CC BY
174
О возможной роли дефектов кристаллического строения в механизмах нанофрагментации зеренной структуры при интенсивной холодной пластической деформации металлов и сплавов
А.И. Лотков, A.A. Батурин, В.Н. Гришков, В.И. Копылов1
Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия 1 Физико-технический институт НАН Беларуси, Минск, 220141, Беларусь
Представлен краткий обзор современные представлений о роли дефектов кристаллического строения в процессах формирования субмикрокристаллического и наноструктурного состояний под действием интенсивной пластической деформации. Основное внимание уделено экспериментальным и модельным исследованиям роли точечные дефектов в этих процессах. Эксперименты, выполненные в последние годы как классическими методами физических исследований, так и современными ядерно-физическими методами, показывают, что концентрация точечные дефектов после интенсивной пластической деформации может быть очень высока. Сделан вывод о необходимости учета их роли в процессах фрагментации зеренной структуры металлов и сплавов. Обсуждается возможный сценарий эволюции дефектов и зеренно-субзеренной структуры в процессе интенсивной пластической деформации.
Possible role of crystal structure defects in grain structure nanofragmentation under severe cold plastic deformation of metals and alloys
A.I. Lotkov, A.A. Baturin, V.N. Grishkov, and V.I. Kopylov1
Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634021, Russia 1 Physico-Technical Institute NASB, Minsk, 220141, Belarus
The paper is a brief review of contemporary notions about the role of crystal structure defects in the formation of submicrocrystalline and nanostructural states under severe plastic deformation. Emphasis is put on the experimental and model study of the role of point defects in these processes. The experiments carried out in recent years with the aid of the classic methods of physical research and modern nuclear physics methods show that the concentration of point defects after severe plastic deformation can be very high. We conclude that it is necessary to account for their role in the fragmentation of grain structure of metals and alloys. The possible evolution scenario of defects and grain-subgrain structure during severe plastic deformation is discussed.
1. Введение
Физическая сущность пластической деформации металлических материалов заключается в движении потоков дефектов кристаллической структуры и атомов в поле приложенных напряжений. Пластическая деформация обычно осуществляется движением дислокаций, точечных дефектов и двойников, в процессе которой между дефектами происходит взаимодействие. На поверхности материалов концентрация дефектов обычно повышена и создаются условия для прямого наблюде-
ния потоков дефектов методами атомной силовой и сканирующей туннельной микроскопии [1]. Взаимодействие дефектов является сильным структурообразующим фактором в металлах и сплавах [2, 3]. Для обычных деформаций, которые изменяют форму образца (одноосное растяжение, сжатие, прокатка), закономерности и механизмы эволюции дефектных структур на разных масштабных уровнях хорошо изучены [3-5]. Установлено, что процесс формирования фрагментированных структур в металлах и сплавах обусловлен стремлением
© Лотков А.И., Батурин A.A., Гришков В.Н., Копыылов В.И., 2007
нагруженного образца уменьшить упругую энергию и является процессом самоорганизации в системе дефектов. Однако процесс фрагментации микроструктуры под действием интенсивных пластических деформаций, как оказалось, имеет свои особенности. Чтобы накопить в образце высокую степень деформации (сотни и тысячи процентов), разработаны специальные методы интенсивных пластических деформаций без изменения формы образца [6, 7]: метод равноканального углового прессования, метод деформации образца в камерах Бриджмена кручением со сдвигом, АВС-прессование и др. В условиях такой деформации образца появляется компонента гидростатического давления, которую необходимо учитывать в процессах взаимодействия дефектов. Другой особенностью интенсивных пластических деформаций является формирование в образце высокой концентрации точечных дефектов. Лишь сравнительно недавно начались экспериментальные и теоретические исследования роли точечных дефектов в процессах формирования субмикрокристаллических и наноструктурных состояний в металлах и сплавах при интенсивной пластической деформации [8]. Именно высокая концентрация точечных дефектов на уровне той, которая существует вблизи температуры плавления металла, может способствовать ускорению процессов фрагментации, когда возникает микроструктура с малоугловыми границами и происходит ее дальнейшее превращение в зеренную структуру с высокоугловыми границами путем непрерывной динамической рекристаллизации при низких температурах.
Данный обзор не ставит задачи дать всеобъемлющие представления о механизмах фрагментации зеренной структуры металлов и сплавов под действием интенсивной пластической деформации, а лишь выделяет аспекты, связанные с экспериментальным изучением роли точечных дефектов в процессах формирования субмик-рокристаллического и наноструктурного состояний в металлических материалах, нашедших отражение в мировой литературе за последнее время.
2. Основные закономерности фрагментации материалов под действием интенсивной пластической деформации и модельные представления, основанные на эволюции дефектных структур
Понимание механизмов формирования зеренно-суб-зеренной структуры в металлах и сплавах вплоть до формирования субмикрокристаллического и наноструктурного состояния при интенсивной пластической деформации требует привлечения экспериментальных методов как для изучения микроструктуры, так и дефектов кристаллической структуры. В настоящее время наибольшее распространение получили методы электронной микроскопии, которые позволяют исследовать как
изменения, происходящие в микроструктуре, так и в системе дефектов: дислокаций и дисклинаций. Многочисленные исследования позволили установить, что, хотя способы деформации образцов влияют на особенности эволюции микроструктуры при интенсивной пластической деформации (например, образование полосовых структур), конечная микроструктура металлов и сплавов, в основном, состоит из равноосных зерен с большеугловыми границами [7, 9-12].
В ряде работ исследована зависимость накопления дислокаций и связи плотности дислокаций с размерами фрагментов при увеличении степени интенсивной пластической деформации [7, 9, 13-15]. Однако для исследования точечных дефектов, размер которых сопоставим с размером атома, необходимо использовать другие методы, активное применение которых для исследования эволюции точечных дефектов при интенсивных пластических деформациях началось только в последнее время, на чем мы остановимся в разделе 4. Это привело к тому, что, в первую очередь, модельные представления о механизмах фрагментации зеренно-субзеренной структуры в металлических материалах развивались на основе исследованных закономерностей и особенностей изменения дислокационных субструктур и дискли-наций [16-20]. Согласно этим представлениям, при деформации образцов металлов и сплавов первоначально однородная дислокационная структура в зернах при увеличении плотности дислокаций преобразуется в клубки дислокаций и плотные дислокационные стенки, которые при последующем возрастании деформации образцов трансформируются в малоугловые границы субзерен с тонкими стенками в результате аннигиляции дислокаций разных знаков, вследствие чего на границах субзерен остаются дислокации преимущественно одного знака. Причем процессы аннигиляции дислокаций происходят не только в стенках, но и в объеме фрагментов [14]. Немаловажно, что между средними размерами фрагментов, скалярной плотностью дислокаций и степенью очищения фрагментов от дефектов наблюдается четкая корреляция: в первом приближении эти величины связаны линейными зависимостями. Увеличение деформации образцов приводит к увеличению угла разо-риентации границ субзерен, которые затем становятся большеугловыми границами. При дальнейшем увеличении деформации процесс повторяется, пока не будет достигнут минимальный размер зерен, когда описанные механизмы фрагментации зерен в металлах и сплавах уже не работают.
В связи с тем, что в результате фрагментации зерен-но-субзеренной структуры металлов и сплавов под влиянием интенсивной пластической деформации в конечном итоге наблюдается формирование субмикрокрис-таллического или наноструктурного состояния с равноосными зернами с большеугловыми границами, в [12, 21] сделано предположение, что фрагментация зерен-
ной структуры осуществляется по механизму динамической рекристаллизации. Это означает, что процесс измельчения зерен в металлических материалах под воздействием интенсивной пластической деформации при пониженных температурах, при которых в обычных условиях диффузионные процессы существенно подавлены (при Т< 0.4ГПЛ), сопровождается диффузионными процессами переноса вещества, которые, в первую очередь, обеспечиваются точечными дефектами или их комплексами.
В настоящее время развиваются механизмы фрагментации микроструктуры металлов и сплавов, основанные на дисклинационных представлениях, которые, по мнению авторов [20, 22-24], более полно отражают специфику процессов, происходящих при интенсивной пластической деформации. Однако авторы этих представлений не отвергают важной роли диффузии в процессе измельчения зерен под действием интенсивной пластической деформации. В [20] считают, что диффузионные процессы по границам зерен способствуют превращению малоугловых границ зерен в высокоугловые, т.е. играют структурообразующую роль, а в [24] полагают, что при высокой концентрации зернограничных дефектов диффузионные процессы будут ограничивать дальнейшую фрагментацию материала.
Рассмотрим основные модельные представления об эволюции дефектов кристаллического строения в процессе пластической деформации металлических материалов. Ранние модели учитывали только генерацию точечных дефектов (вакансий и межузельных атомов) преимущественно при движении порогов дислокаций [25]. Эти модели дают завышенные значения для концентрации указанных дефектов, поскольку не учитывают процессы возможной аннигиляции межузельных атомов с вакансиями при увеличении деформации, а также взаимодействие точечных дефектов с дислокациями. В современных моделях кинетики пластического процесса для каждого типа деформационных дефектов записывают дифференциальное уравнение, описывающее генерацию и аннигиляцию дефектов определенного типа. Кроме системы уравнений баланса модель обычно содержит уравнение, которое связывает скорость деформации, внешнее напряжение и плотность линейных и точечных дефектов [26].
В настоящее время разработаны кинетические модели процесса пластической деформации [13, 17], которые достаточно удачно описывают динамику фрагментации зеренной структуры материала под действием интенсивной пластической деформации и упрочнения его при учете только взаимодействия между дислокационными структурами, в том числе и с учетом процессов аннигиляции дефектов. Однако сейчас уже ясно, что даже при рассмотрении кинетики изменения дислокационной плотности в процессе обычной деформации необходимо учитывать роль точечных дефектов, по-
скольку концентрация их может быть очень высока [26, 27].
Более правильно, по нашему мнению, физику пластической деформации описывает модель [8], в которой рассматривается процесс генерации дефектов в виде двух типов дислокаций (краевых и винтовых), а также вакансий, и учитываются процессы взаимодействия между этими дефектами. Немаловажно, что модель учитывает гидростатическую компоненту, возникающую в процессе интенсивной пластической деформации. Это приводит к тому, что вакансии становятся менее подвижными, что замедляет аннигиляцию вакансий и увеличивает их концентрацию. В частности, модель [8] предсказывает, что при увеличении интенсивной пластической деформации относительная концентрация вакансий становится равной ~10-4 и достигает насыщения (как и концентрация дислокаций) при абсолютной величине деформации е ~ 3...4 при равноканальном угловом прессовании.
3. Что обеспечивает массоперенос при интенсивной пластической деформации — вакансии или межузельные атомы?
Можно констатировать, что в настоящее время появилось понимание того, что точечные дефекты необходимо учитывать при рассмотрении процессов, происходящих при интенсивной пластической деформации. Вместе с тем, по поводу того, какие дефекты (вакансии или межузельные атомы) обеспечивают, в первую очередь, массоперенос при интенсивной пластической деформации, единого мнения нет.
Так, Ю.А. Скаков считает [28], что условия интенсивной пластической деформации при обработке металлических порошков в шаровой мельнице соответствуют условиям, при которых может действовать механизм пластической деформации с участием межузельных атомов. При интенсивной пластической деформации происходит генерация межузельных атомов в значительных концентрациях, которые и обеспечивают высокую скорость диффузионных процессов. Роль вакансий при этом отвергается из-за их относительно низкой подвижности. В качестве аргументов в подтверждение этой гипотезы выдвигаются эксперименты по динамическому индентированию, в которых массоперенос на начальной стадии внедрения индентора может быть обусловлен межузельными атомами или краудионами, поскольку активационный объем деформационного процесса в этом случае составляет величину того же порядка, что и объем иона металла [29]. Однако недавно проведенные теоретические оценки [30] показали, что участие в мас-сопереносе межузельных атомов или краудионов никак не может обеспечить погружение индентора с наблюдаемыми в опыте скоростями. Не выглядят убедитель-
ными и аргументы автора [28] в поддержку того, что возможна диффузия по межузельному механизму в системе двух металлов в процессе механического сплавления под действием интенсивной пластической деформации на основании того, что существует сильная асимметрия парциальных коэффициентов диффузии, как, например, в системе Ti-Ni (DTi^Ni/DNi^Ti = 100). Как убедительно показано в работе [31], чрезвычайно малая энергия активации миграции атомов (0.2 эВ) в тонкопленочных парах Ti/Ni связана не с межузельным механизмом диффузии, а с ускоренным массопереносом по границам нанозерен. В интерметаллиде TiNi также существует сильная асимметрия парциальных коэффициентов диффузии, но, как доказано экспериментами по диффузии изотопа 63Ni [32], механизм диффузии ва-кансионный. Это подтверждается и нашими собственными измерениями энергии активации миграции и образования вакансий атомов никеля в TiNi [33]; сумма этих энергий в точности равна энергии самодиффузии атомов никеля. Сошлемся также и на аргументы М.А. Штремеля [34] о том, что ни для одной из металлических систем не обнаружено доказательств диффузии по междоузлиям.
Вместе с тем, на наш взгляд, эти возражения не отрицают возможной роли дефектов в виде межузельных атомов в процессах структурообразования на начальной стадии деформации, когда их концентрация может быть значительной [26, 27]. Далее же эти дефекты из-за их высокой подвижности рекомбинируют с вакансиями, уходят на стоки и в материале преобладают вакансион-ные дефекты [27, 35]. Трудно также отрицать роль меж-узельных атомов на стадии формирования большеугловых границ зерен, когда потоки вакансионно-подоб-ных дефектов и межузельных атомов перемещаются вдоль границ зерен под действием градиентов напряжений [20]. Современные модельные расчеты показывают, что характеристики точечных дефектов на границе зерна (энергии образования и активации миграции) существенно отличаются от аналогичных характеристик в объеме материала [36]. Так, энергия образования межузельных атомов на границах зерен резко уменьшается по сравнению с энергией их образования в объеме и становится близкой к энергии образования вакансий. Это должно качественно изменить ситуацию на малоугловой границе зерен по сравнению с объемом — концентрация вакансионных дефектов становится сравнимой с концентрацией межузельных атомов. Как показывают оценки [20], проведенные для меди в условиях интенсивной пластической деформации, если учесть межузельные атомы и взять концентрацию вакансий ~10-4, то скорость разориентации малоугловых границ достигает такой величины, что становится возможным образование большеугловых границ зерен уже в процессе интенсивной пластической деформации.
Как мы уже отмечали, на стадии развитой пластической деформации в условиях интенсивной пластической деформации основными дефектами в металле становятся точечные дефекты в виде вакансий и линейные дефекты. Дальнейшие процессы их возможного взаимодействия описаны В.М. Фарбером [37, 38], который считает, что при интенсивной пластической деформации активизируется диффузионный массоперенос и «вследствие этого структурообразование, как и мода пластического течения, приобретает черты диффузионно-сдвигового процесса». Накопление высокой концентрации неравновесных вакансий, которые не могут уйти на стоки из-за гидростатической компоненты, позволяет металлу реализовать квазивысокотемпературные механизмы деформации.
Представления, описанные выше, были заложены в математическую модель механического сплавления двух металлов под действием интенсивной пластической деформации [35]: были учтены как асимметрия коэффициентов диффузии двух металлов, участвующих в процессе, так и процессы генерации вакансий и межузельных атомов. Учтены также процессы рекомбинации межузельных атомов и вакансий, а также их взаимодействие с дислокациями, которые действуют как стоки для этих дефектов. Численное решение системы дифференциальных уравнений с реальными параметрами показало, что за относительно короткое время механического синтеза происходит образование сплава за счет диффузии, которая была усилена неравновесными точечными дефектами. Причем, конечная концентрация вакансий на много порядков превосходила концентрацию межузельных атомов. Отметим также, что подобный подход развивается и в работе [39], в которой было обнаружено образование после интенсивной пластической деформации кручением высококонцентрированного твердого раствора меди в железе, которые в условиях сплавления практически не смешиваются друг с другом. В неравновесных пересыщенных твердых растворах Al-Zn, Al-Mg, полученных закалкой от высоких температур, наоборот, под действием интенсивной пластической деформации происходил возврат к равновесной диаграмме состояний [40]. Авторы [39, 40] отмечают, что диффузионный механизм массопереноса может объяснить наблюдаемое необычное поведение изученных систем, если допустить, что под действием интенсивной пластической деформации возникает концентрация вакансий на уровне той, которая существует вблизи температуры плавления металлов и сплавов. Таким образом, для обеспечения условий протекания как динамической рекристаллизации, которая приводит к формированию равноосной структуры с большеугловыми границами зерен, так и процессов, описанных выше, необходима очень высокая концентрация точечных дефектов, образующихся в процессе интенсивной плас-
тической деформации. Рассмотрим далее возможности экспериментального изучения этих дефектов и остановимся на экспериментальных доказательствах высокой концентрации дефектов, возникающих после интенсивной пластической деформации в металлах и сплавах, полученных в последнее время.
4. Основные методы изучения точечных дефектов после интенсивной пластической деформации
Прямым методом изучения точечных дефектов, возникающих после интенсивной пластической деформации, является ионная полевая микроскопия или атомносиловая и сканирующая туннельная микроскопия, но в силу методической сложности работы, выполненные этим методом, остаются единичными [41]. Метод просвечивающей электронной микроскопии в ряде случаев дает информацию о вакансионных кластерах, тетраэдрах дефектов упаковки вакансионной природы при достаточно большом размере этих дефектов (больше 1 нм). Наибольшее же распространение получили методы, позволяющие извлекать информацию о дефектах, которые находятся в макрообъеме образца. Из традиционных методов, которые в настоящее время используются для изучения дефектов структуры, возникающих после интенсивной пластической деформации, можно отметить методы измерения остаточного электросопротивления, дифференциальную сканирующую калориметрию и рентгеноструктурный метод.
4.1. Метод электросопротивления
Измерение электрического сопротивления для изучения изменения концентрации дефектов используется многими авторами. Как теория, так и эксперимент дают прямую пропорциональную зависимость возрастания сопротивления от концентрации точечных дефектов и дислокаций [42].
В субмикрокристаллических материалах при уменьшении размера зерен ниже 1 мкм величина удельного электросопротивления р в чистых металлах сильно возрастает [7]. Это может быть обусловлено как увеличением концентрации дефектов кристаллической струк-
0 12 3
Число проходов
Рис. 1. Влияние числа проходов равноканального углового прессования на удельное электросопротивление при 295 К образцов сплава на основе Ті№ (1) и последующего отжига при 673 К в течение 1 ч (2)
туры, так и рассеянием электронов на границах зерен, когда их размер достигает субмикронных величин. Аналогичная ситуация наблюдается не только в чистых металлах, но и в сплавах на основе интерметаллических соединений. Так, на рис. 1 приведена зависимость р от числа циклов равноканального углового прессования для сплава на основе никелида титана (угол между каналами составлял 90°, температура деформации была 723 К, величина истинной деформации за один цикл составила 0.88).
Исследования, проведенные с помощью просвечивающей электронной микроскопии показали, что уже после первого цикла равноканального углового прессования образуется субмикрокристаллическое состояние с размерами фрагментов зеренно-субзеренной структуры от 100 до 500 нм (рис. 2, а). При увеличении числа проходов до трех формируется ультрамелкозернистая структура на основе субмикрокристаллической и наноструктурной фракций (рис. 2, б). Объемная доля последней достигает 20 %.
Формирование субмикрокристаллической структуры приводит к возрастанию р в 2 раза по сравнению с крупнозернистым состоянием сплава. При этом дальнейшее уменьшение размеров фрагментов зеренно-суб-зеренной структуры и появление наноструктурной
а *■' Ж /лу; Г Jht Ї—ТЖГ,
Ш^т . j
ШЩ" f.А
1 \ нн
0.5 мкм I----------1
.К«--' MF* ' ' L # :
'ШШІ ■ ИЙШ
& ■■ : -1 її '«у,*
0.5 мкм 1 1 к Ж:
Рис. 2. Электронно-микроскопические изображения микроструктуры сплава на основе Т№ после равноканального углового прессования: один (а), три прохода (б)
фракции практически не изменяют величину электросопротивления. Полученное состояние обладает высокой термической устойчивостью (рис. 1, линия 2). Концентрация легкоподвижных точечных и линейных дефектов в объеме фрагментов ультрамелкозернистой структуры образцов незначительна, а высокая величина р после равноканального углового прессования обусловлена рассеянием электронов на высокодефектных границах зерен.
Метод электросопротивления отличается высокой относительной точностью 8(Др)/Др= 10-3. После отжига деформированного образца определяется, к какому дефекту относится наблюдаемая стадия отжига. Если к дислокациям, тогда плотность дислокаций может быть определена как N = Др/рй, где рй — сопротивление единичной концентрации дислокаций; если к вакансиям, тогда Су = Лр/ру, где ру — сопротивление единичной вакансии. Обычно стадия отжига вакансий наблюдается при более низкой температуре, чем стадия отжига дислокаций. Однако в случае меди и никеля, подвергнутых интенсивной пластической деформации, ситуация оказывается более сложной — наблюдается всего одна стадия отжига, в которую дают свой вклад вакансии (или их комплексы) и дислокации. В этом случае необходимы дополнительные измерения методом, которым можно достоверно измерить концентрацию дислокаций. Для этого используют электронно-микроскопические или рентгеноструктурные измерения плотности дислокаций, после чего оставшийся вклад в электросопротивление относят к вакансионным дефектам. В [43] таким методом определено изменение Су после равноканального углового прессования медного образца. Максимальная концентрация вакансий после шести проходов равноканального углового прессования составила ~4-10-4.
4.2. Дифференциальная сканирующая калориметрия
Часть энергии, затраченной на деформацию, запасается дефектами структуры и может быть выделена в виде тепла при уходе дефектов на стоки или их аннигиляции в процессе отжига деформированных образцов. Для измерения этой энергии используют чувствительные дифференциальные калориметры, с помощью которых в определенном температурном интервале сравниваются удельные теплоемкости деформированных и не-деформированных образцов. Измерения проводят обычно при повышении температуры с постоянной скоростью. Например, в [44] были исследованы образцы никеля чистоты 99.99 и 99.998 %, деформированных кручением до различной величины истинной деформации (от 1 до 25) под давлением 1, 4 и 8 ГПа. В образцах никеля высокой чистоты наблюдались два экзотермических пика: один (низкотемпературный) отнесли к тепловыделению из-за исчезновения вакансий при отжиге, а второй, который наблюдался при более высоких тем-
пературах, связан с отжигом дислокаций. С увеличением деформации и давления дислокационный пик сдвигался к более низким температурам, а величина запасенной энергии, возрастала с выходом на насыщение. Вакансионный же пик практически не смещался при возрастании деформации или увеличении давления в камере Бриджмена при деформации. Из величин запасенной энергии, определенных по площади под этими пиками, были оценены концентрации вакансий и дислокаций. Относительная концентрация вакансий Cv оказалась на уровне 10-5. Сравнение с Cv, полученной для образца, подвергнутого деформации прокаткой и сжатием до аналогичной степени деформации, показало, что обычная деформация обеспечила в два раза более низкое значение Cv, абсолютное значение плотности дислокаций в образце также оказалось значительно ниже для обычной деформации.
В последнее время делаются попытки определения концентрации вакансионных дефектов in situ в процессе деформации из рентгеноструктурных измерений с помощью синхротронного излучения по отношению интегральной интенсивности дифракционного пика к интегральной интенсивности диффузного фона в окрестности этого пика [45], которые показали, что в монокристалле меди Cv возросла на восемь порядков после деформации сжатием на 60 %.
Кратко резюмируя использование традиционных методов для выявления дефектной структуры, возникающей после интенсивной пластической деформации, можно сказать, что прогресс в определении концентрации вакансионных дефектов в чистых металлах в зависимости от величины деформации достаточно значительный. Установлено, что как концентрация вакансий, так и плотность дислокаций возрастают с величиной деформации, достигая значительных величин (Cv ~ ~ 10-4, Cd ~ 1015 м-2), которые в несколько раз превышают соответствующие величины, достигаемые при обычной деформации. Выявлена важная закономерность изменения концентрации дефектов, заключающаяся в том, что концентрация всех дефектов выходит на уровень насыщения при достижении некоторой деформации, которая зависит как от материала образцов, так и от способа его деформирования. Вместе с тем, в традиционных методах исследования дефектов кристаллического строения существуют трудности в интерпретации результатов. Так, в образце никеля с чистотой 99.99 % вакансионный пик при исследовании методом дифференциальной сканирующей калориметрии вообще не выявляется. Авторы [44] связали это с возможным образованием вакансионно-примесных комплексов, которые отжигаются при более высоких температурах.
Используя традиционные методы исследования дефектов в металлах и сплавах, трудно идентифицировать тип дефекта (является он одиночной вакансией или кластером), трудно сказать что-либо о его взаимодейст-
вии с другими дефектами и где находится этот дефект в сформированной микроструктуре (на границе или в объеме зерна). Эти трудности будут только возрастать при исследовании интерметаллических соединений в силу того, что в них может возникать целый спектр точечных дефектов (вакансии на разных подрешетках, атомы замещения на разных подрешетках и разные комбинации дефектов, например триплетные дефекты). К тому же часто эти соединения испытывают структурные переходы в области температур, где может происходить отжиг дефектов. Все это может существенно осложнить изучение дефектов традиционными методами. Для таких соединений, по нашему мнению, на первый план должны выйти ядерно-физические методы исследования, использующие сверхтонкое взаимодействие атома-зонда с дефектами, а также имплантированные в образец позитроны, которые локализуются за время жизни в кристаллической решетке металла или сплава в окрестности вакансионных дефектов или дислокаций. Ниже мы остановимся на двух методах, реализующих новые возможности в исследовании деформационных дефектов, — методе возмущенных угловых корреляций и позитронной аннигиляционной спектроскопии.
4.3. Метод возмущенных угловых корреляций
Метод возмущенных у-у угловых корреляций позволяет измерять сверхтонкое взаимодействие атома-зонда с электрическим полем в кристалле [46]. Измерения возмущенных угловых корреляций обычно проводят с помощью атомов mIn. Если в ближайшем окружении атомного зонда имеется межузельный атом или вакансия, то появляется градиент электрического поля в окрестности ядра-зонда, который можно экспериментально зафиксировать. Наблюдаемый эффект является результатом сверхтонкого взаимодействия между градиентом электрического поля и квадрупольным моментом изотопа 111Cd, который является продуктом распада изотопа mIn. Величина градиента электрического поля в месте расположения зонда определяется типом дефекта, который находится в ближайшем окружении. Этот метод был успешно использован при идентификации типа дефектов, возникающих как при обычной пластической деформации, так и при интенсивной пластической деформации в процессе механического синтеза. Например, в работе [47] были изучены образцы платины и золота, которые пластически деформировали при 77 K, поскольку при этой температуре вакансии еще неподвижны, а межузельные атомы уже двигаются и активно взаимодействуют с вакансиями. Было показано, что межузельные атомы, возникающие при пластической деформации в больших количествах, активно рекомбинировали с вакансиями и даже образовывали небольшие комплексы. Метод возмущенных угловых корреляций позволил получить уникальную информацию о точечных дефектах структуры в интерметаллических соеди-
нениях, возникающих после интенсивной пластической деформации образцов в шаровой мельнице. В [46] исследовали интерметаллиды с упорядоченной В2-структурой PdIn и NiAl и обнаружили, что в зависимости от величины деформации, которая определяется временем обработки, концентрация вакансионных дефектов достигала огромных величин и выходила на уровень насыщения после определенного времени воздействия, которое зависело от материала образца. Концентрация вакансий, расположенных на узлах решетки, законных для атомов Pd в PdIn, достигала 3.3 ат. %. После интенсивной пластической деформации образцов NiAl в шаровой мельнице была зафиксирована концентрация вакансий на узлах, законных для атомов Ni, от 1 до 10% в зависимости от величины деформации. Было замечено, что в упорядоченных соединениях основной тип дефекта, возникший после интенсивной пластической деформации, определяется энергией упорядочения этих соединений и для NiAl это оказались преимущественно триплетные дефекты (комплекс, состоящий из двух вакансий и атома замещения), а для PdIn — дефекты Шотки (вакансии). Однако отдельных межузельных атомов или их комплексов обнаружено не было, что неудивительно для комнатных температур, при которых проводились исследования, но не исключает того, что они были во время деформации.
В методе возмущенных угловых корреляций можно ввести изотоп 111In при низких температурах и тогда он будет диффундировать только по границам зерен. Это дает уникальную возможность изучения состояний атомов на границах зерен. Так, в [48] методом возмущенных угловых корреляций изучен механизм влияния атомов кислорода на границах зерен на повышение термической стабильности наноструктурного состояния в образцах никеля. Однако в целом работы, выполняемые методом возмущенных угловых корреляций для изучения деформационных дефектов, не носят систематического характера.
4.4. Метод позитронной спектроскопии
Другим ядерно-физическим методом, который нашел широкое применение для изучения вакансионных дефектов и дислокаций, является метод позитронной аннигиляционной спектроскопии [33]. С помощью этого метода оказалось возможным получить информацию не только о типе и концентрации дефектов, но и об их расположении в субмикрокристаллических и наноструктурных материалах (например на границе зерна), эволюции дефектной структуры и о связи ее с изменением субструктурного состояния в процессе интенсивной пластической деформации.
После того, как позитрон имплантируется в твердое тело, он быстро (за ~10-12 с) уменьшает свою энергию до тепловой (термализуется). После термализации позитрон при диффузии в материале за время своей жизни
(~10-10 с) может встретить дефект с пониженной электронной плотностью и проаннигилировать с электроном из локализованного состояния в окрестности этого дефекта. Межузельные атомы отталкивают позитроны, поэтому их он «не видит». Каждый дефект характеризуется своим временем жизни позитронов в окрестности этого дефекта, т.е. в дефектном материале спектр времени жизни позитронов может иметь несколько компонент. По времени жизни каждой компоненты и ее интенсивности можно судить о типе дефекта и его концентрации. Экспериментальные исследования показали, что позитронная спектроскопия может дать информацию о типе и концентрации дефектов на границах нанозерен [49]. Однако интерпретация экспериментов иногда осложняется тем, что в некоторых металлах время жизни позитронов в дислокационных дефектах и одиночных вакансиях оказывается близким (например в меди и никеле). Такая ситуация приводит к тому, что в разных работах одну и ту же компоненту спектра времени жизни относят к разным дефектам [50, 51]. Это показывает необходимость проведения модельных расчетов как реалистичной наноструктуры, так и поведения позитронов в них [52, 53]. Значительно проще интерпретировать тип дефекта, когда в процессе формирования наноструктурного состояния при интенсивной пластической деформации образуются кластеры вакансий. Дело в том, что в окрестности таких дефектов по сравнению с одиночными вакансиями или дислокациями позитрон живет в 2-3 раза дольше и по времени жизни позитронов можно определить размер такого дефекта. В ряде случаев это позволяет получить важную информацию о пространственном распределении дефектов в субмикрокристаллических металлах, как это сделано, например, в [54]. В этой работе использованы все современные позитронные методики (импланта-ционная спектроскопия медленных позитронов, время жизни позитронов, спектроскопия доплеровского уши-рения), для того чтобы выяснить распределение дислокационных и вакансионных дефектов в образцах меди в зависимости от расстояний от поверхности вглубь образца и от центра образца к его краю после интенсивной пластической деформации кручением под высоким давлением. Известно, что такая деформация является сильно неоднородной — центр образца испытывает меньшую деформацию. Оказалось, однако, что плотность дислокаций практически не изменяется ни по толщине, ни по радиусу образца и составляет 1.4-1015 м-2 , что хорошо совпало с результатами, полученными рентгеновским методом. Кроме дислокаций, как было обнаружено, в образце присутствует высокая концентрация вакансионных кластеров, причем их размер и концентрация заметно возрастали от центра к краю образца. Это говорит о тесной корреляции между степенью фрагментации зеренно-субзеренной структуры и концентрации вакансий в образце.
Авторами настоящего обзора выполнены исследования методом спектрометрии времени жизни позитронов эволюции плотности дислокаций и концентрации вакан-сионных дефектов, возникающих в приповерхностном слое образцов никелида титана после ультразвуковой пластической обработки, приводящей к сильной фрагментации зеренно-субзеренной структуры [55, 56].
На рис. 3 показано изменение среднего времени жизни позитронов и микротвердости в зависимости от величины накопленной деформации в образце после ультразвуковой обработки, которая нарастала от края образца по направлению к центру и задавалась скоростью вращения образца, скоростью смещения индентора от края образца к его центру и амплитудой колебаний инден-тора, который производит пластическую деформацию.
Среднее время жизни позитронов т и микротвердость Н^ значительно возрастают при переходе от необработанной части образца к обработанной ультразвуком поверхности. Это означает, что, по крайней мере, часть позитронов аннигилирует в окрестности дефектов и что с ростом степени деформационного воздействия количество дефектов с большим т увеличивается. Чтобы конкретизировать природу возникающих после ультразвуковой обработки в поверхностном слое образца дефектов, было проведено разделение спектра времени жизни позитронов на компоненты. Сопоставление с известными литературными данными и теоретическими расчетами времени жизни позитронов в бездефектном никелиде титана и в окрестности вакансионных дефектов позволило определить спектр возможных состояний позитронов. Оказалось, что в зависимости от степени интенсивной пластической деформации, которая определяет тип и концентрацию накопленных дефектов, позитрон аннигилирует либо в бездефектных областях кристалла, либо в дефектных областях, содержащих одиночные вакансии и дислокации. На стадии интенсивной пластической деформации, когда размер фрагментов зеренно-субзеренной структуры становится менее 100 нм, позитронная спектроскопия выявляет толь-
□ т
■ нц ■п у ■ ИТч Г "V "s^.l ■
■/ Деформация
1--------1--------1--------1--------1--------1--------Г
-2 0 2 4 6 8 10 12
1_. мм
Рис. 3. Радиальное изменение среднего времени жизни позитронов и микротвердости в образце никелида титана после интенсивной пластической деформации ультразвуковым индентором
ко один тип дефектов — вакансионно-подобные дефекты с уменьшенным атомным объемом, которые можно отнести к свободным атомным объемам в большеугловых границах зерен. При этом дислокационных дефектов с концентрацией выше 108 см-2, соответствующей пределу чувствительности метода, которые могли бы захватить часть позитронов внутри или на границе зерен, не наблюдается. На рис. 4 показано, как происходит изменение размеров фрагментов зеренно-субзеренной структуры в зависимости от степени пластической деформации при ультразвуковой обработке и как при этом изменяются концентрация и тип дефектов. В необработанном исходном образце максимальная концентрация дислокаций оценена из чувствительности метода позит-ронной аннигиляционной спектроскопии, а концентрация термических вакансий оценена по известной формуле:
Су = ехР(5; Ав)ехР( ЕуА в т ) для Т = 300 К с параметрами, взятыми из [33].
В заключение раздела отметим, что в зависимости от металла, сплава и соединения, а также метода получения субмикрокристаллического состояния, имеются особенности формирующейся дефектной структуры, однако, кроме дислокаций, практически всегда фиксируются одиночные вакансионные дефекты либо их кластеры. При очень высокой скорости деформации создаются условия, при которых образуются только одиночные вакансии и их комплексы с концентрацией ~ 10-3, что для ГЦК-металлов доказано как методом просвечивающей электронной микроскопии по наблюдаемым тетраэдрам дефектов упаковки вакансионного происхождения, так и методом позитронной аннигиля-ционной спектроскопии [57]. Для ОЦК-металлов, где не могли образовываться тетраэдры дефектов упаковки, наиболее эффективным методом выявления вакансион-ных дефектов оказался метод позитронной аннигиля-ционной спектроскопии.
5. Возможная роль точечных дефектов в эволюции зеренно-субзеренной структуры при интенсивной пластической деформации
Ниже представлена табл. 1, в которой обобщены экспериментальные данные, полученные описанными выше методами, по типу дефектов и, где было возможно, их концентрации хотя бы качественно, так как не во всех работах приведены количественные оценки; указаны и способы деформационного воздействия, использованные в приведенных работах.
Как видно из табл. 1, высокая концентрация точечных дефектов и плотность дислокаций не являются необычными и наблюдаются практически во всех изученных металлических материалах после пластической деформации образцов. Это говорит о том, что физические модели, описывающие фрагментацию зеренно-субзе-
Размер зерен - 200...400 нм
Дислокации - ~109 сп/г2 Вакансии - ~10~6 Размер зерен - 1...3 мкм
Дислокации - ~108 см~2 Вакансии - ~10И6 Размер зерен - 25 мкм
Свободные объемы Размер зерен -30..100 нм
Рис. 4. Эволюция микроструктуры и дефектов кристаллического строения в образцах никелида титана после интенсивной пластической деформации ультразвуковым индентором
ренной структуры и формирование субмикрокристалли-ческого и наноструктурного состояния в металлах и сплавах в процессе их пластической деформации, обязательно должны учитывать точечные дефекты. К сожалению, при построении физических моделей фрагментации зеренно-субзеренной структуры и, следовательно, упрочнения материалов авторы используют результаты, полученные, как правило, одним методом (чаще всего, просвечивающей электронной микроскопией). В этом случае не удается учесть роль точечных дефектов в процессах фрагментации зеренной структуры материалов. С нашей точки зрения, для более полного описания этих процессов необходимо использовать результаты, полученные как традиционными методами (электронная микроскопия, явления переноса, дифференциальная сканирующая калориметрия), так и современными ядерно-физическими методами (позитронная анниги-ляционная спектроскопия, сверхтонкое взаимодействие атома-зонда). Безусловно, важно при этом принимать во внимание результаты математического моделирования эволюции дефектов кристаллического строения в условиях приложенного к образцу внешнего напряжения. Проведенный нами выше анализ существующих результатов позволил схематически обобщить эволюцию дефектной и зеренно-субзеренной структуры в металлах и сплавах при увеличении степени деформации (рис. 5). Конечно, для каждого конкретного материала и способа деформации величины концентрации дефектов и степень деформации, при которых достигается эта концентрация, будут различны, но, тем не менее, общие закономерности, на наш взгляд, эта схема отражает.
На начальной стадии пластической деформации внутри существующих зерен возникает сравнительно однородное распределение дислокаций. При дальнейшем возрастании плотности дислокаций они начинают пересекаться, на них образуются ступеньки, при перемещении которых генерируются вакансии и межузель-ные атомы. Концентрация межузельных атомов на начальной стадии деформации резко возрастает, затем
Таблица 1
Измеренные концентрации вакансионных дефектов и плотность дислокаций в металлах и сплавах при различных видах деформационных воздействий
Материал Cv исходная, T T KOMH Су после деформации, Т Т комн Ра. м-2 после деформации Метод деформирования Метод исследования Источник
Cu Вакансионные кластеры размером 0.44...0.47 нм 1.4* 1015 при Р = 6 ГПа Интенсивная пластическая деформация кручением со сдвигом Позитронная аннигиляционная спектроскопия [54]
Cu 1.2-10-12 при P = 10-4 ГПа 4.2 • 10-4 при Р = 8 ГПа (2...7)* 1015 при Р = 8 ГПа Интенсивная пластическая деформация кручением со сдвигом, е = 25 Дислокации — рентгеноструктурный анализ, вакансии — дифференциальная сканирующая калориметрия [43]
Cu Моновакансии, кластеры вакансий ~10-3 Дислокаций не выявлено Высокоскоростная деформация, ё ~ 105 с-1 Позитронная аннигиля-ционная спектроскопия, просвечивающая электронная микроскопия [57]
Cu 10-4 ~1015 Прокатка Дифференциальная сканирующая калориметрия, остаточное электросопротивление [43]
Cu 4-10-4 2* 1015 Равноканальное угловое прессование, е = 4...5 Дифференциальная сканирующая калориметрия, остаточное электросопротивление [25]
Ni 10-23 2-10-5 при Р = 1.3 ГПа (2...15) * 1015 при Р = 1.3 ГПа Интенсивная пластическая деформация кручением со сдвигом Дифференциальная сканирующая калориметрия [44]
Ni 10-5 (2...3)* 1015 Прокатка, сжатие Дифференциальная сканирующая калориметрия [44]
Ni Вакансионные кластеры ~1015 Интенсивная пластическая деформация кручением Позитронная аннигиля-ционная спектроскопия [50, 51]
Fe 6 -10-3 Высокая Интенсивная пластическая деформация ультразвуковой обработкой Оценки из ра [58]
Fe Моновакансии, кластеры вакансий Дислокаций не выявлено Высокоскоростная деформация, е ~ 105 с-1 Позитронная аннигиля-ционная спектроскопия [57]
Ti 3.5-10-4 ~1015 Равноканальное угловое прессование, е = 0.8 Остаточное электросопротивление [25]
Pdln 3.3-10-2, вакансии на подрешетке Pd Неизвестно Шаровые мельницы Возмущенные угловые корреляции [46]
NiAl (1...10)-10-2, вакансии на подрешетке Ni Неизвестно Шаровые мельницы Возмущенные угловые корреляции [46]
TiNi ~10-16 ~10-5, моновакансии ~1015 Интенсивная пластическая деформация ультразвуковой обработкой Позитронная аннигиляционная спектроскопия [55]
достаточно быстро скорость их образования приближается к скорости аннигиляции и устанавливается динамическое равновесие между этими процессами [26] (рис. 5, а). Резкое увеличение и последующее резкое уменьшение концентрации межузельных атомов при возрастании величины деформации образца связано с их более высокой подвижностью по сравнению с вакансиями. До определенной степени деформации преобладают процессы взаимной аннигиляции точечных дефектов, а затем превалируют процессы аннигиляции этих дефектов на дислокациях. С ростом концентрации
дефектов Су и ра (рис. 5, б) сильно активизируются процессы взаимодействия точечных дефектов с дислокациями. Вследствие этого взаимодействия дислокационная структура получает возможность перестраиваться в более низкоэнергетические конфигурации, в частности, образовывать дислокационные стенки. Остаточная концентрация вакансий Су (рис. 5, в) при обычных схемах деформационного воздействия не превышает 10-5. Однако, как доказывают эксперименты, после интенсивной пластической деформации их концентрация в несколько раз выше и при увеличении степени
деформации зависимость Су(е) выходит на насыщение. Высокое остаточное значение Сч говорит о том, что концентрация равновесных (тепловых) вакансий и вакансий, которые проаннигилировали в процессе деформации, значительно ниже концентраций, которые зародились в процессе деформации [59]. Причем, как характеризует величина времени жизни позитронов, например в образцах никелида титана (197 пс), эти вакансии имеют нормальный равновесный объем, но концентрация их на десять порядков превышает равновесную при комнатной температуре. Наиболее вероятным местом их локализации являются специальные границы или границы субзерен с малой разориентировкой.
Образование дислокационных стенок приводит к фрагментации зеренной структуры материала—возни-кают дислокационно-дисклинационные субструктуры. Плотность дислокационных стенок на этой стадии высока. Скорость этого процесса определяется движением краевых дислокаций и контролируется концентрацией точечных дефектов и коэффициентом диффузии. При интенсивной пластической деформации концентрация точечных дефектов (см. табл. 1) и коэффициент диффузии оказываются выше, чем при обычных схемах деформирования, т.е. процессы эволюции дислокационной структуры должны протекать гораздо быстрее, чем при обычных схемах деформации. Более того, могут происходить коллективные процессы под действием высоких внутренних напряжений — движение так называемых оборванных дислокационных стенок, которые, пересекаясь друг с другом, фрагментируют материал [2].
Рис. 5. Схематическое изображение эволюции дефектной и зеренно-субзеренной структуры при увеличении степени деформации: С^ — концентрация межузельных атомов; pd —общая плотность дислокаций; pdf — плотность дислокаций внутри фрагментов; Cv — концентрация вакансий; d—средний размер зеренно-субзеренной структуры; w — средний угол разориентации фрагментов зеренно-субзе-ренной структуры
При увеличении деформации образца концентрации дислокаций и вакансий продолжают увеличиваться и наблюдается формирование все более мелкой фрагментированной структуры за счет усиления массопереноса, вызываемого ростом концентрации вакансий и ускорением диффузии, вызванной градиентами внутренних напряжений. При дальнейшем увеличении деформации и уменьшении размеров зерен наступает стадия, когда механизмы генерации новых дислокаций становятся неэффективными. Процессы генерации новых дефектов уравнивают процессы их аннигиляции — наступает стадия динамического равновесия. Такое состояние характеризуется тем, что дальнейшей фрагментации зерен-ной структуры материала не происходит. Чтобы продолжить процесс фрагментации, необходимо либо понизить температуру деформации, либо увеличить скорость деформации или величину гидростатической компоненты.
На этой стадии интенсивной пластической деформации величина зерен достигает субмикрокристалли-ческих размеров или, в ряде случаев, наномасштабов и изменяется характер распределения дефектной структуры. При достижении субмикрокристаллического и наноструктурного состояний общая плотность дефектов кристаллического строения в образце (Су и рй) возрастает и достигает насыщения (рис. 5, б, в). Одновременно с этим плотность дефектов внутри фрагментов понижается вплоть до полного их исчезновения (рис. 5, б). Это говорит о том, что в наноструктурном состоянии почти все дефекты расположены в межзеренном пространстве и на границах зерен. В случае межзеренного пространства под дефектами подразумеваем свободные объемы. Это подтверждают данные по позитронной спектроскопии: в образцах никеля и меди с субмик-рокристаллической структурой на границе зерен концентрация дислокаций достигает 1015 м-2, а в образцах никелида титана, когда размер фрагментов становится меньше 100 нм, в материале остаются только свободные объемы размером меньше, чем объем моновакансии, составляющие заметный объем межзеренной фазы. Эти свободные объемы способствуют значительному массопереносу. Такая ситуация является характерной, в первую очередь, для большеугловых границ, структура которых близка к аморфной.
Однако зададимся вопросом: каким образом сформировались большеугловые границы из малоугловых? По мнению многих исследователей, путем непрерывной динамической рекристаллизации, когда при дальнейшем увеличении деформации образцов размер суб-зеренной структуры в них остается неизменным, но происходит постепенная разориентация границ субзерен. Какая же движущая сила вызывает эту разориентацию? При ответе на этот вопрос опять на первый план выходят точечные дефекты. Современные результаты, полученные методами компьютерного моделирования, го-
ворят, что энергия образования точечных дефектов на специальных или малоугловых границах, когда о существовании их еще можно говорить, существенно уменьшается и энергия образования межузельных атомов сравнивается с энергией образования вакансий [36]. В этом случае на границе зерна складывается ситуация, когда концентрация межузельных атомов или их комплексов может быть не ниже, чем вакансий. Когда эти дефекты существуют, в условиях интенсивной пластической деформации возникают сильные градиенты напряжений на границах зерен, вызывающие потоки точечных дефектов вдоль границ зерен. В работах [9, 20] построены модели такого процесса и показано, что он может осуществить превращение малоугловых границ зерен в большеугловые за время, характерное для процессов интенсивной пластической деформации, при температурах вплоть до комнатных.
Представленная здесь картина далека от завершения, и построение ее потребует еще многих усилий как теоретиков, так и экспериментаторов. В частности, в понимании процессов, происходящих при интенсивной пластической деформации, могли бы помочь позитрон-ные сканирующие микроскопы [58], позволяющие исследовать распределение вакансионных и дислокационных дефектов внутри зерна. Однако уже сейчас ясно, что в физике процессов, происходящих при интенсивной пластической деформации образцов, активную роль играют точечные дефекты, создающие благоприятные условия для протекания непрерывной динамической рекристаллизации.
Авторы выражают признательность Н.В. Гирсовой (Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск) за помощь в проведении исследований методом просвечивающей электронной микроскопии, А.С. Суркову (Саарбрюкен, Германия) за помощь в проведении измерений спектров времени жизни позитронов и А.В. Корзникову (Институт проблем сверхпластичности РАН, У фа) за полезные дискуссии по данной проблеме.
Работа выполнена при финансовой поддержке программы фундаментальных исследований СО РАН на 2007-2009 гг. (проект № 3.6.2.2), комплексных интеграционных проектов фундаментальных исследований СО РАН на 2007-2009 гг. №№ 8.9, 2.3, междисциплинарного проекта СО РАН № 90, проекта РФФИ № 0508-33381, Белорусского республиканского фонда фундаментальных исследований (грант № Т07СО-006).
Литература
1. Кузнецов П.В., Панин В.Е. Прямое наблюдение потоков дефектов и субмикронной локализации деформации на поверхности дур-алюмина при помощи сканирующего туннельного и атомного силового микроскопов // Физ. мезомех. - 2000. - Т. 3. - № 2. - С. 9197.
2. Рыбин В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов. - М.: Металлургия, 1986. - 224 с.
3. Козлов Э.В., Попова Н.А., Григорьева Н.А. и dp. Стадии пластической деформации, эволюция субструктуры и картина скольжения в сплавах с дисперсным упрочнением // Изв. вузов. Физика. -1991. - № 3. - С. 112-128.
4. Панин В.Е., Егорушкин В.Е., Панин А.В., Моисеенко Д. Д. Природа локализации пластической деформации твердых тел // ЖТФ. -2007. - Т. 77. - Вып. 8. - С. 62-69.
5. Козлов Э.В., Старенченко В.А., Конева Н.А. Эволюция дислокационной субструктуры и термодинамика пластической деформации металлических материалов // Металлы. - 1993. - № 5. -С. 152-161.
6. Сегал В.М., Резников В.И., Копылов В.И. и dp. Процессы пластического структурообразования металлов. - Минск: Наука и техника, 1994. - 232 с.
7. ВалиевР.З., Алекса^ровИ.В. Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией. - М.: Логос, 2000. - 272 с.
8. Zehetbauer M.J., Zepper L.E., Schafler E. Modelling Mechanical Properties of SPD Materials during and after Severe Plastic Deformation // Nanostructured Materials by High-Pressure Severe Plastic Deformation / Ed. by Y.T. Zhu, V. Varyukhin. - Netherlands: Springer, 2006. - P. 217-226.
9. Mishra A., KadB.K., Gregori F., Meyers M.A. Microstructural evolution in copper subjected to severe plastic deformation: Experiment and analysis // Acta Mater. - 2007. - V. 55. - P. 13-28.
10. Salem A.A., Langdon T.G., McNelley T.R. et al. Strain-path effect on the evolution of microstructure and texture during the severe-plastic deformation of aluminum // Met. Mat. Trans. A. - V 37. - P. 28662879.
11. Tao N.R., Wang Z.W., Tong W.P, Sui M.L., Lu J., Lu K. An investigation of surface nanocrystallization mechanism in Fe induced by surface mechanical attrition treatment // Acta Mater. - 2002. - V. 50. - P. 46034616.
12. Dobatkin S.V., Zrnik J., Mamuzic I. Nanostructures by severe plastic deformation of steels: Advantage and problems // Metallurgia. - 2006. -V. 45. - P. 313-321.
13. Estrin Yu., HyongK. Modeling microstructure evolution toward ultra-fine crystallinity produced by severe plastic deformation // J. Mater. Sci. - 2007. - V. 42. - P. 1512-1516.
14. Громов В.Е., Лебошкин Б.М., Попова Н.А., Игнатенко Л.Н., Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Процессы фрагментации в малоуглеродистой стали при интенсивной пластической деформации на мезо-уровне // Физ. мезомех. - 2001. - Т. 4. - № 5. - С. 89-96.
15. Gubicza J., Chinh N.Q., Langdon T.G., Ungar T. Microstructural and Strength of Metals Processed by Severe Plastic Deformation // Ultrafine Grained Materials IV / Ed. by Y.T. Zhu, T.G. Langdon, Z. Horita, M.J. Zehetbauer, S.L. Semiatin, T.C. Lowe. - Warrendate, PA: The Minerals, Metals & Materials Society (TMS), 2006. - P. 231236.
16. Малыггин ГА. Кинетический механизм образования фрагментированных дислокационных структур при больших пластических деформациях // ФТТ. - 2002. - Т. 44. - Вып. 11. - С. 1979-1986.
17. Малыгин Г.А. Механизм деформационного упрочнения и образование дислокационных структур в металлах и сплавах // ФТТ. -2006. - Т. 48. - Вып. 4. - С. 652-657.
18. Васильев Л.С., Ломаева С.Ф. О пределе измельчения металлов методом механического диспергирования // Химия в интересах устойчивого развития. - 2002. - Т. 10. - С. 13-22.
19. Kim H.S., Estrin Yu. Microstructural modeling of equal channel angular pressing for producing ultrafine grained materials // Mater. Sci. Eng. A. - 2005. - V. 410-411. - P. 285-289.
20. Tyumentsev A.N., Korotaev A.D., Pinzhin Yu.P et al. Structural Models and Mechanisms for the Formation of High-Energy Nanostructures under Severe Plastic Deformation // Nanomaterials by Severe Plastic Deformation / Ed. by M.J. Zehetbauer, R.Z. Valiev. - Weinheim: Wiley-VCH, 2004. - P. 381-386.
21. Глезер А.М. Что такое «интенсивная пластическая деформация? // Фазовые превращения и прочность кристаллов: Сб. тезисов IV Межд. конф., Черноголовка, 4-8 сентября 2006 г. - С. 6.
22. Рыбин В.В. Закономерности формирования мезоструктур в ходе развитой пластической деформации // Вопросы материаловедения. - 2002. - № 1(29). - С. 11-33.
23. Орлова Т.С., Назаров А.А., Еникеева Н.А. и др. Измельчение зе-ренной структуры поликристаллов в ходе пластической деформации за счет релаксации стыковых дисклинационных конфигураций // ФТТ. - 2005. - Т. 47. - Вып. 5. - С. 820-826.
24. Чувилъдеев В.Н., Копылов В.И. Предел измельчения зерен при РКУ-деформации // Изв. РАН. Металлы. - 2003. - № 5. - С. 26-
41.
25. ZehetbauerM.J., Steiner G., SchaflerE., KorznikovA., Korznikova E. Deformation induced vacancies with severe plastic deformation: Measurement and modeling // Mater. Sci. Forum. - 2006. - V. 503-504. -P. 57-64.
26. СтаренченкоВ.А., СоловъеваЮ.В., Старенченко С.В., Ковалевская Т.А. Термическое и деформационное упрочнение монокристаллов сплавов со сверхструктурой LI2. - Томск: Изд-во НТЛ, 2006. - 292 с.
27. Попов Л.Е., Старенченко В.А., Шалыгин И.И. Интенсивность генерации точечных дефектов при пластической деформации // ФММ. - 1990. - Вып. 6. - С. 31-36.
28. Скаков Ю.А. Высокоэнергетическая холодная пластическая деформация, диффузия и механохимический синтез // МиТОМ. -2004. - № 4. - С. 3-12.
29. Головин Ю.И., Тюрин А.И. Недислокационная пластичность и ее роль в массопереносе и формирование отпечатка при динамическом индентировании // ФТТ. - 2000. - Т. 42. - Вып. 10. - С. 18181820.
30. Саралидзе З.К., Галусташвили М.В., Дриаев Д.Г. О механизмах массопереноса при наноиндентировании // ФТТ. - 2006. - Т. 48. -Вып. 7. - С. 129-1230.
31. Zotov N., Ludwig A. Atomic mechanisms of interdiffusion in metallic multilayers // Mat. Sci. Eng. C. - 2006. - doi:10.1016/j.msec.2006. 06.002.
32. Bernardini J., Lexcellent C., Daroczi L., Beke D.L. Ni diffusion in near-equatomic Ni-Ti and Ni-Ti(Cu) alloys // Phyl. Mag. - 2003. -V. 83. - No. 3. - P. 329-338.
33. Лотков А.И., Батурин А.А. Позитронная спектроскопия В2-со-единений титана: электронная структура, точечные дефекты и мар-тенситные превращения. - Томск: НТЛ, 2004. - 232 с.
34. Штремелъ М.А. В какую сторону идет диффузия? / МиТОМ. -
2004. - № 4. - С. 12-13.
35. Khina B.B., Solpan I., Lovshenko G.F. Modelling accelerated solid-state diffusion under the action of intensive plastic deformation // J. Mater. Sci. - 2004. - V. 39. - P. 5135-5138.
36. Suzuki A., Mishin Y. Atomic mechanism of grain boundary diffusion: Low versus high temperatures // J. Mater. Sci. - 2005. - V. 40. -P. 3155-3161.
37. Фарбер В.М. Вклад диффузионных процессов в структурообра-зование при интенсивной холодной пластической деформации металлов // МиТОМ. - 2002. - № 8. - С. 3-12.
38. Фарбер В.М., Селиванова О.В., Чемеринская Л.С. Формирование нанокристаллической структуры металлов при интенсивной пластической деформации — диффузионно-сдвиговой процесс // Труды Межд. семинара «Актуальные проблемы прочности». - Санкт-Петербург, 2001. - С. 151-156.
39. Sauvage X., Wetscher F., Pareige P. Mechanical alloying of Cu and Fe induced by severe plastic deformation of a Cu-Fe composite // Acta Mater. - 2005. - P. 2127-2135.
40. Мазилкин А.А., Страумал Б.Б., Протасов С.Г. и др. Структурные изменения в алюминиевых сплавах при интенсивной пластической деформации // ФТТ. - 2007. - Т. 49. - Вып. 5. - С. 824-829.
41. Varyukhin V, Efros B., Ivchenko V et al. Effect of severe plastic deformation on atomic structure of metals at study of field ion microscopy method // Rev. Adv. Mater. Sci. - 2005. - V. 10. - P. 422-426.
42. Kapicka A., Polak J. Change of electrical resistivity of polycrystalline copper during tensile deformation // Czech. J. Phys. B. - 1972. -V. 22. - P. 476-484.
43. Schafler E., Steiner G., Korznikova E., Kerber M., Zehetbauer M.J. Lattice defect investigation of ECAP-Cu by means of X-ray line profile analysis, calorimetry and electrical resistometry // Mat. Sci. Eng. A. -
2005. - V. 410-411. - P. 169-173.
44. Korznikova E., Schafler E., Steiner G., Zehetbauer M.J. Measurements of Vacancy Type Defects in SPD Deformed Ni // Ultrafine Grained Materials IV / Ed. by Y.T. Zhu, T.G. Langdon, Z. Horita, M.J. Zehetbauer, S.L. Semiatin, T.C. Lowe. - Warrendate, PA: The Minerals, Metals & Materials Society (TMS), 2006. - P. 97-102.
45. Ungar T., Schafler E., Hanak P. et al. Vacancy production during plastic deformation in copper determined by in situ X-ray diffraction // Mat. Sci. Eng. A. - 2006. - doi:10.1016/j.msea.2006.03.156.
46. Collins G., Sinha P. Structural, Thermal and Deformation Induced Point Defects in PdIn // Hyperfine Interaction of Nanocrystalline Materials / Ed. by G.S. Collins. - Kluwer, 2001. - P. 1-10.
47. Shropshire S.L. Studies of Point Defects and Defect Interaction in Metals using Perturbed y-y Angular Correlations / Dissertation, No. 9226173. - Washington: Washington State University, 1991.
48. Wolf H. Investigation of nanocrystalline materials by perturbed angular correlation and supplementing experimental techniques // Acta Phys. Pol. A. - 2006. - V. 109. - No. 3. - P. 433-440.
49. Thakur V, Shrivastava S.V., Rathore M.K. Trapping of positron at grain boundaries in nanoparticle system // Nanotechnology. - 2004. -V. 15. - P. 467-472.
50. Van Petegem S., Dalla Torre F., Segers D., Van Swygenhoven H. Free volume in nanostructured Ni // Scripta Mater. - 2003. - V. 48. - P. 17-
22.
51. Cizek J., Prochazka I., Kuzel R. et al. Ultra-fine grained metals prepared by severe plastic deformation: A positron annihilation study // Acta Phys. Pol. A. - 2005. - V. 107. - No. 5. - P. 745-752.
52. Kuriplach J., Van Petegem S., Segers D. et al. Simulation of positron characteristics in nanocrystalline materials // Mat. Res. Soc. Symp. Proc. - 2001. - V. 634. - P. B3.8.1-B3.8.6.
53. Kuriplach J. Positron-defect interactions in complex systems // Appl. Surf. Sci. - 2002. - V. 194. - P. 61-70.
54. Cizek J., Prochazka I., Melikhova O. et al. Investigation of spatial distribution of defects in ultra-fine grained copper // Appl. Surf. Sci. -2002. - V. 194. - P. 140-144.
55. Лотков А.И., Батурин A.A., Гришков В.Н., Кузнецов П.В., Климе-нов В.A., Панин В.Е. Дефекты структуры и мезорельеф поверхности никелида титана после интенсивной пластической деформации ультразвуковым методом // Физ. мезомех. - 2005. - Т. 8. -Спец. выпуск. - С. 65-69.
56. Лотков AM., Батурин A.A., Гришков В.Н. и др. Влияние ультразвуковой пластической обработки на структурно-фазовое состояние поверхности никелида титана // Письма в ЖТФ. - 2005. -Т.31. - Вып. 21. - С. 24-29.
57. Ohkubo H., Tang Z., Nagai Y. et al. Positron annihilation study of vacancy-type defects in high-speed deformed Ni, Cu and Fe // Mat. Sci. Eng. A. - 2003. - V. 95. - P. 95-101.
58. Wang Z.B., Tao N.R., Tong WP, Lu J., Lu K. Diffusion of Cr in nanostructured Fe and low carbon steel produced by means of surface mechanical attraction treatment // Def. Diff. Forum. - 2006. - V. 249. -P. 147-154.
59. Mohamed F. A dislocation model for the minimum grain size obtainable by milling // Acta Mater. - 2003. - V. 51. - P. 4107-4119.
Поступила в редакцию 10.05.2007 г.
