Особенности пластической деформации ультрамелкозернистой меди при разных температурах Текст научной статьи по специальности «Физика»

Особенности пластической деформации ультрамелкозернистой меди при разных температурах

А.Н. Тюменцев, В.Е. Панин, И.А. Дитенберг1, Ю.П. Пинжин,

А.Д. Коротаев1, Л.С. Деревягина, Я.В. Шуба1, Р.З. Валиев2

Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия 1Сибирский физико-технический институт при ТГУ, Томск, 634050, Россия 2Институт физики перспективных материалов при УГАТУ, Уфа, 450025, Россия

Проведено электронно-микроскопическое исследование эволюции микроструктуры образцов ультрамелкозернистой меди в процессе их активного растяжения при Т = 293 и 453 К. Показано, что при Т = 293 К формирование мезополос локализации деформации путем квазипериодических актов образования и релаксации мезоконцентраторов напряжений на фронте движения мезополос является одним из наиболее важных механизмов пластического течения с самого начала деформации. Изучены кристаллогеометрические особенности переориентации и тонкой дефектной субструктуры в зонах формирования и релаксации мезо-концентраторов напряжений. Проведены оценки полей локальных внутренних напряжений в этих зонах. Выявлены и обсуждены механизмы пластической релаксации мезоконцентраторов на фронте распространения мезополос: динамическая рекристаллизация, механическое двойникование, дислокационно-дисклинационные механизмы деформации. Показано, что значительное повышение пластичности ультрамелкозернистой меди при повышении температуры деформации является следствием снижения ее масштабного (от мезо к микро) уровня как результата структурной неустойчивости ультрамелкозернистого состояния и интенсивного развития динамической рекристаллизации во всем объеме образцов.

1. Введение

Одним из важных вопросов физики формирования особых механических свойств в наноструктурных или ультрамелкозернистых металлических материалах является вопрос о механизмах их пластической деформации.

Однако на сегодняшний день существуют лишь единичные работы [1-3], посвященные экспериментальному исследованию этого вопроса с применением прямых методов электронно-микроскопического исследования. В работах [1, 2, 4] с использованием просвечивающей электронной микроскопии и оптико-телевизионного комплекса высокого разрешения показано, что в ультрамелкозернистой меди, полученной методом равноканального углового прессования, в процессе ее активного растяжения при комнатной температуре характерной особенностью пластического течения является развитие полос локализации деформации. Это обусловливает быстрое образование шейки и низкую пластичность материала (рис. 1, кривые 2 и 3).

В [1, 2] показано, что при этом полосы локализации деформации распространяются путем последовательных квазипериодических актов генерации и пластической релаксации мезоконцентраторов напряжений на фронте движения полос локализации деформации. Однако в этих работах электронно-микроскопическое исследование было ограничено зоной глобальной потери устойчивости пластического течения (шейки), то есть областью формирования макрополос локализации деформации на стадии, предшествующей разрушению образца при растяжении.

В настоящей работе проведено электронно-микроскопическое исследование эволюции дефектной субструктуры ультрамелкозернистой меди после деформации растяжением при Т = 293 К в области устойчивого пластического течения в зоне однородного удлинения образца при е = 2 %. Кроме того, изучены особенности изменения микроструктуры ультрамелкозернистой меди в процессе ее деформации растяжением при Т =

© Тюменцев А.Н., Панин В.Е., Дитенберг И.А., Пинжин Ю.П., Коротаев А.Д., Деревягина Л.С., Шуба Я.В., Валиев Р.З., 2001

10 20 30 40 8,%

Рис. 1. Диаграммы ст—е при растяжении крупнокристаллических (кривая 1) и ультрамелкозернистых (кривые 2—4) образцов меди при Т = 293 (кривые 1-3) и 453 К (кривая 4). Образцы 3 и 4 перед растяжением отжигали 1 час при Т = 473 К

= 453 К (е - 35 %). Как видно из рис. 1, при этой температуре наблюдается значительное повышение пластичности с одновременным двукратным увеличением предела текучести, по сравнению с аналогичными характеристиками крупнокристаллической меди.

2. Материал и методика исследования

Использовали образцы ультрамелкозернистой меди, полученной методом равноканального углового прессования при величине истинной логарифмической деформации е — 3. В связи с необходимостью исключения влияния чисто тепловых эффектов эволюции дефектной субструктуры в процессе деформации при повышенной температуре часть образцов перед деформацией отжигали при температуре выше температуры деформации (483 К, 1 час). Микроструктура исходных (до растяжения) образцов, методики механических испытаний и электронно-микроскопических исследований изложены в работах [1, 4].

3. Эволюция микроструктуры после пластической деформации при комнатной температуре

В подавляющей (до 90 %) части объема образцов каких-либо изменений микроструктуры ультрамелкозернистой меди после растяжения (е - 2 %) при комнатной температуре не обнаружено. Эволюция дефектной субструктуры в ходе деформации происходит при этом в полосах длиной 5-8 и шириной 2-3 мкм с очень сложной микроструктурой. Одна из таких полос представлена на рис. 2. Характерной особенностью полос является высокая неоднородность микроструктуры. При этом в продольном направлении наблюдается чередование двух типов дефектных субструктур, представляющих собой:

1. Показанные стрелками 1-3 относительно узкие (0.2-0.3 мкм) полосы длиной около 1 мкм, которые окаймлены в несколько раз более крупными, по сравнению с исходными, зернами, содержащими на порядок более низкую плотность дислокаций. В дальнейшем такие полосы будем называть микрополосами, а всю представленную на рис. 2 полосу — мезополосой.

2. Области с очень высокой дефектностью, которые невозможно исследовать электронно-микроскопически. Запасенная в них энергия деформации столь велика, что в процессе приготовления тонких фольг они практически всегда растравливаются до дырок (показаны стрелками 4). Эти области окаймлены участками высокодефектной субструктуры, содержащими более мелкие, по сравнению с исходными, субмикрокристаллы. Один из таких участков показан на рис. 2 стрелкой 5.

Структура мезополос как в области однородной деформации (рис. 2), так в области шейки (см. рис. 3 в [1]), качественно подобны. Различаются лишь их количественные характеристики. В шейке длина мезополо-сы достигает десятков микрон, зоны неустойчивости ультрамелкозернистой структуры обнаруживаются на расстоянии до 10 мкм от центра полос, а длина составляющих их микрополос находится в пределах от 3 до 5 мкм. На рис. 2 эти величины составляют около 5, 1-2 и 1 мкм соответственно.

Таким образом, локализация пластического течения является характерной особенностью деформации ульт-рамелкозернистой меди не только в зоне пластической неустойчивости (шейки) и формирования макрополос локализованной деформации, но и в области однородного удлинения образца при малых степенях деформации. Как показано в [5, 6], активизация коллективных мод мезоуровня деформации, проявляющаяся в различных формах ее локализации с самого начала деформации, является характерной чертой пластического течения высокопрочных состояний, достигаемых различными методами. В настоящей работе эти состояния создаются в результате интенсивного деформационного упрочнения, приводящего при формировании ультрамелкозернистой структуры к семикратному (см. рис. 1) повышению предела текучести. В [5, 6] развиты представления, согласно которым указанные особенности обусловлены, с одной стороны, эффективным подавлением в высокопрочных состояниях дислокационных механизмов деформации вследствие повышения критических напряжений дислокационного сдвига, с другой — повышением вероятности образования и мощности мезоконцентраторов напряжений как источников новых высокоэнергетических носителей деформации. В [1] высказано предположение о том, что подавление микроуровня деформации в ультрамелкозернистом состоянии связано также с характерной для этого состояния высокой неравновесностью и низкой стабильнос-

Рис. 2. Мезополоса локализации деформации в ультрамелкозернистой меди после растяжения при комнатной температуре. Зона однородного удлинения е - 2 %

тью в полях напряжений высокодефектных дислокаци-онно-дисклинационных субструктур. Последнее препятствует формированию микроконцентраторов напряжений как мест зарождения дислокаций.

Как уже обсуждалось в [1], представленный выше характерный квизипериодический вдоль полос характер их дефектной субструктуры является следствием (и свидетельством) волнового характера их распространения. Механизм такого распространения можно рассматривать как квазипериодическую последовательность актов формирования и релаксации мезоконцентраторов напряжений, возникающих на фронте продвижения полос.

4. Особенности переориентации и тонкой дефектной субструктуры в мезополосах

При указанном выше волновом характере распространения мезополос для выяснения конкретных механизмов и носителей деформации необходимо электронномикроскопическое исследование особенностей дисло-кационно-дисклинационной субструктуры, закономерностей переориентации решетки и полей локальных внутренних напряжений в зонах их мезоконцентраторов и микрополосах пластической релаксации.

К сожалению, наиболее высокодефектные участки мезоконцентраторов, в которых должны достигаться максимальные значения локальных внутренних напряжений, как правило, в процессе приготовления тонких фольг растравливаются до дырок, что существенно ограничивает возможности их электронно-микроскопического анализа. Тем не менее, в одном из наиболее толстых участков фольги такой анализ удалось провести в работе [1]. В этой работе показано, что высокодефектное структурное состояние в зоне мезоконцентратора напряжений наиболее адекватно и полно описывается как состояние с высокой континуальной плотностью дисклинаций в объеме субмикрокристаллов и высокой эффективной плотностью этих дефектов в их границах.

В настоящей работе изучены закономерности переориентации кристаллической решетки и особенности дефектной микроструктуры микрополос, формирующихся в зонах между мезоконцентраторами напряжений. Показано, что характерной особенностью их микроструктуры являются дефекты, форма и переориентация решетки которых характерны для микродвойников. Фрагмент одной из таких микрополос приведен на рис. 3. Типичная для двойникования конфигурация дифракционных максимумов на электронограмме показана на рис. 3, а. Контуры экстинкции в окрестности микрополосы на рис. 3, в-д возбуждаются действующим отражением g = [200]. В темном поле двойникового рефлекса g = [111] видна пачка микродвойников шириной от 40 до 100 нм. Как видно из светлопольной микрофотографии (рис. 3, б) и представленной на рис 3, в-д иллюстрации темнопольного анализа разориентировок,

пачка микродвойников пронизывает содержащую малоугловые границы полосу шириной около 0.85 мкм.

Исследование дефектной субструктуры микрополос (микродвойников), проведенное с использованием специально разработанных методов [ 1] анализа субструктур с высокой континуальной плотностью дефектов, показало, что внутри микродвойников наблюдается структурное состояние с высокой кривизной кристаллической решетки. Показанный на рис. 3, е, ж стрелками экс-тинкционный контур, возбуждаемый двойниковым рефлексом g = [111], перпендикулярным про екции оси наклона, при наклоне фольги на 5.5° смещается на расстояние 0.065 мкм. Это соответствует горизонтальной компоненте кривизны решетки — 45 град/мкм.

В связи с указанной выше высокодефектной структурой микродвойников отметим следующие важные обстоятельства.

1. Ориентация кристаллической решетки таких двойников на характерных расстояниях порядка размеров субмикрозерен (0.2-0.3 мкм) должна изменяться (отклоняться от двойниковой ориентации) на значительные (до 10-15 град) углы.

2. Когда такое изменение наблюдается в приграничных зонах, границы двойников являются границами с переменными векторами разориентации. Дефектную субструктуру таких границ удобно моделировать скоплениями непрерывно распределенных частичных дис-клинаций [6-8]. Мерой их эффективной плотности является величина градиента вектора разориентации. Она определяется компонентами тензора кривизны в окрестности границ и в настоящей работе достигает значений Э0/ дг — Ху — 45 град/мкм. Свойства таких границ далеки от свойств специальных двойниковых границ. Энергия сосредоточенных в них дефектов может быть значительно выше энергии границ не только специального, но и общего типа.

3. Указанные особенности обусловлены, очевидно, тем, что в данном случае механизм пластической деформации в микрополосах не ограничен деформационным двойникованием. Внутри микродвойников развиваются коллективные дислокацинно-дисклинационные моды деформации как дополнительный эффективный способ релаксации высоких локальных напряжений в зонах мезоконцентраторов.

4. Исходя из вышесказанного, представленные на рис. 3, е, ж пачки микродвойников в строгом кристаллографическом смысле не являются двойниками. Тем не менее, особенности их переориентации не оставляют сомнения в том, что механизмом их формирования является механическое двойникование, совмещенное с дополнительными дисклинационными модами переориентации. Поэтому в дальнейшем сформировавшиеся таким образом двойники будем называть высокодефектными двойниками.

к

Рис. 3. Участок мезополосы локализации деформации, содержащий пачку микродвойников: микродифракция (а); светлопольное изображение (б); изображения в темном поле в матричном (в-д) и двойниковом (е, ж) рефлексах. Углы наклона образца в гониометре (ф): ф = + 2° (а, б); -0.5° (в); -2° (г); +3° (д); -12° (е); -17.5° (ж)

Рис. 4. Картина микродифракции (а) и темнопольное (одновременно в двух ^ = [111] и [200]) действующих отражениях) изображение микрополосы, показанной на рис. 2 стрелкой 3. Действующим отражением g = [200] возбуждается узкий контур экстинкции внутри микрополосы (показан стрелкой 1). Стрелками 2 обозначены контуры экстинкции рефлекса g = [111]

5. Непрерывное и значительное по величине изменение ориентации кристаллической решетки внутри высокодефектных двойников, а также отсутствие их фиксированного ориентационного соотношения с матрицей кардинально меняют конфигурации в расположении матричных и двойниковых рефлексов на электроно-граммах. Это приводит к большим методическим трудностям обнаружения этих дефектов и часто вообще исключает возможность их однозначной интерпретации. Одним из примеров такого дефекта является микрополоса, показанная стрелкой 3 на рис. 2. Ее темнопольное изображение совместно с картиной микродифракции приведены на рис. 4. Проведенный нами анализ показал, что кривизна кристаллической решетки внутри микрополосы составляет около 50 град/мкм. При этом одним из возможных вариантов переориентации показанной стрелкой 1 узкой зоны экстинкционного контура внутри полосы относительно аналогичных зон окружающих ее микрообъемов является двойникование с дополнительным приблизительно 15-градусным поворотом вокруг направления типа ^110^.

5. Поля локальных внутренних напряжений в мезополосе

В первом приближении поля локальных внутренних напряжений внутри микрополос (микродвойников) можно оценить, исходя из экспериментальных значений кривизны решетки (Ху ):

о лок — Х уЕА^2, (1)

где Е—модуль Юнга; АН — характерные размеры зоны дислокационного заряда. При АН — 0.1 мкм (максимальное значение ширины микродвойников) и х у — — 50 град /мкм — 0.9 мкм-2 получим о лок — Е/ 20.

Как показано в [1], в дисклинационной модели дефектной субструктуры границы зерна с переменным

вектором разориентации, помимо величины локальных напряжений, возможна оценка градиентов напряжений:

долок/дг — (Е/2п) Х (д0/дг)- (2)

При д0/ дг — Х у — 0.9 мкм1

долок/дг — (Е17) МКМ-1.

Значения олоК зависят от г и при характерных размерах субмикрозерен 0.2-0.3 мкм могут меняться в пределах

О лок — (Е/ 35 ^ Е 20).

Приведенные выше оценки олоК являются достаточно грубыми и, ввиду их близости к теоретической прочности кристалла, как правило, вызывают недоверие. В настоящей работе, по-видимому, впервые получены надежные доказательства наличия указанных выше высоких локальных напряжений путем обнаружения необычно высоких значений упругой дилатации решетки. Эти значения столь велики, что относительно легко обнаруживаются электронографически по расщеплению дифракционных максимумов в радиальном направлении (направлении вектора действующего отражения). Такое расщепление на примере действующего отражения g = [200] показано на рис. 5. Как показал темнопольный анализ, субзерном I на рис. 5, б возбуждается рефлекс 1, положение которого на электронограмме соответствует межплоскостному расстоянию d — 1.81 А, совпадающему с табличным значением ^{200} для меди. Однородный контраст контура экстинкции в этом субзерне свидетельствует об отсутствии в нем субструктуры с высокой кривизной кристаллической решетки. В зерне II формируется высокодефектное (с непрерывными разориентировками) структурное состояние, о чем свидетельствует неоднородный контраст экстинкцион-ного контура. Этим зерном возбуждается действующее отражение 2 на электронограмме, соответствующее межплоскостному расстоянию d — 1.86 А. Это свиде-

Ц а Н^^ВЕВ

| 1

1—^ \ 1 I|1И|Я|Р II щу

И

1 мкм 1 1

Рис. 5. Картина микродифракции (а) и темнопольное изображение (б) в зоне высокой (~ 2.7 %) упругой дилатации кристаллической решетки. В левом нижнем углу рис. 5, а — увеличенное изображение рефлекса, расщепленного в результате упругой дилатации решетки

тельствует о возникновении в зерне II значительной (е = Аd/d = 0.027 ± 0.003) упругой дилатации (в данном случае растяжением) кристаллической решетки и наличии локальных растягивающих напряжений

О лок = Ее = (Е/ 42 + Е/ 33).

Заметим, что высокая упругая дилатация, представленная на рис. 5, обнаружена нами и в ультрамелкозернис-той меди в исходном состоянии. Следовательно, высокие локальные напряжения формируются в ходе равноканального углового прессования. В мезополосах эти напряжения должны быть заметно выше

Олок > Е130

6. Механизмы пластической релаксации мезоконцентраторов

Приведенные выше результаты свидетельствуют о том, что пластическая релаксация в зонах мезоконцентраторов и продвижение полосы между этими зонами развиваются с участием нескольких механизмов:

1) механизм типа динамической рекристаллизации;

2) механическое двойникование в зоне динамической рекристаллизации;

3) фрагментация кристаллической решетки в зонах максимальных локальных напряжений мезоконцентра-тора;

4) коллективные дислокационно-дисклинационные моды деформации и переориентации решетки внутри микродвойников.

Динамическая рекристаллизация проявляется в разрушении высокодефектной ультрамелкозернистой субструктуры и формировании в несколько раз более крупных, по сравнению с исходными, зерен, содержащих на порядок более низкую плотность дислокаций. Динамическая рекристаллизация меди в процессе больших пластических деформаций кручением при комнатной температуре наблюдалась ранее в работах [9, 10]. В [9]

очень низкая температура ее протекания связывается с действием чрезвычайно высоких локальных деформаций, с высокой плотностью дислокаций, особенно при наличии мощных (р — 1010 см-2) дислокационных зарядов и, как результат, с очень большой локальной плотностью запасенной энергии деформации. Как видно из представленных в настоящей работе результатов, именно такое структурное состояние формируется в зонах мезоконцентраторов напряжений. Действительно, при кривизне кристаллической решетки Х у — 45 град/мкм избыточная плотность дислокаций одного знака достигает в этих зонах значений р± — Х у / Ь — 4.5 -1011 см2, а необычно высокие локальные внутренние напряжения являются свидетельством очень большой плотности упругой энергии W ~ о2. При достижении критической ситуации все это, по выражению авторов [9], приводит к своеобразному «структурному взрыву» — высвобождению запасенной энергии деформации путем аннигиляции дислокаций и их поглощения формирующимися высокоугловыми границами.

Механическое двойникование, включающее одновременно сдвиговую и ротационную моды деформации, является эффективным способом релаксации как сдвиговых, так и моментных напряжений в зоне мезокон-центратора. Очевидно, механическое двойникование является наиболее важным коллективным механизмом продвижения фронта пластических сдвигов и поворотов в вершине мезополосы. Этот фронт распространяется в микрополосах, ширина которых на порядок меньше, чем зона динамической рекристаллизации. Подчеркнем, что формирование последней является важным фактором развития двойниковой моды деформации. Во-первых, хорошо известно, что активность двойникования увеличивается с увеличением размера зерен. Во-вторых, размер зоны динамической рекристаллизации определяет расстояние беспрепятственного распространения пачки микродвойников или фронта мезополосы между зонами мезоконцентраторов напряжений.

Рис. 6. Микроструктура ультрамелкозернистой меди после деформации при Т = 453 К

Фрагментация кристаллической решетки в зонах максимальных локальных напряжений мезоконцент-ратора приводит к формированию в этих зонах фрагментированной структуры со значительно более мелкими, по сравнению с исходными, фрагментами. Аналогичная ситуация обнаружена в работе [9]. Как показано в этой работе, именно в сформировавшейся таким образом вторично фрагментированной структуре в дальнейшем развиваются все события, связанные с разрушением.

Коллективные дислокационно-дисклинационные моды деформации и переориентации решетки приводят к формированию высокодефектной субструктуры с высокими значениями кривизны решетки и плотности дефектов дисклинационного типа. Это обусловливает возникновение высоких локальных внутренних напряжений, сравнимых с таковыми в зонах мезоконцентра-торов. В настоящее время [6, 11] при анализе механизмов формирования указанных высокодефектных и фрагментированных субструктур в качестве новых высокоэнергетических дефектов — носителей ротационной моды деформации — принято использовать частичные дисклинации. Возможные микромеханизмы эволюции этих дефектов рассмотрены в [1, 5, 6, 12]. Они включают в себя формирование в условиях стесненной деформации и высоких градиентов напряжений субструктур с высокой континуальной плотностью дефектов. Их последующая эволюция может протекать путем коллективных перестроек хаотически распределенных дислокаций одного знака в дискретные границы разориента-ции [1, 5, 6]. В этих условиях возможны также квази-вязкие механизмы пластического течения, осуществляемые потоками неравновесных точечных дефектов в полях высоких локальных градиентов диагональных компонент тензора напряжений [5, 12].

Весь комплекс представленных выше результатов свидетельствует о том, что в основе механизма волнового квазипериодического распространения мезополос

локализации деформации лежат два принципиальных момента:

1. Эффективное подавление дислокационных механизмов микроуровня деформации, приводящее к формированию высокоэнергетических дефектных субструктур в зонах мезоконцентраторов напряжений.

2. Структурная неустойчивость таких субструктур при критических значениях плотности запасенной энергии деформации и локальных напряжений, обеспечивающая коллективный характер их пластической релаксации на фронте распространения мезополосы.

7. Эволюция микроструктуры в процессе деформации при Т = 453 К

Типичная субструктура, формирующаяся в процессе пластической деформации (е — 35 %) при 453 К, приведена на рис. 6. Подавляющая часть объема образца имеет структуру, состоящую из зерен размерами до 10мкм, внутри которых наблюдаются дефекты типа двойников отжига и субструктура с хаотическим распределением дислокаций и элементами клубковой или ячеистой структуры (рис. 6, а). Скалярная плотность дислокаций достигает при этом значений р — 1010 см-2. На отдельных участках обнаруживаются малоугловые границы (рис. 6, б), происхождение которых может быть связано как с незавершившимися процессами возврата и рекристаллизации, так и с эволюцией структуры хаотически распределенных дислокаций, формирующихся в ходе деформации при Т = 453 К.

Напомним, что перед деформацией образцы отжигали при более высокой температуре Т = 483 К, и в результате такой термообработки в большей части объема образцов ультрамелкозернистая структура меди сохраняется [1]. Следовательно, интенсивная рекристаллизация в ходе деформации при Т = 453 К не является чисто термическим явлением. Она инициируется деформацией и представляет собой процесс типа динамичес-

кой рекристаллизации. Таким образом, повышение температуры деформации приводит к структурной неустойчивости ультрамелкозернистого состояния во всем объеме образцов. Результатами этой неустойчивости (динамической рекристаллизации) является активизация дислокационных механизмов микроуровня деформации, о чем свидетельствуют формирующиеся в зернах динамической рекристаллизации характерные типы дислокационных субструктур. Это предотвращает формирование мезоконцентраторов напряжений, локализацию деформации и, как результат, приводит к значительному (рис. 1, кривая 4) увеличению пластичности. Последнее можно при этом рассматривать как следствие снижения масштабного (от мезо к микро) уровня деформации при повышении температуры.

8. Заключение

Основным механизмом пластического течения ульт-рамелкозернистой меди с самого начала деформации растяжением при комнатной температуре является волновой механизм квазипериодического формирования и релаксации мезоконцентраторов напряжений на фронте распространения мезополос локализации деформации. В основе реализации этого механизма лежат два принципиальных момента: во-первых, эффективное подавление в ультрамелкозернистой меди дислокационных механизмов микроуровня деформации, определяющее формирование мезоконцентраторов напряжений с самого начала деформации; во-вторых, структурная неустойчивость в зонах мезоконцентраторов при достижении критических значений плотности запасенной энергии деформации и локальных напряжений.

Пластическая релаксация и распространение мезо-полос развиваются в зонах мезоконцентраторов как комбинация нескольких механизмов: динамической рекристаллизации вследствие структурной неустойчивости ме-зоконцентратора; механического двойникования в зоне динамической рекристаллизации; коллективных дисло-кационнно-дисклинационных и квазивязких (потоками неравновесных точечных дефектов) мод деформации и переориентации решетки в деформационных микродвойниках.

Повышение температуры деформации до Т = 453 К приводит к структурной неустойчивости и интенсивной динамической рекристаллизации во всем объеме образ-

цов, подавляет формирование мезоконцентраторов напряжений и мезополос локализации деформации и снижает ее масштабный (от мезо к микро) уровень. Предполагается, что последнее определяет значительное повышение пластичности ультрамелкозернистой меди при повышении температуры деформации.

Работа выполнена при финансовой поддержке гранта Министерства образования Российской Федерации (шифр ТОО-5.8-2918).

Литература

1. Тюменцев А.Н., Панин В.Е., Деревягина Л.С., Валиев Р.З., Дубо-викН.А., Дитенберг И.А. Механизм локализованного сдвига на мезоуровне при растяжении ультрамелкозернистой меди // Физ. мезомех. - 1999. - Т. 2. - № 6. - С. 115-123.

2. Panin V.E. Physical mesomechanics of ultrafine-grained metals / Eds. by T.C. Lowe and R.Z. Valiev // Investigation and applications of severe plastic deformation, 2000. - P. 203-209.

3. Valiev R.Z., Kozlov E.V., Ivanov Yu.F., Lian J., Nazarov A.A., Baude-let B. Deformation behavior of ultrafine-grained copper // Acta. Metall. Mater. - 1994. - V. 42. - No. 7. - P. 2467-2475.

4. Панин В.Е., Деревягина Л.С., ВалиевР.З. Механизм локализованной

деформации субмикрокристаллической меди при растяжении // Физ. мезомех. - 1999. - Т. 2. - № 1-2. - С. 89-95.

5. Коротаев А.Д., Тюменцев А.Н., Суховаров В.Ф. Дисперсное упрочнение тугоплавких металлов. - Новосибирск: Наука, 1989. -210 с.

6. Коротаев А.Д., Тюменцев А.Н., Пинжин Ю.П. Активация и характерные типы дефектных субструктур мезоуровня пластического течения высокопрочных материалов // Физ. мезомех. - 1998. -Т. 1.- № 1. - С. 23-35.

7. Тюменцев А.Н., Пинжин Ю.П., Коротаев А.Д., Третъяк М.В., Исламгалиев Р.К., Валиев Р.З. Электронно-микроскопические исследования границ зерен в ультрамелкозернистом никеле, полученном интенсивной пластической деформацией // ФММ. -1998. - Т. 86. - Вып. 6. - С. 110-120.

8. Третъяк М.В., Тюменцев А.Н. Масштабные уровни фрагментации кристаллической решетки сплава на основе Ni3Al в процессе интенсивной пластической деформации кручением под давлением // Физ. мезомех. - 2000. - Т. 3. - № 3. - С. 23-28.

9. Быков В.М., Лихачев В.А., Никонов Ю.А. и др. Фрагментирование и динамическая рекристаллизация меди при больших и очень больших пластических деформациях // ФММ. - 1978. - Т. 45. -Вып. 1. - С. 163-169.

10. Смирнова Н.А., Левит В.И., Пилюгин В.И. и др. Эволюция структуры ГЦК монокристаллов при больших пластических деформациях // ФММ. - 1986. - Т. 61. - Вып. 6. - С. 1170-1177.

11. Рыгбин В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов. - М.: Металлургия, 1986. - 224 с.

12. Тюменцев А.Н., Коротаев А.Д., Гончиков В.Ч. и др. Закономерности формирования субструктуры в высокопрочных дисперсно-упрочненных сплавах // Изв. вузов. Физика. - 1991. - №2 3. - С. 8192.