Неустойчивая пластическая деформация ультрамелкозернистой меди при температуре 0,5 К
Изучена связь между скоростью деформационного упрочнения и неустойчивостью течения поликристаллов Cu–OF при их растяжении с постоянной скоростью в атмосфере жидкого ³He. Микроструктура ультрамелкозернистых поликристаллов, полученных методом равноканальной угловой гидроэкструзии, варьировалась путе...
Saved in:
| Published in: | Физика низких температур |
|---|---|
| Date: | 2017 |
| Main Authors: | , , , , |
| Format: | Article |
| Language: | Russian |
| Published: |
Фізико-технічний інститут низьких температур ім. Б.І. Вєркіна НАН України
2017
|
| Subjects: | |
| Online Access: | https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/175366 |
| Tags: |
Add Tag
No Tags, Be the first to tag this record!
|
| Journal Title: | Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| Cite this: | Неустойчивая пластическая деформация ультрамелкозернистой меди при температуре 0,5 К / Н.В. Исаев, Т.В. Григорова, С.Э. Шумилин, С.С. Полищук, А.А. Давиденко // Физика низких температур. — 2017. — Т. 43, № 12. — С. 1780-1788. — Бібліогр.: 44 назв. — рос. |
Institution
Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine| _version_ | 1859615436814942208 |
|---|---|
| author | Исаев, Н.В. Григорова, Т.В. Шумилин, С.Э. Полищук, С.С. Давиденко, А.А. |
| author_facet | Исаев, Н.В. Григорова, Т.В. Шумилин, С.Э. Полищук, С.С. Давиденко, А.А. |
| citation_txt | Неустойчивая пластическая деформация ультрамелкозернистой меди при температуре 0,5 К / Н.В. Исаев, Т.В. Григорова, С.Э. Шумилин, С.С. Полищук, А.А. Давиденко // Физика низких температур. — 2017. — Т. 43, № 12. — С. 1780-1788. — Бібліогр.: 44 назв. — рос. |
| collection | DSpace DC |
| container_title | Физика низких температур |
| description | Изучена связь между скоростью деформационного упрочнения и неустойчивостью течения поликристаллов Cu–OF при их растяжении с постоянной скоростью в атмосфере жидкого ³He. Микроструктура
ультрамелкозернистых поликристаллов, полученных методом равноканальной угловой гидроэкструзии,
варьировалась путем отжига при температурах отдыха и рекристаллизации и контролировалась методом
рентгеновской дифрактометрии. Показано, что неустойчивость течения в виде макроскопических скачков
напряжения на кривой растяжения проявляется при пороговом напряжении, достаточном для активации
динамического возврата, в результате которого коэффициент деформационного упрочнения уменьшается.
Обсуждается влияние размера зерна и исходной плотности дислокаций на эволюцию дислокационной
структуры, которая определяет масштаб и статистику неустойчивого течения изученных поликристаллов
при низкой температуре.
Вивчено зв'язок між швидкістю деформаційного зміцнення та нестійкістю плину полікристалів Cu–OF
при розтяганні з постійною швидкістю в атмосфері рідкого ³He. Мікроструктура ультрадрібнозернистих
полікристалів, отриманих методом рівноканальної кутової гідроекструзії, варіювалася шляхом відпалу
при температурах відпочинку й рекристалізації та контролювалася методом рентгенівської дифрактометрії. Показано, що нестійкість плину у вигляді макроскопічних стрибків напруження на кривій розтягання проявляється при граничному напруженні, достатньому для активації динамічного повернення, у
результаті якого коефіцієнт деформаційного зміцнення зменшується. Обговорюється вплив розміру зерна та вихідної щільності дислокацій на еволюцію дислокаційної структури, яка визначає масштаб та статистику нестійкого плину вивчених полікристалів при низькій температур
We investigate the relation between the strain-hardening rate and flow instability of polycrystalline Cu–OF deformed by tension at a constant rate in a liquid ³He atmosphere. The microstructure of the ultrafine-grained crystal, obtained by the equal-channel angular hydro-extrusion method, was varied by annealing at recovery and recrystallization temperatures and was monitored by x-ray diffraction. It is shown that that the flow instability, manifesting itself as macroscopic stress serrations on the tension curve, appears at a threshold tension sufficient for activation of a dynamic recovery that leads to a decrease of the strain-hardening coefficient. We discuss the effect of grain size and the initial dislocation density on the evolution of the dislocation structure that determines the scale and the statistical properties of the flow instability in the investigated crystals at low temperature.
|
| first_indexed | 2025-11-28T18:51:04Z |
| format | Article |
| fulltext |
Low Temperature Physics/Физика низких температур, 2017, т. 43, № 12, c. 1780–1788
Неустойчивая пластическая деформация
ультрамелкозернистой меди при температуре 0,5 К
Н.В. Исаев1, Т.В. Григорова1, С.Э. Шумилин1, С.С. Полищук2, А.А. Давиденко3
1Физико-технический институт низких температур им. Б.И. Веркина НАН Украины
пр. Науки, 47, г. Харьков, 61103, Украина
E–mail:isaev@ilt.kharkov.ua
2Институт металлофизики им. Г.В. Курдюмова НАН Украины
бульвар Академика Вернадского, 36, г. Киев, 03680, Украина
3Донецкий физико-технический институт им. А.А. Галкина НАН Украины
пр. Науки, 46, г. Киев, 03028, Украина
Статья поступила в редакцию 14 мая 2017 г., опубликована онлайн 25 октября 2017 г.
Изучена связь между скоростью деформационного упрочнения и неустойчивостью течения поликри-
сталлов Cu–OF при их растяжении с постоянной скоростью в атмосфере жидкого 3He. Микроструктура
ультрамелкозернистых поликристаллов, полученных методом равноканальной угловой гидроэкструзии,
варьировалась путем отжига при температурах отдыха и рекристаллизации и контролировалась методом
рентгеновской дифрактометрии. Показано, что неустойчивость течения в виде макроскопических скачков
напряжения на кривой растяжения проявляется при пороговом напряжении, достаточном для активации
динамического возврата, в результате которого коэффициент деформационного упрочнения уменьшается.
Обсуждается влияние размера зерна и исходной плотности дислокаций на эволюцию дислокационной
структуры, которая определяет масштаб и статистику неустойчивого течения изученных поликристаллов
при низкой температуре.
Вивчено зв'язок між швидкістю деформаційного зміцнення та нестійкістю плину полікристалів Cu–OF
при розтяганні з постійною швидкістю в атмосфері рідкого 3He. Мікроструктура ультрадрібнозернистих
полікристалів, отриманих методом рівноканальної кутової гідроекструзії, варіювалася шляхом відпалу
при температурах відпочинку й рекристалізації та контролювалася методом рентгенівської дифрак-
тометрії. Показано, що нестійкість плину у вигляді макроскопічних стрибків напруження на кривій роз-
тягання проявляється при граничному напруженні, достатньому для активації динамічного повернення, у
результаті якого коефіцієнт деформаційного зміцнення зменшується. Обговорюється вплив розміру зер-
на та вихідної щільності дислокацій на еволюцію дислокаційної структури, яка визначає масштаб та ста-
тистику нестійкого плину вивчених полікристалів при низькій температурі.
PACS: 62.20.F– Деформация и пластичность;
62.20.–x Механические свойства твердых тел.
Ключевые слова: деформационное упрочнение, неустойчивое течение, низкие температуры, поликри-
сталлы меди.
1. Введение
Неустойчивый характер пластической деформации в
настоящее время рассматривается как универсальное
свойство твердых тел, способное проявляться в широ-
ком интервале температур [1]. В кристаллических мате-
риалах оно обусловлено гетерогенным размножением и
согласованным в пространстве и времени коллективным
(лавинообразным) движением дислокаций под действи-
ем приложенного напряжения, которое приводит к ло-
кальному сдвигу решетки [2]. В зависимости от мас-
штаба и скорости этих процессов в разных условиях
эксперимента [3–7] неустойчивость пластической де-
формации кристалла проявляется в виде импульсов аку-
стической эмиссии, электрического потенциала и тем-
пературы, а также повторяющихся скачков (спадов)
© Н.В. Исаев, Т.В. Григорова, С.Э. Шумилин, С.С. Полищук, А.А. Давиденко, 2017
Неустойчивая пластическая деформация ультрамелкозернистой меди при температуре 0,5 К
деформирующего напряжения, если скорость пластиче-
ской деформации значительно превышает заданную.
Результаты моделирования показали, что движение от-
дельных сегментов взаимодействующих дислокаций
представляет собой синхронизированное событие, а не
движение фронта одиночных дислокаций [8], а площа-
ди, заметаемые лавинами дислокаций при скачке на-
пряжения, не обязательно являются смежными.
Общим свойством дислокационных лавин в кри-
сталле является их фрактальный характер [1,2], поэто-
му статистика акустических, электрических импульсов
и в ряде случаев скачков деформирующего напряже-
ния [6,7,9] часто подчиняется степенному закону рас-
пределения, характерному для динамических систем в
состоянии «самоорганизованной критичности» [10].
Изменение сил связи между элементами интерактив-
ной системы, проявление их инерционных свойств, а
также процессы синхронизации могут приводить к
нарушению степенного закона и появлению характер-
ного (выделенного) пространственно-временного мас-
штаба элементарных событий [11,12].
При криогенных температурах неустойчивая (скач-
кообразная) деформация впервые наблюдалась в экспе-
риментах по растяжению ГЦК монокристаллов меди и
алюминия [13,14]. В дальнейшем это явление оказалось
достаточно общим для целого ряда металлов и сплавов с
другой кристаллической решеткой, моно- и поликри-
сталлов, деформируемых при гелиевых температурах,
хотя его характеристики зависели от материала и усло-
вий эксперимента, прежде всего, температуры и скоро-
сти деформации [15]. Так, при деформации монокри-
сталлов меди и ее сплавов скачки нагрузки следовали
один за другим в определенном температурно-ско-
ростном интервале, а их амплитуда увеличивалась с
деформацией при скольжении дислокаций и практиче-
ски не изменялась при деформационном двойниковании
[16]. В поликристаллах алюминия и его сплавов отдель-
ные скачки, как правило, разделяли участки «плавной»
деформации, амплитуда скачков зависела от размера
зерна [17], а их статистика — от микроструктуры и
электронного состояния образца [9,18–21]. Как и при
повышенных температурах, скачки напряжения сопро-
вождались импульсами акустической эмиссии [18],
электрического потенциала и температуры [19,20]. В
обзоре [22] результатов экспериментальных и теорети-
ческих исследований низкотемпературной неустойчиво-
сти пластической деформации было показано, что для
адекватного описания этого явления в рамках представ-
лений о гетерогенном размножении и лавинообразном
движении дислокаций требуется учитывать катастрофи-
ческий локальный разогрев деформируемого образца
вследствие низких значений его теплофизических кон-
стант вблизи абсолютного нуля температур.
Явление неустойчивости пластической деформации
в результате перемещения критического числа тесно
связанных сегментов дислокаций (дислокационных
лавин) вследствие их открепления или разрушения
(коллапсе) барьеров под действием внешнего напря-
жения и тепловых флуктуаций тесно связано с явлени-
ем деформационного упрочнения. Согласно модели
[23], деформационное упрочнение ГЦК кристаллов на
стадии множественного скольжения связано с образо-
ванием плоских скоплений дислокаций вблизи сидячих
барьеров Ломера–Коттрелла (ЛК). Разрушение барьера
ЛК под действием высокого напряжения в голове ско-
пления приводит к зарождению элементарной лавины
дислокаций, которая за счет дальнодействующих
взаимодействий может спровоцировать цепную реак-
цию в виде согласованного лавинообразного движения
большого числа дислокаций. Одним из условий такой
реакции является критическая плотность или мощ-
ность барьеров ЛК [24], а масштаб локального сдвига
решетки определяет уровень освободившейся энергии,
которую можно оценить по импульсам акустической
эмиссии и электрического потенциала [1,18]. При этом
скачок напряжения, который сопровождается акусти-
ческой эмиссией, и следующий за ним рост температу-
ры поверхности образца рассматриваются как инте-
гральные характеристики неустойчивой пластической
деформации.
Низкотемпературное деформационное упрочнение
и неустойчивость пластической деформации ранее
изучались авторами в [9,21,25], где на примере сплава
Al–Li обсуждалась связь этих явлений с размером зер-
на и электронным состоянием поликристалла. Мас-
штаб и статистика неустойчивости зависят от исход-
ной микроструктуры поликристалла. Цель настоящей
работы — изучение связи между скоростью деформа-
ционного упрочнения и масштабом неустойчивости
при низкотемпературной пластической деформации
поликристаллов бескислородной меди с различной
микроструктурой.
2. Методика
В работе исследовались поликристаллы бескисло-
родной меди Cu–OF чистотой 99,98%, приготовленные
из цилиндрических заготовок, которые отжигали в ва-
кууме при температуре 873 К и деформировали при
комнатной температуре методом равноканальной уг-
ловой гидроэкструзии (УГЭ). Начальный диаметр за-
готовок составлял 13 мм и практически не изменялся
после четырех проходов по маршруту Вс в равнока-
нальной матрице с углом между каналами 90º. Сум-
марная накопленная деформация eΣ составляла ~ 4,6.
Технические детали интенсивной пластической де-
формации заготовок методом УГЭ описаны в [26].
Из полученных заготовок с помощью электроискро-
вой резки и специального штампа вырезали плоские
образцы в виде двойной лопатки длиной 30 мм и разме-
Low Temperature Physics/Физика низких температур, 2017, т. 43, № 12 1781
Н.В. Исаев, Т.В. Григорова, С.Э. Шумилин, С.С. Полищук, А.А. Давиденко
рами рабочей части 15×3×0,5 мм после полировки и
травления поверхности (далее по тексту — образцы А).
В работе [27] было показано, что приготовленные таким
образом образцы сохраняют микроструктуру заготовки.
По данным метода EBSD, образец А имеет характерную
для ультрамелкозернистого (УМЗ) поликристалла высо-
кую долю большеугловых границ, слегка вытянутых
вдоль направления экструзии. Среднее расстояние меж-
ду границами в поперечном направлении (размер зерна)
d ~ 0,5 мкм.
Для изменения микроструктуры часть образцов А
отжигали в одном из двух режимов: при температуре
150 °С в течение 1,5 ч в вакууме (далее в тексте — об-
разцы В) или при 600 °С в течение 1 ч в атмосфере ар-
гона (образцы С). При отжиге поликристаллов меди,
полученных методами интенсивной пластической де-
формации, в первом режиме, как правило, активируются
только процессы отдыха [28]. Контрольные измерения
показали близкие значения микротвердости образцов А
и В в пределах (1300 ± 100) МПа. Второй, высокотемпе-
ратурный режим отжига соответствует собирательной
рекристаллизации и сопровождается ростом зерна [29].
По оценкам данных оптической микроскопии методом
секущих, средний размер зерна (по ~300 зернам) в об-
разце С увеличивается почти на два порядка по сравне-
нию с А и В и составляет (~40 ± 20) мкм.
Образцы А, В, С деформировали путем квазистати-
ческого растяжения с постоянной скоростью штока,
которая соответствовала начальной скорости деформа-
ции ε = 10–4 с–1 в деформационной машине с криоста-
том для жидкого 3Не. Образцы находились в атмосфере
жидкого 3Не при постоянной температуре (0,5 ± 0,02) К,
которую контролировали термометром сопротивления
на поверхности образца и поддерживали регулировкой
откачки паров над жидкостью с помощью адсорбцион-
ного насоса. Детали эксперимента и технические харак-
теристики установки для деформирования материалов
при сверхнизких температурах до (0,44 ± 0,6) К описаны
в [30]. Чувствительность регистрации нагрузки по сиг-
налу тензодатчика соответствовала чувствительности по
деформирующему напряжению ± 0,25 МПа. Кривые
растяжения образца рассчитывали в истинных коорди-
натах «напряжение σ – деформация ε» с учетом измене-
ния его поперечного сечения. Инструментальные воз-
можности позволяли достоверно регистрировать скачок
нагрузки, который соответствовал скачку напряжения
∆σ ≥ 0,25 МПа.
Микроструктуру образцов А, В, С изучали путем
анализа уширения профилей рентгеновских пиков.
Исследования выполнялись на многофункциональном
дифрактометре EMPYREAN в излучении медного ано-
да. Для определения ширины инструментального про-
филя использовался эталон LaB6. Анализ физического
уширения профилей рентгеновских пиков и определе-
ние параметров микроструктуры поликристаллов про-
водили методом аппроксимации с помощью функции
Фойгта [31].
Анализировали влияние размера зерна и плотности
дислокаций на параметры кривых растяжения, сред-
нюю амплитуду и статистику скачков деформирующе-
го напряжения в поликристаллах меди.
3. Результаты эксперимента
3.1. Микроструктура
Классические зависимости интегральной ширины
физических профилей рефлексов cos / ,K∆ = β θ λ где
β — интегральная ширина физического профиля, θ —
угол дифракции, λ — длина волны излучения, от вели-
чины дифракционного вектора 2 sin /K S= θ λ (зависи-
мости Вильямсона–Холла) для образцов А, В и С иллю-
стрирует рис. 1(а).
Видно, что наклон линейной аппроксимации дан-
ных для образца С меньше, чем для А и В, что соответ-
ствует меньшей концентрации дефектов, вызывающих
искажения решетки. Однако с ростом порядка рефлек-
сов hkl физическое уширение линий изменяется немо-
нотонно (особенно для образцов А и В), что указывает
на высокую анизотропию искажений решетки, как
правило, связанную с наличием большого числа дис-
локаций [32]. В этом случае значительный разброс
данных затрудняет эффективное использование клас-
сического метода Вильямсона–Холла для оценки мик-
роискажений решетки и размера кристаллитов.
В предположении, что вклад дислокаций является
основным, дифракционные данные были проанализи-
рованы с помощью дислокационной модели, предло-
женной в [33,34]. Модель позволяет рассчитать дисло-
кационный контраст при различных ориентациях
векторов Бюргерса, линейных векторов дислокаций и
дифракционного вектора и предусматривает замену
дифракционного вектора K в классическом методе
Вильямсона–Холла на KC1/2. Такая замена делает за-
висимости полуширины или интегральной ширины
физического профиля более монотонными. Согласно
модели [33]:
1/2 1/2 21/ ( ) ( )K D KC O KC∆ = + α +′ , (1)
где D — средний размер области когерентного рассея-
ния; α′ — константа, зависящая от эффективного радиу-
са обрезания дислокаций, вектора Бюргерса и плотности
дислокаций; О — константа, зависящая от эффективно-
го радиуса обрезания дислокаций; C — средний фактор
дислокационного контраста, который может быть рас-
считан с помощью следующей формулы:
2
00 (1 )hC C qH= − , (2)
где 00hC — средний фактор дислокационного контраста
для h00 рефлекса, q — параметр, зависящий от типа дис-
1782 Low Temperature Physics/Физика низких температур, 2017, т. 43, № 12
Неустойчивая пластическая деформация ультрамелкозернистой меди при температуре 0,5 К
локаций и упругих постоянных данного материала,
2 2 2 2 2 2 2 2 2 2 2( )/( )H h k h l k l h k l= + + + + . В работе [34]
параметры q были рассчитаны для наиболее распростра-
ненной в ГЦК решетке системы скольжения дислокаций
{111}〈110〉 с вектором Бюргерса /2 110b a= 〈 〉 при сле-
дующих упругих постоянных для меди: c11 =
= 166,1 ГПa, c12 = 119,9 ГПа, с44 = 75,6 ГПа. Полученные
значения q для чисто винтовой и чисто краевой дислока-
ций в рассматриваемой системе скольжения составили
2,39 и 1,69 соответственно.
Параметры q для образцов А, В, С, рассчитанные по
методике [34] из анализа линейной регрессии зависимо-
стей 2 2[( ) ]/K K∆ − α от H2, где α = 1/D, приведены в
табл. 1. (Пересечение линейной регрессии с осью H2
дает величину 1/q.) Видно, что значения q для УМЗ об-
разцов А и В соответствуют преимущественно винто-
вым дислокациям, а для крупнозернистого (КЗ) образца
С — преимущественно краевым дислокациям. Влияние
микроструктуры УМЗ меди на параметр q ранее отме-
чалось в [35], однако этот эффект остается неясным и в
нашем случае может быть связан с инструментальной
погрешностью.
Модифицированные зависимости Вильямсона–Хол-
ла для исследованных образцов представлены на
рис. 1(б). Видно, что эти зависимости имеют более
монотонный вид, чем классические (рис. 1(а)). Это
позволяет точнее оценить усредненный по объему раз-
мер области когерентного рассеяния 〈D〉V по пересече-
нию аппроксимирующих кривых с осью ординат. Ре-
зультаты оценки 〈D〉V для УМЗ поликристаллов А и В
представлены в табл. 1. Из-за погрешности, связанной
с инструментальными ограничениями, оценка для КЗ
образца С приводится для сравнения.
При количественной оценке плотности дислокаций
был использован модифицированный метод Уоррена-
Авербаха [33], предусматривающий, что
2 2 4 2ln ( ) ln ( ) ln( / )( ) ( )S
eA L A L BL R L K C Q K C= − ρ + , (3)
где A(L) — реальная часть коэффициентов Фурье,
AS(L) — величина, зависящая только от размерного фак-
тора; ρ — плотность дислокаций; 2 /2;B b= π b — длина
вектора Бюргерса дислокаций; L = na3 — длина одной из
колонн ячеек вдоль направления координатной оси а3,
где 3 2 1/2(sin sin );a = λ Θ − Θ Θ2–Θ1 — угловой ряд изме-
ряемого дифракционного профиля; Re — эффективный
радиус обрезания дислокаций; Q — коэффициент, свя-
занный с двухчастичными корреляциями в дислокаци-
онном ансамбле.
Модифицированные зависимости Уоррена–Авербаха
lnA(L), примеры которых для образца В представлены
Рис. 1. Классические (а) и модифицированные (б) зависимо-
сти интегральной ширины ΔК физического профиля рефлек-
сов от величины дифракционного вектора К (или KC1/2) для
А, В, С поликристаллов Cu–OF.
Таблица 1. Основные параметры микроструктуры поликристаллов Cu–OF
Параметр/образец А В С
Средний размер зерна, поперечное сечение: d, мкм 0,5 [27] – ~ 40±20
Размер области когерентного рассеяния, 〈D〉V, нм 80 95 >250
Параметр q 2,36 2,38 1,7
Средняя плотность дислокаций, ρ0, 1015, м–2 1,10 0,9 < 0,01 [36]
Среднеквадратичная микродеформация, 2 1/2
/2D〈 〉〈ε 〉 , 10–4 7.1 6.1 <1,0
Low Temperature Physics/Физика низких температур, 2017, т. 43, № 12 1783
Н.В. Исаев, Т.В. Григорова, С.Э. Шумилин, С.С. Полищук, А.А. Давиденко
на рис. 2, аппроксимировали параболой вида ai + biK
2C
+ +ciK
4C2 для каждого значения величины L.
Плотность дислокаций оценивали из линейной рег-
рессии и наклона зависимости 2/i ib L от ln(Li). Результа-
ты оценки для УМЗ образцов А и В приведены в
табл. 1. Для КЗ образца С в таблице приведена плот-
ность дислокаций, характерная для гомогенизирован-
ной меди [36].
Для оценки среднеквадратичной микродеформа-
ции 2 1/2
/2D〈 〉〈ε 〉 в образцах А, В, С использовали соот-
ношение
2
2
2 2
1 1
2
GD CD
L LK
β β
〈ε 〉 = −
π π
, (4)
где βCD и βGD — компоненты дисперсности Коши и
гауссовой составляющих интегральной ширины физи-
ческого профиля. Результаты оценки 2 1/2
/2D〈 〉〈ε 〉 также
приведены в табл. 1.
Как видно из табл. 1, микроструктура образцов А
характеризуется минимальным размером ОКР и мак-
симальной микродеформацией, что соответствует вы-
сокой плотности дислокаций, накопленных в результа-
те 4 проходов УГЭ при комнатной температуре. Отжиг
при 150 °С (образец В) приводит к увеличению ОКР и
уменьшению микроискажений вследствие уменьшения
плотности дислокаций приблизительно на 13% по
сравнению с образцом А. Вместе с тем указанные в
табл. 1 значения параметров микроструктуры А и В
остаются характерными для УМЗ поликристаллов ме-
ди, полученных путем ИПД [37].
Дополнительные исследования текстуры образцов А
и В путем анализа полюсных фигур показали, что в
обоих случаях распределение полюсных плотностей
близко к ориентировкам простого сдвига при УГЭ. От-
жиг при 150 °С приводит лишь к небольшому уменьше-
нию максимумов полюсной плотности, что свидетель-
ствует об уменьшении остроты текстуры.
Микроструктура образца С типична для рекристал-
лизованной меди после высокотемпературного отжига
[36]: зерно увеличивается, а плотность дислокаций
уменьшается почти на два порядка по сравнению с
образцами А и В.
3.2. Пластическая деформация
Кривые растяжения поликристаллов Cu–OF типа А,
В и С при постоянной скорости штока и минимальной
температуре окружающей среды ∼ 0,52 К представле-
ны на рис. 3.
Постоянная температура поддерживалась за счет ре-
гулировки скорости откачки паров над поверхностью
жидкого 3He. Кривые на рис. 3 свидетельствуют о высо-
кой прочности и пластичности поликристаллов Cu–OF
по сравнению с данными при повышенных температу-
рах [27]. В то же время при Т = 0,52 К общие законо-
мерности сохраняются: чем мельче зерно (d) и выше
исходная плотность дислокаций ρ0, тем выше предел
текучести σ0 и меньше коэффициент деформационного
упрочнения θ(ε) ≡ dσ/dε, а следовательно, и резерв пла-
стичности. Так, для образцов А и В напряжения σ0 со-
ставляют (∼466 ± 20) и (∼418 ± 20) МПа соответственно,
что, с учетом 1/2
0 0~σ ρ [38], удовлетворительно объяс-
няется уменьшением ρ0 в результате отжига при 150 °С
(см. табл. 1). Увеличение d почти на два порядка (после
Рис. 2. Модифицированные зависимости Уоррена–Авербаха
(при различных L) для физических профилей дифракцион-
ных рефлексов от образца В.
Рис. 3. Кривые растяжения σ–ɛ в истинных координатах для
поликристаллов Cu–OF типа А, В и С. Т = 0,52 К, ε = 10–4 с–1.
Стрелками показаны пороговые деформации ɛс ( см. текст).
1784 Low Temperature Physics/Физика низких температур, 2017, т. 43, № 12
Неустойчивая пластическая деформация ультрамелкозернистой меди при температуре 0,5 К
отжига при 600 °С), в соответствии с соотношением
Холла–Петча [39], приводит к уменьшению σ0 образца
С приблизительно на порядок по сравнению с А и В.
При некоторой пороговой деформации εс на макро-
скопически плавных кривых σ–ε наблюдаются скачки
(спады) напряжения, амплитуда которых Δσ увеличива-
ется с деформацией в интервале 0,5–20 МПа (рис. 3).
Дальнейший анализ показал, что величина εс зависит от
микроструктуры, а средняя амплитуда ∆σ (по пяти со-
седним скачкам) увеличивается с деформацией почти по
линейному закону с углом наклона, который также за-
висит от микроструктуры (см. вставки на рис. 4).
Важно отметить, что из-за разной пластичности об-
разцов А, В и C полное число скачков напряжения N,
регистрируемых на кривых σ–ε, отличается более чем
на порядок, однако во всех случаях при температуре
0,5 К число N в несколько раз больше, чем, например,
при 4,2 К. Большой объем выборки при сверхнизкой
температуре позволяет сравнить статистику неустой-
чивой пластической деформации в изученных поли-
кристаллах.
Гистограммы нормированных скачков / ( )s = ∆σ ∆σ ε
представлены на рис. 4.
Нормировка учитывает линейную регрессию Δσ на
ось ε для корректного сравнения образцов А, В и С. Дан-
ные на рис. 4 удовлетворительно описываются нормаль-
ными распределениями и отличаются дисперсией, кото-
рая зависит от микроструктуры и частично от норми-
ровки, так как коэффициент регрессии ( )∆σ ε для
образцов А и В больше, чем для С (см. вставки на рис. 4).
Наиболее вероятные значения ненормированной ампли-
туды Δσm для образцов А, В, С, приведенные на рис. 4
(при s = 1), составляют 15, 9 и 3 МПа соответственно.
4. Обсуждение
Макроскопическая неустойчивость пластической
деформации исследованных образцов возникает и раз-
вивается в процессе их деформационного упрочнения,
поэтому представляет интерес сравнить характеристи-
ки этих явлений, которые определяются исходной
микроструктурой и кинетикой накопления дефектов
при низкотемпературном растяжении. Будем считать,
что связь между напряжением течения σ и плотностью
дислокаций ρ описывается выражением [38]
mb 1/2
0σ = σ + αµ ρ , (5)
где α — константа взаимодействия дислокаций, µ —
модуль сдвига, m — ориентационный фактор для по-
ликристалла, b — длина вектора Бюргерса, σ0 — на-
пряжение трения при взаимодействии дислокаций с
препятствиями недислокационной природы. Далее вос-
пользуемся моделью [40], в которой (5) имеет вид
2
0( ) (1/2)( ) /mb d dσ − σ θ = αµ ρ ε . (6)
Предположим, что изменение плотности дислока-
ций с деформацией растяжения контролируется тремя
основными процессами: размножением на локальных
препятствиях исходной микроструктуры; размноже-
нием на дислокациях леса; аннигиляцией дислокаций.
В этом случае уравнение эволюции полной плотности
дислокаций имеет вид [40,41]
1/2
0/ f ad d k k kρ ε = + ρ − ρ , (7)
Рис. 4. Распределения амплитуд скачков напряжения
/ ( )s = ∆σ ∆σ ε для поликристаллов Cu–OF типа А (а), В (б),
С (в). n — число событий соответствующего масштаба. На
вставках: области амплитуд Δσ (заштрихованы) и зависи-
мости ∆σ от ε.
Low Temperature Physics/Физика низких температур, 2017, т. 43, № 12 1785
Н.В. Исаев, Т.В. Григорова, С.Э. Шумилин, С.С. Полищук, А.А. Давиденко
где коэффициенты k0 и kf определяют скорость размно-
жения дислокаций на препятствиях исходной («недис-
локационной») природы и дислокациях леса соответст-
венно, ka — скорость термически активированных
процессов аннигиляции дислокаций. Тогда с учетом (5)
и (7) соотношение (6) принимает вид параболы [42]
3 2
0( ) (1/2) ( )m bσ − σ θ = αµ ×
2 2
0 0 0( )/ ( ) /( )f ak k m b k m b × + σ − σ αµ − σ − σ αµ (8)
с координатами максимума
0( ) ( /2 )m f am b k kσ − σ = αµ ,
( ) 3 2 2
0 0 /4( ) ( )f am
m µb k k k σ = +− σ θ α . .
Кривые растяжения образцов А, В и С в координа-
тах, соответствующих (8), иллюстрирует рис. 5.
Линейный участок кривой С, θ = const, соответству-
ет случаю сравнительно низкой скорости размножения
дислокаций (k0 ~ 1/d) при взаимодействии с границами
крупных зерен d ≈ 40 мкм, а также низкой скорости
динамического возврата (ka) при температуре дефор-
мации 0,5 К. В этом случае первое и третье слагаемые
в (8) малы и коэффициент θ = const определяется нако-
плением дислокаций вследствие взаимодействия с
дислокациями леса (kf), когда при не слишком боль-
ших деформациях средняя длина свободного пробега
пропорциональна среднему расстоянию между дисло-
кациями, Λ ~ ρ–1/2, т.е. соблюдается принцип подобия
(similitude) [40]. С ростом (σ–σ0) вследствие увеличе-
ния ρ и σ роль динамического возврата усиливается, и
условие Λ ~ ρ–1/2 нарушается: при некотором порого-
вом (σ–σ0)с, определяемом пороговой плотностью ρс,
линейный участок кривой С переходит в параболиче-
ский (стрелка на рис. 5).
Кривые (σ–σ0)θ от (σ–σ0) для образцов А и В отли-
чаются от С коротким линейным участком с меньшим
наклоном (рис. 5). В УМЗ образцах А и В, полученных
путем УГЭ, это объясняется значительным ускорением
динамического возврата (третье слагаемое в (8)) под
действием больших деформирующих напряжений,
обусловленных высокой исходной плотностью дисло-
каций и границ зерен [41,42]. Результаты эксперимента
указывают на то, что даже при сверхнизкой темпера-
туре 0,5 К этих условий достаточно для активации ди-
намического возврата и нарушения принципа подобия
уже при малых деформациях растяжения.
Из сравнения данных, приведенных на рис. 3 и 5
для образцов А и С, следует, что чем больше порого-
вое напряжение (σ–σ0)с (стрелки на рис. 5), тем больше
пороговая деформация εс (стрелки на рис. 3), при кото-
рой регистрируются первые макроскопические скачки
напряжения Δσ ≥ 0,5 МПа. Кроме того, чем меньше
коэффициент θ, тем больше амплитуда скачка Δσа при
заданной деформации, и чем слабее зависимость θ(ε),
тем сильнее регрессия Δσ на ось ε (см. рис. 4). С уче-
том (6) и (8) это означает, что одним из условий воз-
никновения и развития макроскопической неустойчи-
вости является пороговая плотность дислокаций, ко-
торая определяется исходной микроструктурой, а
также условиями размножения дислокаций при низко-
температурном растяжении.
Следует отметить, что макроскопически плавный
участок кривой А при ε < εс со сравнительно высоким
для УМЗ поликристалла коэффициентом θ ≈ 600 МПа
(рис. 3) указывает на то, что плотности дислокаций,
предварительно запасенных в образце А после четырех
проходов УГЭ при комнатной температуре, еще недос-
таточно для масштабного движения дислокационных
лавин, которое при Т = 0,52 К может вызывать скачки
напряжения, соответствующие чувствительности экс-
перимента.
При анализе мы не учитывали, что вблизи 0 К теп-
лофизические характеристики деформируемого кри-
сталла малы, поэтому диссипация энергии при движе-
нии дислокаций сопровождается адиабатическим разо-
гревом в полосе скольжения [22]. Несмотря на то что
скачок напряжения предшествует скачку температуры
Рис. 5. Кривые растяжения образцов А, В и С в координатах,
соответствующих (8). Стрелками показаны пороговые на-
пряжения (σ–σ0)с (см. текст).
1786 Low Temperature Physics/Физика низких температур, 2017, т. 43, № 12
Неустойчивая пластическая деформация ультрамелкозернистой меди при температуре 0,5 К
[24], локальный разогрев способен стимулировать тер-
мически активированные процессы динамического
возврата и влиять на развитие неустойчивости тем
сильнее, чем выше напряжение течения поликристал-
ла. Качественно это согласуется с тем, что уменьшение
коэффициента θ как вследствие активизации возврата
(при напряжениях выше порогового, см. рис. 5), так и
вследствие изменения микроструктуры (см. рис. 3)
сопровождается ростом амплитуды неустойчивости, а
слабой зависимости θ(ε) соответствует сильная регрес-
сия Δσ на ε. Однако чтобы установить количественное
соотношение между локальным разогревом, интеграль-
ными параметрами кривой растяжения и масштабом
неустойчивости пластической деформации, требуются
дополнительные исследования.
Связь между неустойчивой пластической деформа-
цией и деформационным упрочнением позволяет рас-
сматривать неустойчивость в рамках классической мо-
дели плоских скоплений дислокаций [23] вблизи
мощных барьеров, которыми в ГЦК поликристаллах
служат сидячие дислокации Ломер–Коттрелла и грани-
цы зерен. Разрушения таких барьеров под действием
больших напряжений в голове скопления приводит к
образованию лавины дислокаций, которая за счет даль-
нодействующих полей напряжения может стать тригге-
ром локального сдвига соседних (не обязательно смеж-
ных) участков кристалла [1,8]. Движение отдельных
лавин дислокаций генерирует импульсы акустической
эмиссии [19] и электрического потенциала [20], ампли-
туда которых пропорциональна выделенной энергии,
однако этого недостаточно для макроскопического
скачка напряжения. По грубым оценкам, при ∆σ ∼1 МПа
деформация объемного образца соответствует движе-
нию ∼ 104–105 дислокаций. Поэтому скачок напряжения
∆σ рассматривается как результат коррелированного
(синхронизированного) движения большого числа оди-
ночных дислокационных лавин. Согласно модели [24],
масштаб пространственно-временной корреляции дис-
локационных лавин в ГЦК металлах определяется плот-
ностью и мощностью барьеров, способных удерживать
плоские скопления дислокаций.
В рамках указанных выше представлений наиболее
вероятная амплитуда скачка напряжения ∆σm соответст-
вует характерному масштабу коллективной динамики
дислокаций при сверхнизкой температуре 0,5 К, которая
зависит от микроструктуры изученных поликристаллов
Cu–OF (см. рис. 4). Естественно предположить, что
плотность дислокаций пропорциональна плотности
барьеров ЛК, которая с учетом данных в табл. 1 в УМЗ
образце А выше, чем в В и С. С одной стороны, это ог-
раничивает подвижность дислокаций и их размножение
при низкотемпературной деформации (низкий коэффи-
циент θ), подавляя коррелированное движение лавин
тем эффективнее, чем меньше масштаб лавины. Это
уменьшает вероятность мелких скачков напряжения. С
другой стороны, по этой же причине увеличиваются
внутренние напряжения, а также плотность подвижных
дислокаций, что способствует усилению корреляции
дислокационных лавин и сопровождается увеличением
моды ∆σm (см. рис. 4). Комбинированная роль деформа-
ционного упрочнения ранее привлекалась для объясне-
ния статистики неустойчивости при повышенных тем-
пературах в [12]. В нашем случае отсутствие скачков
малой амплитуды и большая мода ∆σm (см. рис. 4) в
УМЗ меди согласуется с предположением [12] о влия-
нии напряжения и плотности дислокаций на статистику
неустойчивой пластической деформации при низких
температурах.
Увеличение характерного масштаба неустойчивости
УМЗ поликристаллов Cu–OF по сравнению с КЗ при
низкой температуре может быть связано с инерционны-
ми свойствами дислокаций [43], которые проявляются в
условиях низкого фононного трения и высоких эффек-
тивных напряжений [44]. В теории динамических интер-
активных систем [10], которая часто привлекается для
обсуждения динамики дислокаций в деформируемом
кристалле [1,2,7,9,12], инерционные свойства элементов
способствуют синхронизации всей системы и появлению
в ее статистике выделенного (наиболее вероятного) про-
странственно-временного масштаба элементарных собы-
тий [11,12]. Это качественно соответствует статистике
неустойчивой пластической деформации всех поликри-
сталлов меди при сверхнизкой температуре, изученных в
настоящей работе. Наиболее отчетливо выделенный
масштаб скачков наблюдается в случае УМЗ поликри-
сталлов, где инерционные свойства дислокаций могут
усиливаться под действием высокого деформирующего
напряжения.
Таким образом, одним из условий появления и раз-
вития низкотемпературной неустойчивости пластиче-
ской деформации изученных поликристаллов Cu–OF в
виде макроскопических скачков напряжения является
нарушение принципа подобия, т.е. пропорции между
средней длиной свободного пробега дислокаций и об-
ратным корнем квадратным из их средней плотности.
Принцип подобия нарушается вследствие динамиче-
ского возврата при некотором пороговом напряжении
(деформации), которое при низких температурах опре-
деляется исходной микроструктурой, в частности
плотностью дислокаций и границ зерен.
1. A.S. Argon, Philos. Mag. 93, 3795 (2013).
2. Dennis M. Dimiduk, Chris Woodward, Richard LeSar, and
Michael D. Uchic, Science 312, 1188 (2006).
3. T. Richeton, J. Weiss, and F. Louchet, Acta Mater. 53, 4463
(2005).
4. B. Obst and A. Nyilas, Mater. Sci. Eng. 137, 141 (1991).
5. Н.Н. Песчанская, Б.И. Смирнов, В.В. Шпейзман, ФТТ 50,
815 (2008).
6. В.С. Бобров, М.А. Лебедкин, ФТТ 35, 1881 (1993).
Low Temperature Physics/Физика низких температур, 2017, т. 43, № 12 1787
https://doi.org/full/10.1080/14786435.2013.798049
https://doi.org/full/10.1126/science.1123889
https://doi.org/full/10.1016/j.actamat.2005.06.007
https://doi.org/full/10.1016/0921-5093(91)90328-K
Н.В. Исаев, Т.В. Григорова, С.Э. Шумилин, С.С. Полищук, А.А. Давиденко
7. M.A. Lebyodkin, N.P. Kobelev, Y. Bougherira, D. Entemeyer,
C. Fressengeas, T.A. Lebedkina, and I.V. Shashkov, Acta
Mater. 60, 844 (2012).
8. M. Ovasca, L. Laurson, and M.J. Alava, Sci. Rep. 5, 10580
(2015).
9. Т.В. Григорова, Н.В. Исаев, В.В. Пустовалов, В.С.
Фоменко, С.Э. Шумилин, ФНТ 33, 507 (2007) [Low Temp.
Phys. 33, 377 (2007)].
10. P. Bak, C. Tang, and K. Wiessenfeld, Phys. Rev. Lett. 59,
381 (1987).
11. C.J. Pérez, A. Corral, A. Díaz-Guilera, K. Christensen, and
A. Arenas, Int. J. Mod. Phys. B 10, 1111 (1996).
12. N. P. Kobelev, M.A. Lebyodkin, and T.A. Lebedkina, Met.
Mat. Trans. A 48A, 965 (2017).
13. Т. Блюит, Р. Колтмен, Дж. Редман, Деформация
кристаллов меди при низкой температуре, в кн.: Дисло-
кации и механические свойства кристаллов, Изд.-во
иностр. лит., Москва, 125 (1960), с. 123.
14. Z.S. Basinski, Proc. Roy. Soc. 240, № 1221, 229 (1957).
15. S.N. Komnik and V.V. Demirski, Crystal Res. Technol. 19,
863 (1984).
16. V.V. Demirski and S.N. Komnik, Acta Metall. 30, 2227
(1982).
17. Д.А. Диденко, В.В. Пустовалов, ФММ 27, 1097 (1969).
18. V.S. Bobrov, Y.Ya. Kravchenko, and M.A. Lebyodkin,
Mater. Sci. Eng. 164, 252 (1993).
19. В.С. Бобров, С.И. Зайцев, М.А. Лебедкин, ФТТ 32, 3060
(1990).
20. В.С. Бобров, М.А. Лебедкин, ФТТ 31, 120 (1989).
21. Н.В. Исаев, С.Э. Шумилин, П.А. Забродин, В.Г. Гейдаров,
Т.В. Григорова, В.С. Фоменко, И.С. Брауде, В.В.
Пустовалов, ФНТ 39, 818 (2013) [Low Temp. Phys. 39, 633
(2013)].
22. В.В. Пустовалов, ФНТ 34, 871 (2008) [Low Temp. Phys.
34, 683 (2008)].
23. A. Seeger, Dislocations and Mechanical Properties of
Crystals, Wiley, New York (1957).
24. B. Skoczen, J. Bielski, S. Sgobba, and D. Marcinek, Int. J.
Plasticity 26, 1659 (2010).
25. S.E. Shumilin, N.V. Isaev, P.A. Zabrodin, V.S. Fomenko,
T.V. Grigorova, and V.G. Geidarov, Acta Phys. Polonica A
128, 536 (2015).
26. V. Spuskanyuk, O. Davydenko, A. Berezina, O. Gangalo,
L. Sennikova, M. Tikhonovsky, and D. Spiridonov, J. Mater.
Proc. Technol. 210, 1709 (2010).
27. Н.В. Исаев, Т.В. Григорова, О.В. Мендюк, А.А. Давиденко,
С.С. Полищук, В.Г. Гейдаров, ФНТ 42, 1053 (2016) [Low
Temp. Phys. 42, 825 (2016)].
28. С.В. Добаткин, Г.А. Салищев, А.А. Кузнецов, А.В.
Решетов, А.С. Сынков, Т.Н. Конькова, ФТВД 16, №4, 23
(2006).
29. P. Dies, Kupfer und Kupferlegierungen in Technik, Springer,
Berlin, Heidelberg (1967), 858 p.
30. И.Н. Кузьменко, В.В. Пустовалов, С.Э. Шумилин, ПТЭ
1, 196 (1988).
31. D. Balzar, Voigt-Function Model in Diffraction Line-
Broadening Analysis in Defect and Microstructure Analysis
from Diffraction, Oxford University Press, New York (1999).
32. N. Armstrong and P. Lynch, Determining the Dislocation
Contrast Factor for x-ray Line Profile Analysis, in book.
Diffraction Analysis of Microstructure of Materials, E.J.
Mittemeijer and P. Scardi (eds.) (2004), p. 249.
33. T. Ungar and A. Borbely, Appl. Phys. Lett. 69, 3173 (1996).
34. T. Ungar, I. Dragomir, A. Revesz, and A. Borbely, J. Appl.
Cryst. 32, 992 (1999).
35. T. Rzychoñ and K. Rodak, Archives Mater. Sci. Eng. 28, 605
(2007).
36. Q. Yu, X. Liu, and D. Tang, Sci. Rep. 3, 3556 (2013).
37. F. Dalla Torre, R. Lapovok, J. Sandin, P.F. Thomson, C.H.J.
Davies, and E.V. Pereloma, Acta Materialia 52, 4819
(2004).
38. G.I. Taylor, Proc. R. Soc. Lond. Ser. A 145, 362 (1934).
39. E.O. Hall, Proc. Phys. Soc. Lond. Sect. B 64, 747 (1951);
N.J. Petch, J. Iron Steel Inst. 174, 25 (1953).
40. U.F. Kocks and H. Mecking, Progr. Mater. Sci. 48, 171
(2003).
41. Г.А. Малыгин, ФТТ 49, 961 (2007).
42. G.A. Malygin, Phys. Status Solidi A 119, 423 (1990).
43. A.V. Granato, Phys. Rev. B 4, 2196 (1971).
44. М.И. Каганов, В.Я. Кравченко, В.Д. Нацик, УФН 111,
655 (1973).
Unstable plastic deformation of ultrafine-grained
copper at temperature of 0.5 K
N.V. Isaev, T.V. Grigorova, S.E. Shumilin,
S.S. Polishchuk, and O.A. Davydenko
It was studied the relation between the strain hard-
ening rate and the flow stress instability in Cu–OF
polycrystals deformed by tension at constant strain
rate in the liquid 3He atmosphere. Microstructures of
the samples after equal-channel angular hydro-
extrusion processing and after annealing at recovery or
recrystallization temperatures were controlled by x-ray
diffraction. It is shown that the unstable plastic defor-
mation revealed as macroscopic stress jumps (busts)
on the tension curves appears at some threshold stress
assumed sufficient for activate a dynamic recovery
which give rise to decrease the coefficient of strain
hardening. The effect of grain size and initial disloca-
tion density on the scale and statistics of the low tem-
perature unstable flow is discussed.
PACS: 62.20.F– Deformation and plasticity;
62.20.–x Mechanical properties of solids.
Keywords: work hardening, unstable flow, low tem-
perature, copper policrystals.
1788 Low Temperature Physics/Физика низких температур, 2017, т. 43, № 12
https://doi.org/full/10.1016/j.actamat.2011.10.042
https://doi.org/full/10.1016/j.actamat.2011.10.042
https://doi.org/full/10.1016/j.actamat.2011.10.042
https://doi.org/full/10.1103/PhysRevLett.59.381
https://doi.org/full/10.1007/s11661-016-3912-x
https://doi.org/full/10.1007/s11661-016-3912-x
https://doi.org/full/10.1098/rspa.1957.0079
https://doi.org/full/10.1002/crat.2170190620
https://doi.org/full/10.1016/0001-6160(82)90143-2
https://doi.org/full/10.1016/0921-5093(93)90672-
https://doi.org/full/DOI:10.1063/1.4813672
https://doi.org/full/DOI:10.1063/1.2973710
https://doi.org/full/DOI:10.1016/j.ijplas.2010.02.003
https://doi.org/full/DOI:10.1016/j.ijplas.2010.02.003
https://doi.org/full/DOI:10.12693/APhysPolA.128.536
https://doi.org/full/DOI:10.1016/j.jmatprotec.2010.06.001
https://doi.org/full/DOI:10.1016/j.jmatprotec.2010.06.001
https://doi.org/full/DOI:10.1063/1.4813672
https://doi.org/full/DOI:10.1063/1.4813672
https://doi.org/full/DOI:10.1007/978-3-662-06723-9_10
https://doi.org/full/DOI:10.1007/978-3-662-06723-9_10
https://doi.org/full/DOI:10.1063/1.117951
https://doi.org/full/DOI:10.1107/S0021889899009334
https://doi.org/full/DOI:10.1107/S0021889899009334
https://doi.org/full/DOI:10.1038/srep03556
https://doi.org/full/DOI:10.1016/j.actamat.2004.06.040
https://doi.org/full/DOI:10.1098/rspa.1934.0106
https://doi.org/full/DOI:10.1098/rspa.1934.0106
https://doi.org/full/DOI:10.1016/S0079-6425(02)00003-8
https://doi.org/full/DOI:10.1002/pssa.2211190204
https://doi.org/full/DOI:10.1103/PhysRevB.4.2196
https://doi.org/full/DOI:(1973).%20DOI:10.3367/UFNr.0111.197312c.0655
1. Введение
2. Методика
3. Результаты эксперимента
3.1. Микроструктура
3.2. Пластическая деформация
4. Обсуждение
|
| id | nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-175366 |
| institution | Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| issn | 0132-6414 |
| language | Russian |
| last_indexed | 2025-11-28T18:51:04Z |
| publishDate | 2017 |
| publisher | Фізико-технічний інститут низьких температур ім. Б.І. Вєркіна НАН України |
| record_format | dspace |
| spelling | Исаев, Н.В. Григорова, Т.В. Шумилин, С.Э. Полищук, С.С. Давиденко, А.А. 2021-01-31T20:51:58Z 2021-01-31T20:51:58Z 2017 Неустойчивая пластическая деформация ультрамелкозернистой меди при температуре 0,5 К / Н.В. Исаев, Т.В. Григорова, С.Э. Шумилин, С.С. Полищук, А.А. Давиденко // Физика низких температур. — 2017. — Т. 43, № 12. — С. 1780-1788. — Бібліогр.: 44 назв. — рос. 0132-6414 PACS: 62.20.F–, 62.20.–x https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/175366 Изучена связь между скоростью деформационного упрочнения и неустойчивостью течения поликристаллов Cu–OF при их растяжении с постоянной скоростью в атмосфере жидкого ³He. Микроструктура ультрамелкозернистых поликристаллов, полученных методом равноканальной угловой гидроэкструзии, варьировалась путем отжига при температурах отдыха и рекристаллизации и контролировалась методом рентгеновской дифрактометрии. Показано, что неустойчивость течения в виде макроскопических скачков напряжения на кривой растяжения проявляется при пороговом напряжении, достаточном для активации динамического возврата, в результате которого коэффициент деформационного упрочнения уменьшается. Обсуждается влияние размера зерна и исходной плотности дислокаций на эволюцию дислокационной структуры, которая определяет масштаб и статистику неустойчивого течения изученных поликристаллов при низкой температуре. Вивчено зв'язок між швидкістю деформаційного зміцнення та нестійкістю плину полікристалів Cu–OF при розтяганні з постійною швидкістю в атмосфері рідкого ³He. Мікроструктура ультрадрібнозернистих полікристалів, отриманих методом рівноканальної кутової гідроекструзії, варіювалася шляхом відпалу при температурах відпочинку й рекристалізації та контролювалася методом рентгенівської дифрактометрії. Показано, що нестійкість плину у вигляді макроскопічних стрибків напруження на кривій розтягання проявляється при граничному напруженні, достатньому для активації динамічного повернення, у результаті якого коефіцієнт деформаційного зміцнення зменшується. Обговорюється вплив розміру зерна та вихідної щільності дислокацій на еволюцію дислокаційної структури, яка визначає масштаб та статистику нестійкого плину вивчених полікристалів при низькій температур We investigate the relation between the strain-hardening rate and flow instability of polycrystalline Cu–OF deformed by tension at a constant rate in a liquid ³He atmosphere. The microstructure of the ultrafine-grained crystal, obtained by the equal-channel angular hydro-extrusion method, was varied by annealing at recovery and recrystallization temperatures and was monitored by x-ray diffraction. It is shown that that the flow instability, manifesting itself as macroscopic stress serrations on the tension curve, appears at a threshold tension sufficient for activation of a dynamic recovery that leads to a decrease of the strain-hardening coefficient. We discuss the effect of grain size and the initial dislocation density on the evolution of the dislocation structure that determines the scale and the statistical properties of the flow instability in the investigated crystals at low temperature. ru Фізико-технічний інститут низьких температур ім. Б.І. Вєркіна НАН України Физика низких температур Низкотемпературная физика пластичности и прочности Неустойчивая пластическая деформация ультрамелкозернистой меди при температуре 0,5 К Unstable plastic deformation of ultrafine-grained copper at 0.5 K Article published earlier |
| spellingShingle | Неустойчивая пластическая деформация ультрамелкозернистой меди при температуре 0,5 К Исаев, Н.В. Григорова, Т.В. Шумилин, С.Э. Полищук, С.С. Давиденко, А.А. Низкотемпературная физика пластичности и прочности |
| title | Неустойчивая пластическая деформация ультрамелкозернистой меди при температуре 0,5 К |
| title_alt | Unstable plastic deformation of ultrafine-grained copper at 0.5 K |
| title_full | Неустойчивая пластическая деформация ультрамелкозернистой меди при температуре 0,5 К |
| title_fullStr | Неустойчивая пластическая деформация ультрамелкозернистой меди при температуре 0,5 К |
| title_full_unstemmed | Неустойчивая пластическая деформация ультрамелкозернистой меди при температуре 0,5 К |
| title_short | Неустойчивая пластическая деформация ультрамелкозернистой меди при температуре 0,5 К |
| title_sort | неустойчивая пластическая деформация ультрамелкозернистой меди при температуре 0,5 к |
| topic | Низкотемпературная физика пластичности и прочности |
| topic_facet | Низкотемпературная физика пластичности и прочности |
| url | https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/175366 |
| work_keys_str_mv | AT isaevnv neustoičivaâplastičeskaâdeformaciâulʹtramelkozernistoimedipritemperature05k AT grigorovatv neustoičivaâplastičeskaâdeformaciâulʹtramelkozernistoimedipritemperature05k AT šumilinsé neustoičivaâplastičeskaâdeformaciâulʹtramelkozernistoimedipritemperature05k AT poliŝukss neustoičivaâplastičeskaâdeformaciâulʹtramelkozernistoimedipritemperature05k AT davidenkoaa neustoičivaâplastičeskaâdeformaciâulʹtramelkozernistoimedipritemperature05k AT isaevnv unstableplasticdeformationofultrafinegrainedcopperat05k AT grigorovatv unstableplasticdeformationofultrafinegrainedcopperat05k AT šumilinsé unstableplasticdeformationofultrafinegrainedcopperat05k AT poliŝukss unstableplasticdeformationofultrafinegrainedcopperat05k AT davidenkoaa unstableplasticdeformationofultrafinegrainedcopperat05k |