина Т.И., Воронова Л.М., Щинова Л.И., Дегтярев М.В. Эволюция структуры и твердость никеля при холодной и низкотемпературной деформации под давлением // ФММ. 2008. Т. 105. Вып. 4. С. 409-419.

4. Пилюгин В.П., Воронова Л.М., Дегтярев М.В., Чащухина Т.И., Выходец В.Б, Куренных Т.Е. Эволюция структуры чистого железа при низкотемпературной деформации // ФММ. 2010. Т. 110. Вып. 6. С. 590-599.

БЛАГОДАРНОСТИ: Работа выполнена по теме «Импульс» и при частичной поддержке проектов Президиума РАН № 12-П-2-1053 и молодежного проекта УрО РАН М-5. Структурные исследования выполнены в ЦКПЭМ ИФМ УрО РАН.

Поступила в редакцию 10 апреля 2013 г.

Gapontseva T.M., Pilyugin V.P., Degtyarev M.V., Voronova L.M., Chashchukhina T.I. SINGLE-CRYSTALLINE MOLYBDENUM STRUCTURE AFTER COLD AND CRYOGENIC DEFORMATION AT PRESSURE

The structural changes and hardness of molybdenum upon cold and cryogenic deformation at pressure are studied.

Key words: deformation; hardness; molybdenum.

2016