CC BY
36
УДК 538.911
ДЕФОРМАЦИОННАЯ ЭВОЛЮЦИЯ ПЛАНАРНЫХ ДЕФЕКТОВ В НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ ГЦК МЕТАЛЛАХ С РАЗЛИЧНОЙ ЭНЕРГИЕЙ ДЕФЕКТА УПАКОВКИ
ЛУБНИН А. Н., ДОРОФЕЕВ Г. А., ЛАДЬЯНОВ В. И.
Удмуртский федеральный исследовательский центр Уральского отделения РАН, 426067, г. Ижевск, ул. Т. Барамзиной, 34
АННОТАЦИЯ. Механизмы пластической деформации нанокристаллических (НК) материалов отличаются от таковых в обычных поликристаллических материалах. Скольжение полных дислокаций, являющееся основным механизмом пластичности поликристаллических материалов, в нанокристаллических материалах заблокировано. Альтернативно действуют другие механизмы, такие как эмиссия из границ зерен частичных дислокаций и их скольжение в теле зерна с образованием дефектов упаковки (ДУ). В работе на примере ГЦК металлов N1 и Си методом рентгеновской дифракции исследована эволюция ДУ при механоактивации в высокоэнергетической шаровой мельнице. Установлено, что в ходе механоактивации ДУ накапливаются быстрее в НК-Си, чем в НК-№. Тем не менее, возрастание концентрации ДУ характеризуется единой зависимостью концентрация ДУ - размер зерна независимо от природы материала. При снижении размера зерна ниже 45 нм наблюдается интенсивное увеличение концентрации ДУ, связанное с изменением механизмов деформации.
КЛЮЧЕВЫЕ СЛОВА: нанокристаллические ГЦК металлы, механоактивация, дефекты упаковки, механизмы деформации наноматериалов.
ВВЕДЕНИЕ
Механическая обработка материалов в высокоэнергетических шаровых мельницах является одним из эффективных способов интенсивной пластической деформации, способным формировать нанокристаллическое (НК) состояние в образце [1]. Механизмы пластической деформации НК материалов активно изучаются в последние десятилетия, и было показано, что НК материалы деформируются с помощью механизмов, нехарактерных для обычных крупнокристаллических материалов [2]. В нанокристаллитах оказываются заблокированными обычные для поликристаллов механизмы решеточного дислокационного скольжения, но активизируются другие более энергоемкие механизмы пластичности, которые практически вообще не работают в крупнокристаллических материалах. В НК материалах значительную долю объема занимают неравновесные границы зерен и тройные стыки, и именно неравновесные границы зерен и тройные стыки играют основную роль в механизмах пластической деформации. Первым необычным механизмом пластичности, который был установлен для НК материалов, является проскальзывание по границам зерен [3]. Другим деформационным механизмом служит генерация частичных дислокаций границами зерен и их скольжение в теле зерна с образованием планарных дефектов, таких как дефекты упаковки (ДУ) и двойники [3 - 6]. Интерес к изучению механизма деформации НК материалов путем испускания частичных дислокаций границами зерен особенно велик в последние годы, поскольку он способен объяснить механизмы фазовых превращений, индуцированных деформацией в НК материалах. ДУ является планарной областью с измененной кристаллической структурой и поэтому скопление ДУ может служить зародышем для образования новой фазы. Фазовое превращение ГПУ ^ ГЦК в кобальте было объяснено за счет скопления ДУ [7]. Такого же типа ГПУ ^ ГЦК превращение, вызванное деформационными ДУ, наблюдалось в работах [8, 9] при механическом измельчении нанокристаллического титана в шаровой мельнице в среде жидких углеводородов. В процессе механического сплавления высокоазотистой НК системы
Fe-Cr-Mn-N происходит фазовое превращение ОЦК ^ ГЦК (феррит ^ аустенит), которое также объясняется накоплением деформационных ДУ [10, 11].
Как любой кристаллический дефект ДУ несет в себе энергию, так что образование ДУ повышает энергию кристалла. Поэтому ДУ и двойники наблюдаются в обычных поликристаллических материалах с низкой энергией ДУ. Однако в НК материалах нет такой строгой зависимости [4] и ДУ с шириной, намного превышающей ширину ДУ в обычных поликристаллах, наблюдаются в НК материалах. Известно также [3], что наличие примесей внедрения, увеличивающих параметр решетки, приводит к понижению энергии ДУ. Тем не менее, энергия ДУ остается одной из важнейших характеристик НК материалов для объяснения их механического поведения. Таким образом, исследование ДУ и их роли в механизмах пластической деформации НК металлов является актуальной научной задачей.
В качестве объектов для сравнительного исследования удобно взять ГЦК металлы
2 2
с различной энергией ДУ Ni (125 мДж/м2) и Cu (45 мДж/м2). В экспериментальных исследованиях НК металлов, в том числе Ni и Cu, с использованием просвечивающей электронной микроскопии трудно отличить частичные дислокации от полных дислокаций [4, 12]. В связи с этим кроме использования электронной микроскопии вновь становятся востребованными дифракционные методы исследования ДУ, развитые в классических работах Уоррена [13]. Кроме того, в литературе нет систематических сравнительных исследований ДУ в НК металлах с различной энергией ДУ, а также с различным содержанием примесных атомов.
Целью данной работы являлось исследование эволюции дефектов упаковки в нанокристаллических ГЦК металлах Ni и Cu с различной энергией дефекта упаковки в процессе механоактивации в высокоэнергетической шаровой мельнице в связи с механизмами пластической деформации и в зависимости от размера зерна.
МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКИ ЭКСПЕРИМЕНТА
Материалами исследования служили порошки Ni (99,88 мас.%) и Cu (99,79 мас.%). Для получения исходного бездефектного состояния порошки отжигали в вакууме при температурах выше температуры рекристаллизации (610 oC для Ni и 410 oC для Cu). Механоактивацию (МА) проводили в высокоэнергетической шаровой планетарной мельнице Активатор 2SL с водяным охлаждением со скоростью вращения платформы 860 об/мин, материал помольных сосудов - сталь 40X13, шаров - сталь ШХ15. Чистые металлы являются пластичными материалами, поэтому трудно поддаются измельчению. При обработке порошков чистых металлов в мельнице процессы холодной сварки частиц превалируют над процессами разрушения, что приводит к агломерации и укрупнению частиц. Для предотвращения агломерации обычно в сосуд для измельчения вместе с измельчаемым материалом вводят добавки поверхностно активного или другого инертного вещества. В наших экспериментах в помольный сосуд загружали 30 г металлического порошка (Ni или Cu), а также вводили добавку 50 мл н-гептана (С7Н16, 99,8 мас. %) или 30 г NaCl (99,99 мас. %). После этого сосуд вакуумировали и заполняли аргоном до давления P = 0,1 МПа. Изучение эволюции структуры и субструктуры порошков проводили методом рентгеновской дифракции с использованием дифрактометра D8 ADVANCE (монохроматизированное Cu Ka излучение). Анализ дифрактограмм проводился методом полнопрофильного анализа Ритвельда [14] с помощью программы TOPAS 4.2. Анализ профиля линий проводили методом гармонического анализа Уоррена-Авербаха [15]. При этом для выделения физического уширения из экспериментальной ширины в качестве эталона использовали дифрактограммы соответствующих исходных отожженных порошков. Вероятность (концентрацию) ДУ рассчитывали путем анализа анизотропного (зависящего от индексов отражения) уширения согласно теории дифракции на ГЦК кристаллах с дефектами упаковки Уоррена [13].
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
На рис. 1 представлены дифрактограммы исходных
порошков N1 и Си после вакуумных рекристаллизационных отжигов. Видно, что дифрактограмма состоит из системы очень узких рефлексов и порошки представляют собой монофазы чистых металлов N1 и Си с ГЦК структурой. Расчет параметров ГЦК решеток с помощью полнопрофильного
анализа Ритвельда показал хорошее согласие со справочными данными для чистых металлов N1 и Си (табл. 1).
Си отжиг 410°С _А
№ отжиг 610°С
_Л
Си (гаге 4-836)
№ (1СРБ8 4-850)
40 50 60 70 80 90 100
20° (Си Ка)
Рис. 1. Рентгеновские дифрактограммы порошков никеля и меди после рекристаллизационных отжигов (10-4 Па, 1 ч)
Таблица 1
Параметры ГЦК решеток (и), средний объемно-взвешенный размер кристаллитов (П), содержание
углерода (С) и среднеквадратичные микроискажения решеток (е) никеля и меди после механоактивации (МА) в различных средах. Индекс - ошибка в последней значащей цифре
Образец Время МА, ч а, нм В в, % ат.% С
N1 (1СРБ8 4-850) - 0,3524 - - -
N1 отжиг 610 °С 0 0,352441 - - 0,05
N1 + гептан 0,5 0,352471 382 0,101 0,09
1 0,35289з 234 0,145 0,61
2 0,353905 172 0,193 1,88
4 0,35532б 141 0,213 3,65
8 0,357439 103 0,222 6,29
N1 + №С1 0,5 0,352431 731 0,0322 -
1 0,352411 731 0,042 -
2 0,352471 579 0,051 -
4 0,352411 431 0,0651 -
8 0,352432 291 0,002 -
Си (1СРБ8 4-836) - 0,3615 - - -
Си отжиг 410 °С 0 0,361541 - - -
Си + гептан 0,5 0,361611 521 0,0301 -
1 0,361581 471 0,0171 -
2 0,361621 411 0,0351 -
4 0,361611 351 0,0261 -
8 0,361611 331 0,0461 -
Си + №С1 0,5 0,361531 9612 0,0341 -
1 0,361551 12115 0,0371 -
2 0,361621 897 0,0331 -
4 0,361581 387 0,0242 -
8 0,361602 242 0,002 -
Дифрактограммы порошков N1 после МА с добавками гептана и №С1 показаны на рис. 2 и 3 соответственно. По мере увеличения времени МА линии уширяются. Результаты анализа дифрактограмм методом Ритвельда представлены в табл. 1. Заметим, что из-за присутствия ДУ в деформированных металлах, и, как следствие, анизотропного уширения линий, описание дифрактограмм набором структурных ГЦК линий становится менее корректным, что можно заметить в приведенных на рисунках разностных кривых (ср. с рис. 1). Подробный анализ дифрактограмм будет приведен ниже. Как видно из табл. 1, с увеличением времени МА в гептане параметр ГЦК решетки N1 возрастает, но в тоже время он практически не изменяется при МА с добавкой №С1. Наблюдаемый рост параметров ГЦК решеток в ходе МА с добавкой гептана связан с растворением в N1 атомов углерода, возникающих в результате механически индуцированной деструкции гептана. Количество растворенного углерода в N1 можно рассчитать из параметра решетки по правилу Вегарда с помощью данных работы [16]:
а = 0,35240 + 0,00080-С, (1)
где а - параметр ГЦК решетки N1 в нм; С - концентрация растворенного углерода в ат.%.
Полученные результаты по концентрации углерода показаны в табл. 1. Заметим, что значения С при МА более 4 ч выше максимальной равновесной растворимости углерода в ГЦК решетке N1 (2,7 ат.% при 1319 °С [17]). Повышенная растворимость углерода в N1 при МА обусловлена формированием метастабильного пересыщенного твердого раствора М(С), устойчивого до 591 К [18].
Рис. 2. Рентгеновские дифрактограммы порошков никеля после механоактивации с добавкой гептана
Рис. 3. Рентгеновские дифрактограммы порошков никеля после механоактивации с добавкой №С1
На рис. 4 и 5 представлены дифрактограммы порошков Си после МА с добавками гептана и №С1 соответственно. Результаты анализа дифрактограмм приведены в табл. 1. В течение МА с добавками гептана параметр решетки меди повышается очень незначительно, то есть углерод в меди практически не растворяется. А из дифрактограмм меди (см. рис. 5), механоактивированной с №С1 более 2 ч, видно появление кубической фазы Си20, которая очевидно является результатом взаимодействия порошка меди с атмосферным кислородом. Наблюдаемое небольшое повышение параметра решетки Си при МА (табл. 1) можно связать с растворением кислорода.
] 1, 30 мин Л
1 -у- [« 1 ч
1 1, 2ч
] -у- 1 А 4ч
8ч
J А Л л .
--—1 V.--у- 1 Си (1СРБ8 4-836)
I . 1 1 . . . 1 . . . 1 1..............1 1 . . .
40
50
60 70
20° (Си Ка)
90
100
Рис. 4. Рентгеновские дифрактограммы порошков меди после механоактивации с добавкой гептана
Рис. 5. Рентгеновские дифрактограммы порошков меди после механоактивации с добавкой №С1
Расчет среднего объемно-взвешенного размера кристаллитов (В) и среднеквадратичных микроискажений решеток (е) с помощью гармонического анализа профилей отдельных рефлексов показал следующее. При МА N1 и Си происходит снижение В и рост е (рис. 6). Причем эволюция В и е зависит от выбранной добавки (гептана или №С1). Присутствие гептана приводит к быстрому понижению В и росту е. А введение №С1 способствует более медленному снижению В, в то время как е сначала слабо возрастает, но затем снижается практически до нуля. Данное отличие обусловлено различным действием добавок в ходе МА - гептан действует как поверхностно-активное вещество, улучшая диспергирование смеси, снижая агломерацию, а введение хрупкого хлорида натрия меняет механические свойства смеси, приводя к разрушениям по вязко-хрупкому типу [1]. Замедленное понижение В при МА с №С1 можно связать также с действием последнего как инертной добавки, снижающей механическое воздействие на металлический порошок.
Рис. 6. Объемно-взвешенные размеры кристаллитов (В) и микроискажения решеток (е) никеля и меди после механоактивации в различных средах
Как отмечалось выше, для образцов после МА наблюдается некорректность в описании дифрактограмм с использованием метода полнопрофильного анализа, связанная, как можно предположить, с анизотропным уширением рефлексов. Данный тип уширения рефлексов является дополнительным к уширению за счет дисперсности кристаллитов и микроискажений решетки и характерен для дифракции на кристаллах с ДУ. Поскольку ДУ возникают только в плотноупакованных атомных плоскостях (для ГЦК это плоскости типа {111}) и они являются границами для когерентного рассеяния рентгеновских лучей, уширение рефлексов для ДУ является анизотропным, то есть зависимым от индексов (hkl) отражающих атомных плоскостей. Связь анизотропного уширения с вероятностью (концентрацией) ДУ описана в теории дифракции на кристаллах с ДУ Уоррена [13]. В терминах, принятых в гармоническом анализе профиля дифракционных линий Уоррена-Авербаха, эта связь для линий (111) и (200) ГЦК кристаллов записывается в виде уравнений
[13]:
ЭА (1п) ЭЬ
1
Deff (111)
1 + (1,5a+b) V3
Dn
a
4
(2)
ЭА (Ln)
D,
_ 1 +(1,5a+b)
eff (200)
D
0
a
(3)
где As(Ln) - коэффициенты Фурье, связанные с дисперсностью кристаллитов (size);
Ln - расстояние в кристаллической решетке вдоль нормали к отражающим плоскостям; n - гармоническая переменная; Deff - эффективный (кажущийся) размер кристаллитов, обусловленный в том числе и присутствием ДУ; D0 - истинный размер кристаллитов; а - параметр ГЦК решетки. Здесь а и в - соответственно концентрация деформационных и двойниковых ДУ. Решая систему уравнений (2) и (3) можно определить D0 и сумму (1,5а + в). Результаты расчета концентрации ДУ в Ni и Cu представлены в табл. 2.
Ln ®0(111)
1
Ln ®0 ( 200)
Таблица 2
Расчет концентрации дефектов упаковки в никеле и меди после механоактивации в различных средах. и Оед200) - эффективные (кажущиеся) размеры кристаллитов.
а и в - соответственно концентрация деформационных и двойниковых ДУ
Образец Время МА, ч ОеШИ^ нм нм 1,5а+в102
N1 отжиг 610 °С 0 - - -
N1 + гептан 0,5 17,3 11,2 2,0
1 13,3 7,91 3,2
2 10,1 6,40 3,6
4 7,45 4,68 5,0
8 5,40 3,75 5,1
N1 + №С1 0,5 50,8 32,1 0,71
1 46,0 27,5 0,91
2 34,4 20,3 1,3
4 20,6 14,0 1,4
8 12,3 8,54 2,2
Си отжиг 410 °С 0 - - -
Си + гептан 0,5 26,5 18,3 1,1
1 24,1 16,9 1,1
2 22,8 14,9 1,5
4 21,2 13,2 1,8
8 17,5 10,7 2,3
Си + №С1 0,5 82,0 56,4 0,35
1 80,0 57,7 0,31
2 45,0 28,3 0,84
4 32,4 14,2 2,5
8 14,5 8,90 2,8
Кинетика накопления ДУ в процессе МА показана на рис. 7, а. Как видно, кинетика накопления ДУ отличается для одного и того же материала с различными добавками (см. рис. 7, а). Накопление ДУ происходит быстрее при помоле N1 с гептаном. Быстрое накопление ДУ в N1 при МА с гептаном можно связать с растворением атомов углерода, поскольку известно, что атомы внедрения снижают энергию ДУ в наноматериалах [3]. В остальных случаях кинетика накопления ДУ в N1 и Си согласуется со значениями энергии ДУ, то есть ДУ в одинаковых условиях аккумулируются быстрее в Си (малая энергия ДУ), чем в N1 (большая энергия ДУ). Концентрация ДУ во всех случаях возрастает в течение МА и практически достигает своего максимального значения к 4 - 8 ч. Для выяснения влияния размера кристаллитов на кинетику аккумулирования ДУ была построена зависимость концентрации (1,5а+в) от Б, представленная на рис. 7, б. Первое, что можно отметить - все значения хорошо укладываются на одну кривую независимо от того, что энергии ДУ у N1 и Си, а также кинетика накопления ДУ для различных условий МА отличаются. Это свидетельствует о том, что концентрация ДУ в ходе МА прежде всего контролируется размером кристаллитов. В свою очередь влияние концентрации атомов внедрения при этом косвенное. Второе важное замечание, которое можно сделать по рис. 7, б, это то, что при уменьшении размера кристаллитов от 120 нм концентрация ДУ сначала возрастает медленно и практически линейно, но затем при достижении размера кристаллитов 45 нм концентрация ДУ начинает расти интенсивно. На наш взгляд данное поведение концентрации ДУ в зависимости от размера зерна может быть объяснено с точки зрения механизмов пластической деформации наноматериалов.
012345678 Время MA, ч
Рис. 7. Концентрация деформационных дефектов упаковки (а) и двойников (р) никеля и меди после механоактивации в различных средах
Обсудим этот вопрос более подробно. Одним из механизмов деформации, характерных для наноматериалов, является проскальзывание по границам зерен и вращение зерен [3]. Так в работе [19] с помощью просвечивающей электронной микроскопии in situ наблюдали вращение зерен НК (размер зерна 10 нм) Ni при деформации. Однако данный механизм деформации характерен лишь при размере кристаллитов 10 нм и ниже [4, 19, 20]. Другим деформационным механизмом, характерным для НК материалов, является генерация частичных дислокаций границами зерен с образованием дефектов упаковки [3 - 5]. Прежде всего, заметим, что типичным дефектом в ГЦК и ГПУ структурах, возникающем при деформации, является ДУ - нарушение правильного чередования плотноупакованных атомных плоскостей. Поскольку в идеальных структурах может быть только два типа чередования плотноупакованных плоскостей (ABABAB... в ГПУ и ABCABC... в ГЦК), то ДУ в ГЦК кристалле является локальной областью с ГПУ укладкой и наоборот [21]. Важнейшей характеристикой, определяющей вероятность образования ДУ, является энергия дефекта упаковки. Предполагается, что для реализации механизма двойникования энергия ДУ должна быть меньше 20 - 50 мДж/м [22, 23]. В свою очередь накопление ДУ в НК материалах может не согласовываться со значениями энергии ДУ. Так в работе [24] в алюминии, у которого энергия ДУ высока (166 мДж/м ) [23], после шарового измельчения при криогенных температурах наблюдали аномально широкие ДУ (в 1,5 - 11 раз шире, чем в крупнозернистом алюминии), что было объяснено влиянием НК состояния. Теоретический анализ [6] показал, что к возрастанию ширины ДУ приводит не непосредственно малый размер зерна, а высокий уровень упругих напряжений в наноструктурах, полученный при интенсивной пластической деформации. Полученные в нашей работе данные показывают, что накопление ДУ в ходе МА, а значит и механизм деформации Ni и Cu, определяется, прежде всего, размером кристаллитов. Причем характер зависимости концентрации ДУ от размера зерна для Ni и Cu одинаков. Выделим несколько характерных реперных значений D, при которых, как можно предполагать, происходит изменение механизмов деформации. При снижении D от 120 до 45 нм наблюдается постепенное увеличение концентрации ДУ в нанокристаллах. То есть в
данной области размеров кристаллитов, по всей видимости, реализуется смешанный механизм деформации - как за счет скольжения полных дислокаций, так и за счет частичных дислокаций с формированием ДУ и двойников. Причем активность частичных дислокаций при понижении размера зерна возрастает. При понижении Б ниже 45 нм наблюдается сильное возрастание концентрации ДУ, что связано с деформацией за счет скольжения частичных дислокаций. Следовательно, размер зерна 45 нм для НК никеля и меди является некоторым критическим размером зерна, при котором изменяется механизм пластической деформации. Для дальнейшего описания механизма нужно заметить, что финальный размер кристаллитов (Б/„), то есть для стационарного состояния, когда зерно не уменьшается при сколь угодной длительности дальнейшей МА, зависит как от природы металла, так и от среды МА (см. рис. 6). В литературе имеются сведения, что для чистых металлов этот финальный размер кристаллитов зависит от температуры плавления металла [1]. Поэтому в качестве следующей реперной точки следует взять не конкретное значение Б, а некоторую величину Б/„. При Б/„, как было показано выше, концентрация ДУ в металле максимальна и больше не может возрастать. Это свидетельствует о том, что канал релаксации энергии за счет ДУ исчерпан. В связи с этим, можно полагать, что после достижения Б/п деформация металла реализуется уже по иному механизму, не связанному со скольжением частичных дислокаций, образованием ДУ и двойников. Таким механизмом может являться зернограничное проскальзывание либо вращение нанозерен.
Полученные результаты свидетельствуют об определяющей роли размера кристаллитов при рассмотрении механизмов деформации нанокристалических ГЦК металлов N1 и Си в условиях высокоэнергетической шаровой планетарной мельницы. Кинетика накопления ДУ в НК ГЦК металлах при МА коррелирует с энергией ДУ.
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
Использование механоактивации в высокоэнергетической шаровой мельнице позволяет изучать особенности механизмов пластической деформации наноматериалов, поскольку формирование наноструктуры в материале происходит в процессе самой деформации. В работе методом рентгеновской дифракции исследовано накопление дефектов упаковки (ДУ) в нанокристаллических (НК) ГЦК металлах N1 и Си с различной энергией ДУ в ходе механоактивации (МА) в различных средах (гептан, №С1).
1. При МА N1 и Си наблюдалось формирование НК состояния вплоть до размера зерна 10 нм, образование твердого раствора №(С) при МА N1 с гептаном и небольшого количества оксида меди Си20 при МА Си с №С1.
2. Кинетика накопления ДУ в НК-№ и НК-Си в ходе МА зависит от энергии ДУ
22
для этих металлов (N1 125 мДж/м и Си 45 мДж/м ). В соответствии с энергиями ДУ они накапливаются быстрее в НК-Си, чем в НК-№. В тоже время присутствие растворенного углерода в ГЦК N1 приводит к ускоренной генерации ДУ.
3. Установлено, что в ходе МА N1 и Си при уменьшении размера зерна происходит возрастание концентрации ДУ и концентрация ДУ прежде всего контролируется размером кристаллитов. Причем поведение концентрации ДУ от размера зерна одинаковое как для N1, так и Си и не зависит от условий МА (наличия различных добавок). Наиболее интенсивный рост концентрации ДУ наблюдается при снижении размера зерна ниже 45 нм, что связано с изменением механизмов деформации.
4. Предполагается, что механизмы деформации НК ГЦК металлов определяются размером зерна следующим образом. При минимальном размере зерна (Б/„) деформация реализуется за счет зернограничного проскальзывания или вращения нанозерен, в интервале размеров зерен от Б/п до 45 нм - за счет генерации границами нанозерен частичных дислокаций и их скольжения в теле зерна с образованием ДУ. При размере зерна 45 - 120 нм реализуется смешанный механизм деформации как за счет скольжения полных дислокаций, так и частичных дислокаций.
Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ (грант № 16-32-00487).
Авторы выражают благодарность В.В. Мухгалину за съемку рентгеновских дифрактограмм.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Suryanarayana С. Mechanical alloying and milling // Progress in Materials Science, 2001, vol. 46, iss. 1-2, pp. 1-184.
2. Валиев Р. З., Александров И. В. Объемные наноструктурные металлические материалы: получение, структура и свойства. М.: Академкнига, 2007. 398 с.
3. Gubicza J. Defect structure in nanomaterials. Woodhead Publishing Limited. 2012. 358 p.
4. Zhu Y. T., Liao X. Z., Wu X. L. Deformation twinning in nanocrystalline materials // Progress in Materials Science, 2012, vol. 57, iss. 5, pp. 1-62.
5. Van Swygenhoven H., Derlet P. M., Hasnaoui A. Atomic mechanism for dislocation emission from nanosized grain boundaries // Physical Review B, 2004, vol. 66, pp. 24101.
6. Бобылев С. В., Гуткин М. Ю., Овидько И. А. Генерация скользящих полупетель расщепленных дислокаций границами зерен в нанокристаллическом Al // Физика твердого тела. 2006. Т. 48, № 8. С. 1410-1420.
7. Bauer R., Jagle E. A., Baumann W., Mittemeijer E. J. Kinetics of the allotropic hcp-fcc phase transformation in cobalt // Philosophical Magazine, 2011, vol. 91, iss. 3, pp. 437-457.
8. Dorofeev G. A., Lad'yanov V. I., Lubnin A. N., Mukhgalin V. V., Kanunnikova O. M., Mikhailova S. S., Aksenova V. V. Mechanochemical interaction of titanium powder with organic liquids // International Journal of Hydrogen Energy, 2014, vol. 38, no. 18, pp. 9690-9699.
9. Лубнин А. Н., Дорофеев Г. А., Никонова Р. М., Мухгалин В. В., Ладьянов В. И. Дефекты упаковки и механизмы деформационно-индуцированных превращений ГПУ-металлов (Ti,Mg) при механоактивации в жидких углеводородах // Физика твердого тела. 2017. Т. 59, № 11. C. 2206-2217.
10. Dorofeev G. A., Lubnin A. N., Ulyanov A. L., Kamaeva L. V., Lad'yanov V. I., Pushkarev E. S., Shabashov V. A. XRD characterization of mechanically alloyed high-nitrogen nanocrystalline Fe-Cr system // Materials Letters, 2015, vol. 159, pp. 493-497.
11. Дорофеев Г. А., Лубнин А. Н., Ульянов А. Л., Мухгалин В. В. Ускоренный механосинтез высокоазотистой нержавеющей стали: мёссбауэровские и рентгеновские дифракционные исследования // Известия Российской академии наук. Серия физическая. 2017. Т. 81, № 7. C. 887-891. https://doi.org/10.7868/S0367676517070080
12. Mitra R., Chiou W-A., Weertman J. R. In Situ Study of Deformation Mechanisms in Sputtered Free-Standing Nanocrystalline Nickel Films // Journal of Materials Research, 2004, vol. 19, iss. 4, pp. 1029-1037.
13. Warren B. E. X-ray diffraction. New York: Dover Publ., 1990. 381 p.
14. Pecharsky V. K., Zavalij P. Y. Fundamentals of powder diffraction and structural characterization of materials. New York: Springer, 2005. 713 p.
15. Dorofeev G. A., Streletskii A. N., Povstugar I. V., Protasov A. V., Elsukov E. P. Determination of nanoparticle sizes by X-ray diffraction // Colloid Journal, 2012, vol. 74, iss. 6, pp. 675-685.
16. Ruhl R. C., Cohen M. Metastable extensions of carbon solubility in nickel and cobalt // Scripta Metallurgica, 1967, vol. 1, pp. 73-74.
17. Massalski T. B. Binary alloy phase diagrams. American Society for Metals, Metals Park. Ohio, 1986, vol. 1, 2. 2224 p.
18. Tanaka T., Ishihara K. N., Shingu P. H. Formation of metastable phases of Ni-C // Metallurgical Transactions A, 1992, vol. 23, pp. 2431-2435.
19. Shan Z., Stach E. A., Wiezorek J. M. K., Knapp J. A., Follstaedt D. M., Mao S. X. Grain Boundary-Mediated Plasticity in Nanocrystalline Nickel // Science, 2004, vol. 305, pp. 654-657.
20. Zhu Y. T. Deformation Mechanisms of Nanocrystalline Materials // Materials Science Forum, 2007, vol. 539-543, pp. 270-277.
21. Баррет Ч. С., Массальский Т. Б. Структура металлов. Часть 1 / пер. с англ. под ред. М.Л. Бернштейна, С. В. Добаткина. М.: Металлургия, 1984. 352 с.
22. El-Danaf E., Kalidindi S. R., Doherty R. D. Influence of grain size and stacking-fault energy on deformation twinning in fcc metals // Metallurgical and Materials Transactions A, 1999, vol. 30, iss. 5, pp. 1223-1233.
23. Hirth J. P., Lothe J. Theory of dislocations. New York: Wiley, 1982. 858 p.
24. Liao X. Z., Srinivasan S. G., Zhao Y. H., Baskes M. I., Zhu Y. T., Zhou F. and Lavernia E. J., Xu H. F. Formation mechanism of wide stacking faults in nanocrystalline Al // Applied Physics Letters, 2004, vol. 84, no. 18, pp. 3564-3566.
DEFORMATION EVOLUTION OF PLANAR DEFECTS IN NANOCRYSTALLINE FCC METALS WITH DIFFERENT STACKING FAULT ENERGY
Lubnin A. N., Dorofeev G. A., Lad'yanov V. I.
Udmurt Federal Research Center, Ural Branch of the Russian Academy of Sciences, Izhevsk, Russia
SUMMARY The deformation mechanisms of nanocrystalline (NC) materials differ from those in conventional polycrystalline materials. In NC materials, slipping of full dislocations, which is the main plasticity mechanism of polycrystalline materials, is blocked. Alternatively, in NC materials, there are other mechanisms, such as the emission by grain boundaries of partial dislocations and their slipping in the grain body to form stacking faults (SF). The use of mechanical activation (MA) in a high-energy ball mill allows us to study the features of the deformation mechanisms of nanomaterials, since the formation of nanostructures in the material occurs in the deformation process. In the work by X-ray diffraction we investigated the accumulation of SF in NC FCC metals Ni and Cu with different SF energy during MA in different media (heptane, NaCl). At MA of Ni and Cu, the formation of the NC state up to the grain size of 10 nm, the formation of a solid solution Ni(C) at MA Ni with heptane and a small amount of Cu2O copper oxide at MA Cu with NaCl was observed. The kinetics of SF accumulation in NC-Ni and NC-Cu during MA is found to be depended on the SF energy of these metals (Ni 125 mJ/m2 and Cu 45 mJ/m2). In accordance with the SF energy values, SF accumulate in NC-Cu faster than in NC-Ni. At the same time, the presence of dissolved carbon in Ni leads to accelerated generation of SF. It is established that during the MA of Ni and Cu, when the grain size decreases, there is an increase in the SF concentration which is primarily controlled by the size of crystallites. Moreover, the SF concentration behavior on the grain size is the same for Ni and Cu and does not depend on the conditions of MA (the presence of various additives). The most intensive increase in the SF concentration is observed with a decrease of grain size below 45 nm, which is associated with the changing deformation mechanisms. It is assumed that the deformation mechanisms in NC FCC metals are determined by grain size as follows. At minimum grain size (Dfin), the deformation is realized by grain boundary sliding or rotation of nanograins, while in the grain size range from Dfin to 45 nm - by the grain boundaries emission of partial dislocations and their sliding in the grain bodies to form SF. At a grain size of 45-120 nm, a mixed deformation mechanism is realized both by full dislocations and partial dislocations slipping.
KEYWORDS: nanocrystalline FCC metals, mechanical activation, stacking faults, deformation mechanisms of nanomaterials.
REFERENCES
1. Suryanarayana C. Mechanical alloying and milling. Progress in Materials Science, 2001, vol. 46, iss. 1-2, pp. 1-184. https://doi.org/10.1016/S0079-6425(99)00010-9
2. Valiev R. Z., Aleksandrov I. V. Ob'emnye nanostrukturnye metallicheskie materialy: poluchenie, struktura i svojstva [Volumetric nanostructured metal materials: production, structure and properties]. Moscow: Akademkniga Publ., 2007. 398 p.
3. Gubicza J. Defect structure in nanomaterials. Woodhead Publishing Limited. 2012. 358 p.
4. Zhu Y. T., Liao X. Z., Wu X. L. Deformation twinning in nanocrystalline materials. Progress in Materials Science, 2012, vol. 57, iss. 5, pp. 1-62. https://doi.org/10.1016/j.pmatsci.2011.05.001
5. Van Swygenhoven H., Derlet P. M., Hasnaoui A. Atomic mechanism for dislocation emission from nanosized grain boundaries. Physical Review B, 2004, vol. 66, pp. 24101. https://doi.org/10.1103/PhysRevB.66.024101
6. Bobylev S. V., Gutkin M. Yu., Ovid'ko I. A. Generation of glide split-dislocation half-loops by grain boundaries in nanocrystalline Al. Physics of the Solid State, 2006, vol. 48, no. 8, pp. 1495-1505. https://doi.org/10.1134/S1063783406080130
7. Bauer R., Jagle E. A., Baumann W., Mittemeijer E. J. Kinetics of the allotropic hcp-fcc phase transformation in cobalt. Philosophical Magazine, 2011, vol. 91, iss. 3, pp. 437-457. https://doi.org/10.1080/14786435.2010.525541
8. Dorofeev G. A., Lad'yanov V. I., Lubnin A. N., Mukhgalin V. V., Kanunnikova O. M., Mikhailova S. S., Aksenova V. V. Mechanochemical interaction of titanium powder with organic liquids. International Journal of Hydrogen Energy, 2014, vol. 38, no. 18, pp. 9690-9699. https://doi.org/10.1016Zj.ijhydene.2014.04.101
9. Lubnin A. N., Dorofeev G. A., Nikonova R. M., Mukhgalin V. V., Lad'yanov V. I. Stacking faults and mechanisms strain-induced transformations of hcp metals (Ti, Mg) during mechanical activation in liquid hydrocarbons. Physics of the Solid State, 2017, vol. 59, iss. 11, pp. 2226-2238. https://doi.org/10.1134/S1063783417110191
10. Dorofeev G. A., Lubnin A. N., Ulyanov A. L., Kamaeva L. V., Lad'yanov V. I., Pushkarev E. S., Shabashov V. A. XRD characterization of mechanically alloyed high-nitrogen nanocrystalline Fe-Cr system. Materials Letters, 2015, vol. 159, pp. 493-497. https://doi.org/10.1016/j.matlet.2015.08.050
11. Dorofeev G. A., Lubnin A. N., Ulyanov A. L., Mukhgalin V. V. Accelerated mechanosynthesis of high-nitrogen stainless steel: Môssbauer and X-ray diffraction studies. Bulletin of the Russian Academy of Sciences: Physics, 2017, vol. 81, no. 7, pp. 803-806. https://doi.org/10.3103/S1062873817070085
12. Mitra R., Chiou W-A., Weertman J. R. In Situ Study of Deformation Mechanisms in Sputtered Free-Standing Nanocrystalline Nickel Films. Journal of Materials Research, 2004, vol. 19, iss. 4, pp. 1029-1037. https://doi.org/10.1557/JMR.2004.0134
13. Warren B. E. X-ray diffraction. New York: Dover Publ., 1990. 381 p.
14. Pecharsky V. K., Zavalij P. Y. Fundamentals of powder diffraction and structural characterization of materials. New York: Springer, 2005. 713 p.
15. Dorofeev G. A., Streletskii A. N., Povstugar I. V., Protasov A. V., Elsukov E. P. Determination of nanoparticle sizes by X-ray diffraction. Colloid Journal, 2012, vol. 74, iss. 6, pp. 675-685. https://doi.org/10.1134/S1061933X12060051
16. Ruhl R. C., Cohen M. Metastable extensions of carbon solubility in nickel and cobalt. Scripta Metallurgica, 1967, vol. 1, pp. 73-74. https://doi.org/10.1016/0036-9748(67)90018-X
17. Massalski T. B. Binary alloy phase diagrams. American Society for Metals, Metals Park. Ohio, 1986, vol. 1, 2. 2224 p.
18. Tanaka T., Ishihara K. N., Shingu P. H. Formation of metastable phases of Ni-C. Metallurgical Transactions A, 1992, vol. 23, pp. 2431-2435. https://doi.org/10.1007/BF02658046
19. Shan Z., Stach E. A., Wiezorek J. M. K., Knapp J. A., Follstaedt D. M., Mao S. X. Grain Boundary-Mediated Plasticity in Nanocrystalline Nickel. Science, 2004, vol. 305, pp. 654-657. doi: 10.1126/science.1098741
20. Zhu Y. T. Deformation Mechanisms of Nanocrystalline Materials. Materials Science Forum, 2007, vol. 539-543, pp. 270-277. https://doi.org/10.4028/www.scientific.net/MSF.539-543.270
21. Barrett C. S., Massalski T. B. Structure of Metals. Third Edition: Crystallographic Methods, Principles and Data (International Series on Materials Science and Technology) 3rd Edition. McGraw-Hill, 1943. 567 p.
22. El-Danaf E., Kalidindi S. R., Doherty R. D. Influence of grain size and stacking-fault energy on deformation twinning in fcc metals. Metallurgical and Materials Transactions A, 1999, vol. 30, iss. 5, pp. 1223-1233. https://doi.org/10.1007/s11661-999-0272-9
23. Hirth J. P., Lothe J. Theory of dislocations. New York: Wiley, 1982. 858 p.
24. Liao X. Z., Srinivasan S. G., Zhao Y. H., Baskes M. I., Zhu Y. T., Zhou F. and Lavernia E. J., Xu H. F. Formation mechanism of wide stacking faults in nanocrystalline Al. Applied Physics Letters, 2004, vol. 84, no. 18, pp. 3564-3566. https://doi.org/10.1063/1.1734689
Лубнин Алексей Николаевич, кандидат физико-математических наук, научный сотрудник, Физико-технический институт УдмФИЦ УрО РАН, тел. (3412)212633, e-mail: las@ftiudm.ru
Дорофеев Геннадий Алексеевич, доктор физико-математических наук, главный научный сотрудник, Физико-технический институт УдмФИЦ УрО РАН, e-mail: gadorofeev@mail.ru
Ладьянов Владимир Иванович, доктор физико-математических наук, заведующий отделом, Физико-технический институт УдмФИЦ УрО РАН, e-mail: las@ftiudm.ru
