CC BY
433
Механизмы деформации и механические свойства наноматериалов
Э.В. Козлов, А.Н. Жданов1, Н.А. Конева
Томский государственный архитектурно-строительный университет, Томск, 634003, Россия 1 Алтайский государственный технический университет, Барнаул, 656099, Россия
Дан обзор современных представлений о структуре и механических свойствах нанополикристаллических металлов и сплавов, методах измельчения зерен, об особенностях механизмов деформации в нанообласти со специальным рассмотрением роли зернограничного скольжения и о проблемах соотношения Холла-Петча.
Deformation mechanisms and mechanical properties of nanomaterials
E.V. Kozlov, A.N. Zhdanov1, and N.A. Koneva
Tomsk State University of Architecture and Building, Tomsk, 634003, Russia 1 Altai State Technical University, Barnaul, 656038, Russia
The paper reviews contemporary notions about the structure and mechanical properties of nanopolycrystalline metals and alloys, methods of grain refining, and peculiarities of deformation mechanisms in the nanosized region. Special consideration is given to the role of grain boundary gliding and problems of the Hall-Petch relation.
1. Введение
Наноструктурные материалы интенсивно исследуются и находят все большее применение в различных разделах специальной техники и технологии [1-7]. Наряду с развитием науки в области электроники, исследованием ковалентных материалов значительные успехи достигнуты в понимании структуры и механических свойств металлических наноматериалов. Несомненно, измельчение размера зерна должно повысить механические свойства нано- и ультрамелкозернистых поликристаллов [8, 9]. В результате этого удастся значительно уменьшить массу различных металлических изделий и конструкций. Технологии получения металлических поликристаллов с измельченными размерами зерен интенсивно разрабатываются и здесь достигнуты определенные успехи [10-12].
Настоящая работа носит обзорный характер и посвящена обобщению современных сведений о структуре металлических нанополикристаллов, методах измельчения зерен, механических свойствах наноструктурных металлов и сплавов и особенностях механизмов их деформации, возникающих при измельчении зерна. Ста-
тья, в частности, обобщает также результаты, полученные ранее авторами в этой области.
Исследования металлических наноматериалов были начаты на чистых ГЦК металлах (А1, Си, №), затем в поле внимания исследователей оказались твердые растворы, сплавы с дисперсными частицами и, наконец, некоторые стали. Системные результаты к настоящему моменту в основном достигнуты на чистых металлах и некоторых алюминиевых сплавах. В то же время, большая часть металлических сплавов только начинает исследоваться. Это особенно касается изучения механизмов деформации нанокристаллов. Содержание статьи с неизбежностью отражает современное состояние научно-исследовательских работ, достигнутое в этой области.
2. Методы достижения ультрамелкозернистого и нанозеренного поликристаллического агрегата
Увеличение прочностных свойств путем измельчения зерен является эффективным приемом, который может быть использован для любых типов металлических материалов [13]. Поэтому этой проблеме уделяется
© Козлов Э.В., Жданов А.Н., Конева Н.А., 2007
значительное внимание. В последнее десятилетие металлофизики разработали различные способы измельчения зерен. Наиболее эффективными из них являются разнообразные варианты интенсивной пластической деформации: 1) равноканальное угловое прессование [14-17] и его различные модификации, например равноканальная угловая экструзия [18], согласованное равноканальное угловое прессование [19], когда металл проталкивается по каналу, имеющему форму окружности, комбинация экструзии и равноканального углового прессования [20], несхожее угловое прессование [14, 21], равноканальная угловая вытяжка [22]; 2) кручение под высоким давлением [23, 24]; 3) различные варианты глубокой деформации методом прокатки [23]; 4) комбинированные методы (кручение плюс прокатка) [25], сдвиг под высоким давлением [14]; 5) различные варианты трибологических процессов [26], например, трение с размешиванием [27] и др. Принципиально оказалось возможным уменьшение размеров зерен по крайней мере на 2-4 порядка по сравнению с ранее использовавшимся мелким зерном [28].
Отметим в качестве примера, что методом равноканального углового прессования на чистой меди удалось достигнуть увеличения предела текучести а у более чем на порядок. При использовании только одного из методов упрочнения такой результат является рекордным. Это достижение, связанное с увеличением предела текучести, обязано значительному измельчению зерна путем перехода к ультрамелкозернистым и даже к нанозер-нистым материалам.
В [9, 29] дана классификация поликристаллов по размерам зерен. Из нее ясно, какие размеры зерен были достигнуты в последние 10-15 лет с помощью различных технологий. В этот раздел попадают ультрамелко-зернистые поликристаллы, субмикро- и нанокристаллы.
3. Основные особенности структуры нанополикристаллического агрегата как следствие интенсивной пластической деформации
Поликристаллический агрегат состоит из ансамбля зерен, разделенных границами зерен. В общем случае зерна имеют разные размеры, различную ориентацию кристаллической решетки, окружены различными типами границ зерен. Зерна по своим размерам могут быть изотропными и анизотропными. Иногда группы зерен отделены от других однотипными границами, простирающимися вдоль нескольких зерен. Типичные примеры субмикрокристаллических агрегатов зерен №, изготовленных методами равноканального углового прессования и кручения под гидростатическим давлением, представлены на рис. 1 и 2. Электронно-микроскопические изображения, полученные на фольгах № (рис. 1, а и 2), демонстрируют поликристаллический агрегат с зернами различного размера и различной ориентации. Последняя видна по различному контрасту зерен. На рис. 1, б дан пример более крупных зерен анизотропного размера с удлиненными границами. Оба этих случая могут встречаться в структуре ультрамелкозернистого материа-
Рис. 1. Изображения зеренной структуры субмикрокристаллического N1 после равноканального углового прессования, полученные методом просвечивающей электронной микроскопии на фольгах (а) и репликах (б)
Рис. 2. Электронно-микроскопические изображения трех типов зерен в ультрамелкозернистом N1 после кручения под гидростатическим давлением: 1, 2 — зерна без дислокаций, 3 — зерно, содержащее фрагменты (а); группы зерен, содержащие дислокации (б); 1 — зерна, содержащие дислокации, 2 — зерна без дислокаций (в)
ла, изготовленного одним из методов интенсивной пластической деформации.
Типичная функция распределения зерен по размерам приведена на рис. 3. Этот агрегат зерен был приготовлен методом кручения под гидростатическим давлением. Здесь выделены три типа зерен и субзерен, обычно встречающихся после интенсивной пластической деформации. Они обладают различной дислокационной структурой, а именно: 1) бездислокационные зерна;
2) зерна с хаотической дислокационной структурой;
3) зерна, содержащие дислокационную субструктуру — ячейки или фрагменты. При среднем размере 140 нм
<d>
0 12 3
сМСГ2, нм
Рис. 3. Распределения зерен по размерам в нанокристаллическом N1, изготовленном методом кручения под гидростатическим давлением. Светлая часть гистограммы определяет долю бездислокацион-ных зерен, штриховкой обозначена доля зерен с хаотической
дислокационной структурой или сетчатой, штриховка обо-
значает долю зерен с ячейками или фрагментами
средний размер каждого типа зерен возрастает в направлении от бездислокационных зерен к зернам с ячейками и фрагментами (табл. 1). Такая структура зерен и распределений их размеров обусловлена методом приготовления наноструктурного поликристаллического агрегата. В некоторый момент деформация была прервана, и поэтому в структуре присутствуют бездислока-ционные мелкие зерна и зерна средних размеров с развивающейся дислокационной структурой. Самые крупные зерна нанокристаллического агрегата содержат ячейки, которые постепенно в ходе деформации превращаются во фрагменты, т.е. субзерна, ограниченные малоугловыми границами. Последние при дальнейшей деформации превращаются в новые нанозерна. Таким образом, функция распределения нанозерен по размерам иллюстрирует механизм их образования в ходе интенсивной пластической деформации. Бездислока-ционные зерна растут за счет миграции границ зерен, внутризеренная деформация приводит к образованию в них сначала хаотической дислокационной структуры, затем ячеистой. Границы ячеек становятся разориенти-
Таблица 1
Размеры зерен разного типа в N1, изготовленном методом интенсивной пластической деформации
Тип зерен Средний размер зерен, нм Дисперсия, нм
Бездислокационные зерна 84 84
Зерна с хаотической дислокационной структурой 150 53
Зерна с ячейками и фрагментами 166 57
Все зерна 140 60
рованными, испытывают превращения в малоугловые субграницы фрагментов. При дальнейшей деформации разориентировка на них растет. Они превращаются в границы нанозерен.
4. Структура индивидуальных нанозерен
При стандартных механизмах формирования зерна оно состоит из тела зерна и граничных областей. Структура нанозерна представляет собой нанокристалличес-кое образование, обладающее равновесной кристаллической решеткой. С измельчением размера зерна совершенство этой решетки ухудшается. При размерах зерна 5 нм и меньше формируется сильно искаженная решетка. При размерах менее 3 нм может образоваться неравновесная или квазиравновесная кристаллическая структура.
Другим фактором, искажающим кристаллическую решетку зерна, является дислокационная структура. Формирование разориентированных границ ячеек и малоугловых границ фрагментов (блоков или субзерен) влечет за собой появление разориентировки одной части зерна относительно другой вплоть до нескольких градусов.
Наконец, третья причина искажения кристаллической структуры тела зерна — это внутренние напряжения. Они возникают по нескольким причинам: 1) неравномерность деформации зерен поликристаллического агрегата, 2) наличие частиц вторых фаз, деформирующихся иначе, чем тело зерна, 3) наличие дислокаций в теле зерен и на их границах, 4) наличие частичных дисклинаций, расположенных в стыках зерен, 5) уступы на специальных границах, 6) стесненный объем на границе зерен. Внутренние напряжения влекут за собой возникновение непрерывной разориентировки кристаллической решетки зерен.
Граничная область нанозерен формируется из трех различных типов материала поликристаллического агрегата, обладающего различным строением: 1) плоские зернограничные прослойки небольшой толщины, представляющие собой основной объем границ зерен, 2) столбчатая структура тройных стыков, 3) квадрупольные узлы, обладающие изотропной структурой (рис. 4). Такая
Рис. 4. Схема зерна кубической формы [30, 31]
Рис. 5. Зависимость объемных долей различных компонент структуры зерен от размера зерна в 3D-модели [31]. ГЗ — граница зерна; ТС — тройной стык; КС — квадрупольный стык
терминология и такие формы зернограничных образований получились в результате описания зерен кубической формы. В случае, если сечения зерен имеют шестигранную структуру или какую-либо другую форму зернограничных образований, их наименования могут быть иными.
Объемные доли различных областей тела и границ зерен в поликристаллическом агрегате зависят, во-первых, от среднего размера зерна и, во-вторых, от средней толщины зернограничных образований. При мезоскопических размерах зерен большую часть объема поликристаллического агрегата занимает тело зерна. С уменьшением размера зерна возрастает роль зернограничного материала. При дальнейшем измельчении зерен растет роль тройных стыков, а затем и квадруполь-ных узлов (рис. 5). При этом следует иметь в виду, что толщина зернограничных образований может изменяться с изменением размера зерна, типа границ зерен, ее близости к равновесию, наличия стыковых дисклина-ций и компонентного состава наноматериала. В настоящий момент как экспериментальные данные, так и теоретические оценки и результаты моделирования свидетельствуют, что толщина зернограничных участков находится в интервале 0.5_1.0 нм.
Структура границ зерен и внутренние поля напряжений, а также сегрегации приводят к формированию упрочненной зоны вблизи границ зерен [9]. Эта упрочненная зона в обычных поликристаллах мезоуровня занимает небольшую долю тела зерна. С уменьшением среднего размера зерна эта доля возрастает и на микроуровне может достигать половины размера зерна, а в области нанокристаллов охватывать все зерно в целом. Схематически это хорошо представлено моделью зернограничного кожуха [12]. Схема изменения относительного размера упрочненной зоны, включающей границу зерен, представлена на рис. 6. Фактически эта схема повторяет модель Кокса-Хирта, изложенную в [9] (см. там рис. 1), применительно к нанополикристаллам.
Рис. 6. Относительный размер упрочненной зернограничной зоны, образующей упрочненный кожух вокруг тела зерна [12]: мезополи-кристалл (а), микрополикристалл (б)
5. Соотношение Холла-Петча и поведение параметра к в нанообласти
Соотношение Холла-Петча для предела текучести имеет следующий вид:
оу =о0 + М_12, (1)
где а у — предел текучести поликристалла; оо — предел текучести монокристалла или поликристалла с бесконечно большим размером зерна; d — размер зерна; k — коэффициент Холла-Петча. К настоящему моменту установлено для Си и N1, что с измельчением среднего размера зерна коэффициент k уменьшается [9], а для Си даже проходит через 0 и принимает отрицательное значение. Некоторые авторы, в том числе авторы известного обзора [21], считают, что такое поведение k связано с изменением показателя степени в (1). На наш взгляд, более правильная трактовка заключается в изменении коэффициента Холла-Петча к, поскольку для этого есть физические причины. Последние данные о поведении параметра k с изменением размера зерна для Fe, Си, А1, N1 и Т1 представлены на рис. 7. Они представляют обработку и обобщение данных нескольких десятков публикаций, список которых привести в настоящей статье невозможно. Эти результаты обобщены в обзорах 2006 г. [9, 12, 32]. Эти данные еще раз подтверждают, что концепция резкой смены знака величины k с плюса на минус при некотором критическом среднем размере зерна в эксперименте не реализуется.
Из рис. 7, во-первых, видно, что с уменьшением размера зерна коэффициент k уменьшается. При этом для А1, N1, Т1 и Fe он приближается к нулю, а для Си даже принимает отрицательное значение. Эти явления происходят вблизи среднего размера зерна 10 нм. Во-вторых, при размерах зерен 50 нм и более величина k возрастает в следующей последовательности металлов А1 - Си - N1 - Т1 - Fe. Эта последовательность сохраняется вплоть до значения = 1 000 мкм. Иными словами, величина k меньше для ГЦК-металлов, больше для ГПУ и максимальна для ОЦК. Является ли эта последовательность лишь свойством кристаллической решетки или является следствием различного содержания примесей, еще предстоит выяснить. В-третьих, при приближе-
(d), мкм
1(Г2 1(Г1 1 10 102 103
0.0
-О 1 —1----1----1-----1---1-----1—
10 102 103 104 105 106 (с|), нм
Рис. 7. Зависимость среднего значения коэффициента Холла-Петча (к} от среднего размера зерна для Fe (1), Т (2), N1 (5), Си (4) и
А1 (5)
нии к размеру зерна 10 нм коэффициент k быстро убывает. Его значения для разных металлов сближаются. Эту важную особенность в поведении ^ обусловленную во многом зернограничным проскальзыванием, количественно еще предстоит объяснить. По крайней мере, можно утверждать, что при высокой плотности границ зерен свойства разных металлов с различной кристаллической решеткой в значительной мере сближаются. В связи с этим представляется важным дать перечень микромеханизмов, обеспечивающих проскальзывание по границам зерен.
6. Механизмы, осуществляющие вклад в процесс проскальзывания по границам зерен
В настоящем разделе приводится перечень разнообразных процессов, связанных с поведением как групп атомов, так и дефектов в границах зерен. Разумеется, вклад каждого механизма зависит от температуры, вида напряженного состояния, типа границ зерен и их дефектного неравновесного состояния. Перечислим эти механизмы, подразделяя их по физическому смыслу.
I. Диффузионные механизмы: 1) диффузия вакансий, 2) диффузия атомов и их групп, 3) диффузионное перемещение свободного или стесненного объема, 4) переползание полных решеточных, частичных решеточных и зернограничных дислокаций, 5) миграция границ зерен, тройных линий и четверных стыков.
II. Сдвиговые механизмы: 1) скольжение полных решеточных, частичных решеточных и зернограничных дислокаций, 2) испускание стыковыми дисклинациями и ступеньками на границе зерен скользящих дислокаций различного типа, 3) развертывание и собирание дефек-
в
Рис. 8. Схема трех возможных вариантов картины деформационного упрочнения (разупрочнения) при больших степенях деформации ГЦК-нанополикристаллов
тов упаковки и антифазных границ, 4) поглощение границами зерен скользящих дислокаций разного типа.
III. Комплексные механизмы: 1) силовое перемещение свободного или стесненного объема, 2) расщепление и другие реакции в тройных стыках зерен, 3) фазовые превращения в зернограничных прослойках, 4) фазовые превращения в приграничной области диффузионного типа, 5) фазовые превращения в приграничной области сдвигового типа, 6) формирование волн направленных смещений.
7. Зависимости напряжения от деформации для нанометаллов и сплавов
Известно, что с измельчением зерен изменяется картина стадийности зависимости напряжения а от деформации е [8, 13, 33]. В общем случае для ГЦК-нанопо-ликристаллов наблюдается непродолжительная стадия III, которой может предшествовать также непродолжительная стадия II. Они сменяются, как правило, продолжительной стадией с линейным упрочнением. Это может быть либо стадия IV, если коэффициент деформационного упрочнения 0 = da/de > 0, либо стадия VI, если 0 = 0, либо продолжительная стадия с уменьшающимся значением 0 < 0. Чтобы сохранить нечетные номера стадий для случая с переменным коэффициентом деформационного упрочнения, назовем ее стадией VIII. Типичные варианты зависимости а = f (е) для ГЦК-поликристаллов схематически представлены на рис. 8. Такие зависимости а = f (е) реализуются как в реальном эксперименте, так и при компьютерном моделировании. Типичные примеры экспериментальных зависимостей представлены на рис. 9. Разумеется, на стадии IV и особенно VI и VIII имеет место локализация деформации. Для нанополикристаллов она уже обнаружена и начинает обсуждаться [12]. На рис. 9, а для алюминиевого сплава на продолжительной стадии 0 < 0, для Си и медных сплавов (рис. 9, б) 0 = 0 и, наконец, для Со (рис. 9, в) 0 > 0.
Такое различие прежде всего связано с возрастанием энергии активации диффузии по границам зерен в по-
900
™ 700
5
6
500
300
О 0.08 0.16 0.24
8
2000 -
1600 -
^ 1200 -5 -
е 800 -
400 -
0 т-----1---1-----1---1----1----1----1----
0.00 0.04 0.08 0.12 0.16
8
Рис. 9. Зависимость а = / (е): а — для алюминиевого сплава А1 5083 [32] с размерами зерен d = 113 ± 76 (1), 85 ± 49 (2), 139 ± 107 нм (5) (присутствуют стадии IV и VIII); б—для меди (кривая 1, d = 210 нм) и медного сплава Си-А1-0 [8] (кривые 2, 5, 4; d = 230 (2), 200 (5), 140 нм (4), присутствуют стадии VI и VIII); в — для нанокристалли-ческого кобальта, d = 12 нм [34], присутствуют стадии IV и VI, деформация с разными скоростями: ¿1 = 1-10 4, 82 = 5 • 10-4, 83 = = 2.5 -10“3 с“1
следовательности А1 - Си - Со. Напомним здесь, что энергия активации диффузии по границам зерен в ГЦК-поликристаллах отличается от энергии активации объемной диффузии. Отношение между ними находится в пределах 0.4...0.5 [35, 36]. Совокупность термоактивированных процессов, обеспечивающих проскальзывание по границам зерен (см. п. 6), для различных металлов во многом пропорциональна энергии активации диффузии (например, для Си см. табл. 6 в [8]). Иными словами, тип продолжительной стадии деформационного упрочнения (разупрочнения) в ГЦК-нано-поликристаллах контролируется прежде всего температурой плавления основного металла.
Таблица 2
Механизмы деформации твердых тел
Изменение объема Перемещение объема Чистый сдвиг
Упругая и квазиупругая деформация (легко обратимая без термоактивации) 1. Сжатие, растяжение 2. Волны статических смещений 3. Волны направленных смещений Легко обратимая деформация. Легкая термическая активация 1. Мартенситные превращения Трудно обратимая деформация. Термическая активация 1. Диффузионные и фазовые превращения Пластическая деформация (трудно обратимая, требуется термическая активация) 1. Точечные дефекты и их группы, кластеры 2. Ядра дислокаций (размножение и перемещение дислокаций) 3. Близкие дислокационные диполи 4. Границы двойников и доменов 5. Границы зерен 6. Группировки свободного и стесненного объема в аморфных и квази-аморфных (несовершенных кристаллических материалах) Термическая активация 1. Дефекты упаковки, антифаз-ные границы и т.д. 2. Скольжение всех видов дислокаций без размножения Переориентация части кристалла 1. Двойникование 2. Фазовые превращения (диффузионные и бездиффузион-ные)
В заключение раздела отметим главный вывод, который следует из анализа рис. 9. Если размер зерен поликристалла лежит в нанообласти, то металл или сплав достигает высокой прочности. Для обычных алюминиевых сплавов при размере зерна 100 нм она достигает 800 МПа и для медных сплавов при размере зерна 150нм — 1000 МПа. При этом эти материалы сохраняют высокую пластичность. Обычные технологии измельчения зерна обеспечивают сплавам на основе А1 и Си прочность стали.
8. Критические размеры зерен в нанообласти и механизмы деформации
В нанообласти, когда размер зерен невелик и он приближается к ширине зернограничных прослоек, изменяется относительная роль различных механизмов деформации. В общем случае деформация обусловлена, во-первых, изменением объема твердого тела или кристалла, во-вторых, перемещением части объема твердого тела и, наконец, в-третьих, чистым сдвигом одной части кристалла относительно другой. Эта деформация может быть упругой, квазиупругой, легко обратимой пластической, трудно обратимой пластической. Для пластической деформации может требоваться значительная термическая активация, или, вообще, деформация может обходиться без термической активации, т.е. осуществляется силовым путем. Изменение объема может быть равновесным в случае фазовых переходов и неравновесным в случае силового воздействия. В последнем случае формируется излишне свободный или наоборот стесненный объем. Систематизация вышесказанного представлена в табл. 2. Переход в область нанозерен принципиально не изменяет список механизмов деформации. Они остаются теми же, что и для обычных зерен, т.е. мезоскопических размеров зерен. Однако роль этих механизмов и их относительный вклад в деформацию в нанообласти значительно изменяется.
Прежде всего, резко возрастают роль и относительный вклад в деформацию зернограничных процессов. Различного рода зернограничные сдвиги, как диффузионные, так и дислокационные, при размерах зерен в окрестности 10 нм становятся доминирующими [8, 37, 38]. В противоположность этому при размерах зерен более 1 мкм доминирует дислокационный механизм деформации. Весьма интересна промежуточная область — интервал 1 000.10 нм, в которой достаточно эффективно взаимодействуют зернограничные сдвиги и дислокационное скольжение. В общем случае такая корреляция процессов для указанного интервала размеров зерен дана на рис. 10.
На рис. 10 представлена схема поликристалла, в зернах которого (они обозначены цифрами) происходят несколько процессов. Во-первых, имеет место зернограничное скольжение. Оно указано стрелками вдоль границы зерна и происходит между зернами 1 - 2, 2 - 5, 2 - 4 и 5 - 4. Зернограничное скольжение активирует
Рис. 10. Схематическая диаграмма зернограничного проскальзывания, аккомодированного внутризеренными дислокационными процессами: ДС — дислокационное скольжение; ПД — переползание дислокаций; МГЗ — мигрирующая граница зерна; СД — сток дислокаций; ЗГП — зернограничное проскальзывание
Таблица 3
Критические интервалы размеров зерен
№ п/п Физические факторы и механизмы Размеры зерен или ширина их границ, нм
1 Образование зерен и их границ 2
2 Толщина границы зерна о m Ö
3 Ширина прослойки, где происходят зернограничное скольжение и зернограничная диффузия 2...3
4 Интенсивные деформационные процессы по границам зерен и тройным стыкам 1...10
5 Интенсивные деформационные процессы при несовершенной кристаллической решетке, перемещение свободного или стесненного объема 2.10
6 Влияние на диффузионные фазовые переходы и мартенситные превращения 2.5
7 Формирование равновесной кристаллической решетки 3.5
8 Равновесные объемные свойства 5.10
9 Нанозерна 2 0 О
10 Переход к отрицательному параметру Холла-Петча к ОКОЛО 10
11 Специальные механизмы генерации дислокаций границами зерен 10
12 Скольжение частичных дислокаций, двойникование 0 0 о
13 Устойчивое испускание дислокаций ступеньками на границе зерна > 25
14 Скольжение полных дислокаций в зерне 25
15 Субмикрокристаллы 100.500
16 Формирование дислокационных скоплений 50
17 Бездислокационные зерна, втягивание дислокаций в границы зерен 100
18 Скольжение совершенных дислокаций > 100
19 Формирование субструктур 200
20 Ультрамелкие зерна 500.1 000
21 Мезозерна > 1 000
внутризеренное скольжение. Оно происходит в зернах 2,3 и 4. В зернах 3 и 4 источниками дислокаций являются тройные стыки, а в зерне 2 — ступени на границе между зернами 1 и 2. Дислокационное скольжение в зернах 2 и 4 проходит через каждое зерно и вызывает в одном случае проскальзывание по границам зерен 2 - 4 и миграцию границы в зерне 4. В зерне 3 переползание дислокаций формирует стенку и инициирует миграцию границы. Мигрирующие границы в зернах 3 и 4 указаны пунктиром.
Поскольку деформация всегда осуществляется комплексом различных механизмов, стремящимся к согласованию, то, следовательно, не существует единственных критических значений размеров зерен для включения или выключения конкретных механизмов деформации. Всегда существуют интервалы соответствующих размеров зерен. В табл. 3 даны критические интервалы размеров зерен от нано- до мезозерен. Из нее хорошо видны спектр механизмов деформации и размеры зерен, при которых эти механизмы оказываются активными.
Особый случай представляет анализ механизмов деформации в бездислокационных зернах. Из табл. 3 видно, что в мелких зернах (10.25 нм) трудно генерировать дислокации. В зернах размером менее 100 нм
после снятия напряжения происходит втягивание дислокаций в границы зерен, поэтому в тонких фольгах они не наблюдаются [8]. В таких зернах часто реализуется схема деформации, представленная на рис. 11. В этом случае одиночные дислокации испускаются одной границей зерна и поглощаются противоположной границей зерна. После этого процесс повторяется. После снятия напряжения дислокации в зернах не обнаруживаются.
Рис. 11. Схема скольжения полных одиночных дислокаций в нанозернах; й — размер зерна
9. Заключение
В статье рассмотрена часть актуальных проблем, решаемых для достижения высокопрочных нанозернис-тых металлических поликристаллов. За пределами статьи остались проблемы пластичности и сверхпластичности, скоростная зависимость механических свойств, роль структуры и пористости, асимметрия свойств при растяжении и сжатии, детальный анализ механизмов упрочнения нанозерен и некоторые другие проблемы. Тем не менее, удается показать, во-первых, перспективы интенсивных исследований механических характеристик нанокристаллов, во-вторых, важность таких работ для физики прочности и, в-третьих, неисчерпаемость глубокой концепции Холла-Петча.
Литература
1. Пул Ч., Оуэнс Ф. Нанотехнологии / Под ред. Ю.И. Головина. - М.:
Техносфера, 2004. - 327 с.
2. Гусев А.И., Ремпель A.A. Нанокристаллические материалы. - М.: Физматлит, 2001. - 222 с.
3. Головин Ю.И. Введение в нанотехнологию. - М.: Машиностроение-1, 2003. - 111 с.
4. Гречихин М.И. Физика наночастиц и нанотехнологий. - Минск: УП «Технопринт», 2004. - 398 с.
5. Андриевский Р.А., Рагуля A.B. Наноструктурные материалы. - М.:
Изд. центр «Академия», 2005. - 192 с.
6. Сергеев Г.Б. Нанотехнология. - М.: Изд-во МГУ, 2005. - 288 с.
7. Захарова Г.С., Волков В.Л., Ивановская B.B., Ивановский А.Л. Нанотрубки и родственные наноструктуры оксидов металлов. -Екатеринбург: УрО РАН, 2005. - 240 с.
8. Козлов Э.В., Конева H.A., Жданов А.Н., Попова H.A., Иванов Ю.Ф.
Структура и сопротивление деформированию ГЦК ультрамелко-зернистых металлов и сплавов // Физ. мезомех. - 2004. - Т. 7. -№4. - С. 93-113.
9. Козлов Э.В., Жданов А.Н., Конева H.A. Барьерное торможение дислокаций. Проблема Холла-Петча // Физ. мезомех. - 2006. -Т.9. - № 3. - С. 81-92.
10. Валиев Р.З., Александров И.В. Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией. - М.: Логос,
2000. - 272 с.
11. Носкова Н.И., Мулюков Р.Р Субмикрокристаллические и нанокристаллические металлы и сплавы. - Екатеринбург: УрО РАН, 2003. - 279 с.
12. Meyers M.A., Mishra A., Benson D.J. Mechanical properties of nanocrystalline materials // Progr. Mat. Sci. - 2006. - V. 51. - P. 427556.
13. Козлов Э.В., Жданов A.H., Конева H.A. Измельчение размера зерна как основной ресурс повышения предела текучести // Вестник Тамбовского университета. - 2003. - Т. 8. - № 4. - С. 509-513.
14. Сегал В.М., Резников В.И., Копылов В.И. и др. Процессы пластического структурообразования в металлах. - Минск: Наука и техника, 1994. - 103 с.
15. ВалиевР.З., Александров И.В. Объемные наноструктурные металлические материалы. - М.: ИКЦ «Академкнига», 2007. - 398 с.
16. Langdon T.G., Furukаwa M., Nemoto M., Horita Z. Using еqual-^annel angular pressing to refining grain size // IOM. - 2000. -V. 52.- No. 4. - P. 30-33.
17. ValievR.Z., Langdon T.G. Principles of equal-channel angular pressing as a processing tool for grain refinement // Progr. Mat. Sci. - 2006. -V. 51. - P. 881-981.
18. Sun P.L., Kao P. W., Chang C.P. Characteristics of submicron grained structure formed in aluminium by equal channel angular extrusion // Mat. Sci. Eng. A. - 2000. - V. 283. - P. 82-85.
19. Raab G.I., Valiev R.Z., Lowe T.C., Zhu Y.T. Continuous processing of ultrafine grained Al by ECAP-Conform // Mat. Sci. Eng. A. - 2004. -V. 382. - P. 30-34.
20. Matsubara K., Miyahara Y., Horita Z., Langdon T.G. Developing superplasticity in a magnesium alloy through a combination of extrusion and ECAP // Acta Mat. - 2003. - V. 51. - P. 3073-3084.
21. SuhI.-Y., HanI.-H., OhK.-H., LeeI.-C. Effect of deformation histories on texture evolution during equal- and dissimilar-channel angular pressing // Scr. Mat. - 2003. - V. 49. - P. 185-190.
22. Alkorta I., RomboutsM., Messemaeker J.D. et al. On the impossibility of multi-pass equal-channel angular drawing // Scr. Mat. - 2002. -V. 47. - P. 13-18.
23. Zhilyaev A.P, Nurislamova G.V, Kim B.-K. et al. Experimental parameters influencing grain refinement and microstructural evolution during high-pressure torsion // Acta Mat. - 2003. - V. 51. - P. 753-765.
24. Valiev R.Z., Islamgaliev R.K., Alexandrov I.V Bulk nanostructured materials from severe plastic deformation // Progress in Materials Science. - 2000. - V. 45. - P. 103-189.
25. ГубернаторовB.B., ВладимировЛ.Р, Сычева Т.С. и др. Структурные преобразования в металлических материалах при комбинированной деформации (кручение + прокатка) и рекристаллизацион-ном отжиге // ФММ. - 2004. - Т. 98. - № 4. - С. 83-87.
26. Rigney D.A., Divakar R., Kuo S.M. Deformation substructures associated with very large plastic strains // Scr. Mat. - 1992. - V. 27. -P. 975-980.
27. Sato Y, Urata M., Kokawa H. et al. Retention of fine grained microstructure of equal channel angular pressed aluminum alloy 1050 by friction stir welding // Scr. Mat. - 2001. - V. 45. - P. 109-114.
28. Сверхмелкое зерно в металлах / Под ред. Л.К. Гордиенко. - М.: Металлургия, 1973. - 384 с.
29. Козлов Э.В., Жданов А.Н., Конева Н.А. Соотношение Холла-Петча в упорядоченных сплавах и интерметаллидах // Журнал функциональных материалов. - 2007. - Т. 1. - № 1. - С. 21-24.
30. Kim H.S., Estrin Y, Bush M.B. Plastic deformation behaviour of finegrained materials // Acta Mater. - 2000. - V. 48. - No. 2. - P. 493-504.
31. Kim H.S., Estrin Y, Bush M.B. Constitutive modeling of strength and plasticity of nanocrystalline metallic materials // Mater. Sci. Eng. A. -
2001. - V. 316. - P. 195-199.
32. Witkin D.B., Lavernia E.J. Synthesis and mechanical behavior of nanostructured materials via cryomilling // Progr. Mat. Sci. - 2006. -V. 51. - P. 1-60.
33. КоневаН.А., КозловЭ.В. Современная картина стадий пластической деформации // Изв. вузов. Физика. - 2004. - № 8. - С. 90-98.
34. Karimpoor A.A., Ebr U., AustK.T., Palumbo G. High strength nanocrystalline cobalt with high tensile ductility // Scripta Mater. - 2003. -V. 49. - P. 651-656.
35. БокштейнБ.С., Копецкий Ч.В., ШвиндерманЛ.С. Термодинамика и кинетика границ зерен в металлах. - М.: Металлургия, 1986. -224 с.
36. Лариков Л.Н., Нсайчев В.И. Диффузия в металлах и сплавах. -Киев: Наукова думка, 1987. - 510 с.
37. Valiev R.Z., Kozlov E.V, Ivanov Yu.F. et al. Deformation behavior of ultrafine grained copper // Acta Metall. Mater. - 1994. - V. 42. -No. 7. - P. 2467-2475.
38. ConradH. Grain size dependence of the plastic deformation kinetics in Cu // Mat. Sci. Eng. A. - 2003. - V. 341. - P. 216-228.
Поступила в редакцию 10.05.2007 г.
