Структурные и фазовые превращения в твердых телах, индуцируемые интенсивной пластической деформацией и другими внешними воздействиями. Явление квазинагрева (критический аналитический обзор)

Структурные и фазовые превращения в твердых телах, индуцируемые интенсивной пластической деформацией и другими внешними воздействиями. Явление квазинагрева (критический аналитический обзор)

На основании анализа собственных результатов и литературных данных рассмотрены особенности влияния интенсивных (мегапластических) пластических деформаций и других внешних воздействий (включая радиацию) на диффузию, структурные и фазовые превращения в твердых телах. Основные имеющиеся закономерности...

Повний опис

Збережено в:
Бібліографічні деталі
Дата:2014
Автор: Тейтель, Е.И.
Формат: Стаття
Мова:Russian
Опубліковано: Донецький фізико-технічний інститут ім. О.О. Галкіна НАН України 2014
Назва видання:Физика и техника высоких давлений
Онлайн доступ:http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/107342
Теги: Додати тег
Немає тегів, Будьте першим, хто поставить тег для цього запису!
Назва журналу:Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
Цитувати:Структурные и фазовые превращения в твердых телах, индуцируемые интенсивной пластической деформацией и другими внешними воздействиями. Явление квазинагрева (критический аналитический обзор) / Е.И. Тейтель // Физика и техника высоких давлений. — 2014. — Т. 24, № 3-4. — С. 5-25. — Бібліогр.: 56 назв. — рос.

Репозитарії

Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
id irk-123456789-107342
record_format dspace
spelling irk-123456789-1073422016-10-19T03:02:38Z Структурные и фазовые превращения в твердых телах, индуцируемые интенсивной пластической деформацией и другими внешними воздействиями. Явление квазинагрева (критический аналитический обзор) Тейтель, Е.И. На основании анализа собственных результатов и литературных данных рассмотрены особенности влияния интенсивных (мегапластических) пластических деформаций и других внешних воздействий (включая радиацию) на диффузию, структурные и фазовые превращения в твердых телах. Основные имеющиеся закономерности для всех воздействий можно объяснить с единой точки зрения, основанной на достижении телом критической внутренней энергии (эквивалентной температуры) за счет высокой плотности взаимодействующих и движущихся дислокаций и точечных дефектов. Это приводит к разного рода превращениям вследствие роста энергии фаз до такой степени, что изменяются термодинамика сплавов и фазовые диаграммы, вплоть до перехода сплавов в состояние, термодинамически соответствующее жидкости, и даже разложения (например, окислов). Для удобства описания этой ситуации введен новый термин – «квазинагрев» (до эквивалентной температуры). Предельно высокая плотность движущихся дефектов обеспечивает громадную скорость диффузии, что способствует быстрым превращениям даже при температуре жидкого азота. На підставі аналізу власних результатів і літературних даних розглянуто особливості впливу інтенсивних (мегапластичних) пластичних деформацій та інших зовнішніх впливів (включаючи радіацію) на дифузію, структурні й фазові перетворeння в твердих тілах. Основні наявні закономірноті для всіх впливів можна пояснити з єдиної точки зору, що ґрунтується на досягненні тілом критичної внутрішньої енергії (еквівалентної температури) за рахунок високої щільності взаємодіючих і рухомих дислокацій та точкових дефектів. Це призводить до різного роду перетворень внаслідок зростання енергії фаз до такої міри, що змінюються термодинаміка сплавів і фазові діаграми, аж до переходу сплавів у стан, термодинамічно відповідний рідині, і навіть розклад (наприклад, окислів). Для зручності опису цієї ситуації введено новий термін – «квазiнагрiв» (до еквiвалентної температури). Гранично висока щільність дефектів, що рухаються, забезпечує величезну швидкість дифузії, яка сприяє швидким перетворенням навіть при температурі рідкого азоту. Based on an analysis of our own and the literature data, the influence of the severe plastic deformation, irradiation and diffusion on the structural and phase transformations in solids is considered. The main regularities for all effects can be explained from a unified point of view based on the achievement of the critical internal energy (equivalent temperature) in solids due to the high density of interacting and moving defects. This leads to all sorts of transformations at the expense of growth in the phase energy to the extent that the thermodynamics of alloys and their phase diagrams change up to the transition to a state that corresponds to the thermodynamic fluid or decomposition (for instance – oxides). For convenience of description of this situation, we introduced a new term – «quasi-heating» (to equivalent temperature). The high density of moving defects greatly facilitates the diffusion, which contributes to rapid transformations, even at liquid nitrogen boiling temperature. 2014 Article Структурные и фазовые превращения в твердых телах, индуцируемые интенсивной пластической деформацией и другими внешними воздействиями. Явление квазинагрева (критический аналитический обзор) / Е.И. Тейтель // Физика и техника высоких давлений. — 2014. — Т. 24, № 3-4. — С. 5-25. — Бібліогр.: 56 назв. — рос. 0868-5924 PACS: 62.20.Fe, 62.40.+i http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/107342 ru Физика и техника высоких давлений Донецький фізико-технічний інститут ім. О.О. Галкіна НАН України
institution Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
collection DSpace DC
language Russian
description На основании анализа собственных результатов и литературных данных рассмотрены особенности влияния интенсивных (мегапластических) пластических деформаций и других внешних воздействий (включая радиацию) на диффузию, структурные и фазовые превращения в твердых телах. Основные имеющиеся закономерности для всех воздействий можно объяснить с единой точки зрения, основанной на достижении телом критической внутренней энергии (эквивалентной температуры) за счет высокой плотности взаимодействующих и движущихся дислокаций и точечных дефектов. Это приводит к разного рода превращениям вследствие роста энергии фаз до такой степени, что изменяются термодинамика сплавов и фазовые диаграммы, вплоть до перехода сплавов в состояние, термодинамически соответствующее жидкости, и даже разложения (например, окислов). Для удобства описания этой ситуации введен новый термин – «квазинагрев» (до эквивалентной температуры). Предельно высокая плотность движущихся дефектов обеспечивает громадную скорость диффузии, что способствует быстрым превращениям даже при температуре жидкого азота.
format Article
author Тейтель, Е.И.
spellingShingle Тейтель, Е.И.
Структурные и фазовые превращения в твердых телах, индуцируемые интенсивной пластической деформацией и другими внешними воздействиями. Явление квазинагрева (критический аналитический обзор)
Физика и техника высоких давлений
author_facet Тейтель, Е.И.
author_sort Тейтель, Е.И.
title Структурные и фазовые превращения в твердых телах, индуцируемые интенсивной пластической деформацией и другими внешними воздействиями. Явление квазинагрева (критический аналитический обзор)
title_short Структурные и фазовые превращения в твердых телах, индуцируемые интенсивной пластической деформацией и другими внешними воздействиями. Явление квазинагрева (критический аналитический обзор)
title_full Структурные и фазовые превращения в твердых телах, индуцируемые интенсивной пластической деформацией и другими внешними воздействиями. Явление квазинагрева (критический аналитический обзор)
title_fullStr Структурные и фазовые превращения в твердых телах, индуцируемые интенсивной пластической деформацией и другими внешними воздействиями. Явление квазинагрева (критический аналитический обзор)
title_full_unstemmed Структурные и фазовые превращения в твердых телах, индуцируемые интенсивной пластической деформацией и другими внешними воздействиями. Явление квазинагрева (критический аналитический обзор)
title_sort структурные и фазовые превращения в твердых телах, индуцируемые интенсивной пластической деформацией и другими внешними воздействиями. явление квазинагрева (критический аналитический обзор)
publisher Донецький фізико-технічний інститут ім. О.О. Галкіна НАН України
publishDate 2014
url http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/107342
citation_txt Структурные и фазовые превращения в твердых телах, индуцируемые интенсивной пластической деформацией и другими внешними воздействиями. Явление квазинагрева (критический аналитический обзор) / Е.И. Тейтель // Физика и техника высоких давлений. — 2014. — Т. 24, № 3-4. — С. 5-25. — Бібліогр.: 56 назв. — рос.
series Физика и техника высоких давлений
work_keys_str_mv AT tejtelʹei strukturnyeifazovyeprevraŝeniâvtverdyhtelahinduciruemyeintensivnojplastičeskojdeformaciejidrugimivnešnimivozdejstviâmiâvleniekvazinagrevakritičeskijanalitičeskijobzor
first_indexed 2025-07-07T19:50:08Z
last_indexed 2025-07-07T19:50:08Z
_version_ 1837018972283731968
fulltext Физика и техника высоких давлений 2014, том 24, № 3–4 © Е.И. Тейтель, 2014 PACS: 62.20.Fe, 62.40.+i Е.И. Тейтель СТРУКТУРНЫЕ И ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В ТВЕРДЫХ ТЕЛАХ, ИНДУЦИРУЕМЫЕ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИЕЙ И ДРУГИМИ ВНЕШНИМИ ВОЗДЕЙСТВИЯМИ. ЯВЛЕНИЕ КВАЗИНАГРЕВА (КРИТИЧЕСКИЙ АНАЛИТИЧЕСКИЙ ОБЗОР) Независимый консультант Ye. Teytel, США, teytely@yahoo.com Статья поступила в редакцию 7 апреля 2014 года На основании анализа собственных результатов и литературных данных рас- смотрены особенности влияния интенсивных (мегапластических) пластических деформаций и других внешних воздействий (включая радиацию) на диффузию, структурные и фазовые превращения в твердых телах. Основные имеющиеся за- кономерности для всех воздействий можно объяснить с единой точки зрения, ос- нованной на достижении телом критической внутренней энергии (эквивалентной температуры) за счет высокой плотности взаимодействующих и движущихся дислокаций и точечных дефектов. Это приводит к разного рода превращениям вследствие роста энергии фаз до такой степени, что изменяются термодинамика сплавов и фазовые диаграммы, вплоть до перехода сплавов в состояние, термоди- намически соответствующее жидкости, и даже разложения (например, окислов). Для удобства описания этой ситуации введен новый термин – «квазинагрев» (до эквивалентной температуры). Предельно высокая плотность движущихся дефек- тов обеспечивает громадную скорость диффузии, что способствует быстрым превращениям даже при температуре жидкого азота. Ключевые слова: интенсивная пластическая деформация, квазинагрев, аморфиза- ция, низкотемпературная динамическая рекристаллизация, структурные дефекты, фазовые диаграммы На підставі аналізу власних результатів і літературних даних розглянуто особли- вості впливу інтенсивних (мегапластичних) пластичних деформацій та інших зовнішніх впливів (включаючи радіацію) на дифузію, структурні й фазові перетво- рeння в твердих тілах. Основні наявні закономірноті для всіх впливів можна пояс- нити з єдиної точки зору, що ґрунтується на досягненні тілом критичної внутрішньої енергії (еквівалентної температури) за рахунок високої щільності взаємодіючих і рухомих дислокацій та точкових дефектів. Це призводить до різного роду перетворень внаслідок зростання енергії фаз до такої міри, що змінюються термодинаміка сплавів і фазові діаграми, аж до переходу сплавів у стан, термодинамічно відповідний рідині, і навіть розклад (наприклад, окислів). Для зручності опису цієї ситуації введено новий термін – «квазiнагрiв» (до ек- вiвалентної температури). Гранично висока щільність дефектів, що рухаються, Физика и техника высоких давлений 2014, том 24, № 3–4 6 забезпечує величезну швидкість дифузії, яка сприяє швидким перетворенням навіть при температурі рідкого азоту. Ключові слова: iнтенсивна пластична деформацiя, квазiнагрiв, аморфiзацiя, низь- котемпературна динамiчна рекристалiзацiя, структурнi дефекти, фазовi дiаграми В работе [1] авторы пишут, что формирующиеся при интенсивной пла- стической деформации (ИПД) структурные состояния весьма необычны и трудно предсказуемы. Активная дискуссия о механизмах формирования структур при ИПД приведена в [2], где, правда, никакого определенного мнения о механизмах структурообразования при ИПД не было сформирова- но. Данная статья является продолжением работ [3,4], и здесь мы попыта- лись найти общий подход для объяснения наблюдаемых при ИПД эффектов, добавили существенные новые идеи и результаты и в определенной степени раскрыли природу эффектов ИПД. В 1990 г. один из авторов статьи [3] (Е.И. Тейтель) высказал предположе- ние, что при ИПД достигается высокая или сверхвысокая плотность дефек- тов структуры, достаточная для изменения энергии фаз до такой степени, что изменяются термодинамика сплавов и фазовые диаграммы, а именно сплавы «сдвигаются вверх» по температуре на диаграммах состояний. Ранее, в 1984 г., G. Martin [5] высказал подобную идею для облучения, привел со- ответствующие схемы диаграмм состояния и ввел термин «эффективная температура материала» Tэфф. Мы, однако, считаем более правильным тер- мин «эквивалентная температура» Тэкв (см ниже). Намного позже, в 1995 г., Н. Bakker [6], опираясь на теорию Миедемы [7], широко использовал эту концепцию для анализа структурных изменений в сплавах и интерметаллидах при ИПД (а именно – механическом измельче- нии). К сожалению, эта идея не нашла достойного продолжения в литерату- ре (см., напр., [2], где она даже не упоминается). В то же время мы показы- ваем в данной работе, насколько этот подход плодотворный. В настоящей работе мы ввели новый термин – «квазинагрев» (и соответственно «квазиох- лаждение») и предлагаем использовать термин Тэкв для всех случаев интен- сивных внешних воздействий (см. в тексте). В недавно опубликованной ста- тье Б. Страумала и др. [8] проведено детальное рассмотрение фазовых диа- грамм и Тэфф (Тэкв) по схеме Мартина, а в другой работе [9] этого автора и др. приведены ее оценки для некоторых сплавов. Из табличных данных по TiNi, приведенных в работе, вытекает, что в согласии с нашими гипотезами Тэкв снижается с повышением температуры ИПД. Следует отметить целесо- образность использования фазовых диаграмм, полученных при соответст- вующем ИПД всестороннем сжатии. В эти представления вписываются также данные работы [10], а именно при интенсивной пластической деформации кручением (ИПДК) некоторые окислы оказывались в состоянии, когда, по нашему мнению, Тэкв достигала температуры диссоциации, так что происходило их разложение с выделени- Физика и техника высоких давлений 2014, том 24, № 3–4 7 ем газа, иногда сопровождающееся взрывом. По-видимому, по той же при- чине при длительном механическом измельчении происходил распад неко- торых химических соединений на исходные элементы [11]. Это явление на- блюдалось только в материалах, где один из компонентов – легкий элемент (H, C, O, B, Si). Здесь необходимо учесть следующее: во-первых, эти атомы имеют намного больший коэффициент диффузии; во-вторых, некоторые из них могут удаляться из материала в виде соответствующего газа. Мы пола- гаем, что явление взрыва связано с выведением атомов газообразующего элемента из решетки в «каскадах» потоками вакансий и объединением их в молекулы газа (например, в порах), который создает высокое давление и при достаточно интенсивном развитии может взорвать образец. При механиче- ском измельчении окислов для их разложения, как правило, требуются большие времена из-за их высокой прочности и хрупкости и необходимости достичь высокой степени пластической деформации (показано, что при дос- таточно малом размере хрупкие вещества становятся пластичными [6] и со- ответственно способными накапливать большую деформацию). Очевидно, выходу газов из порошков (отсутствию взрывов) способствует их малый размер и большая доля открытой поверхности по сравнению с ИПДК. В обычных сплавах и интерметаллидах при ИПД ограничение роста напряже- ний (и соответственно энергии сплавов) эффективно осуществляется так на- зываемой низкотемпературной динамической рекристаллизацией (НДР) и аморфизацией, что ограничивает рост энергии, так что их разложение (дис- социация) не наблюдается. В обзоре [12] приведен довольно большой список сплавов, в которых на- блюдалась аморфизация при интенсивном механическом размоле (измель- чении). В ряде работ, в частности [3,13,14], аморфизация сплавов была так- же обнаружена после ИПДК под давлением по методу Бриджмена. В на- стоящей работе сделан дополнительный анализ обнаруженных ранее фазо- вых превращений и аморфизации при деформации и проведены сравнения с подобными превращениями при «недеформационных» методах воздействия (радиации и пр.). В ряде работ (см. обзор [15]) установлено, что при ИПД, как правило, на- блюдается образование сверхмелких зерен размером от ~ 10 nm до 1–2 μm, что связывается с протеканием НДР [3,16]. Проведенный в [17] модельный расчет показал, что энергия зарождения межузельных атомов на границе зерна существенно ниже, чем в объеме, и близка к таковой для вакансий. То- гда и концентрация межузельных атомов становится близка к концентрации вакансий. В работе [18] показано (на примере меди), что в этом случае воз- можно образование в процессе ИПД большеугловых границ. После протека- ния НДР при дальнейшей деформации ее механизм становится аналогичным таковому при сверхпластичности (признак – мелкие зерна, не содержащие дислокаций) [19], что стабилизирует структуру, и нет оснований для даль- нейшего роста энергии сплавов. Такого же типа структуры наблюдались по- Физика и техника высоких давлений 2014, том 24, № 3–4 8 сле равноканального прессования [19,20], обработки порошков в шаровых мельницах и использования некоторых других методов ИПД [22]. В работе [3] обнаружено, что при сравнительно небольшой деформации сплава MnAl–C (ГПУ-фаза) при комнатной температуре сильно разориенти- рованные фрагменты (еще не полностью сформировавшиеся зерна) появля- лись в полосах сдвига (которые обычно распространяются со скоростью, близкой к звуковой), что говорит об образовании зерен, т.е. протекании НДР, в процессе движения полос. Известно, что в полосах сдвига деформа- ция носит турбулентный характер, следовательно, действуют, кроме типич- ных для малых деформаций систем скольжения, также некристаллографиче- ские и ротационные. Естественно полагать, что плотность дефектов в поло- сах сдвига, скорость их движения и соответственно энергия данных участ- ков выше, чем в среднем по объему. Отсюда следует, что НДР в этих объе- мах протекает с высокой скоростью, т.е. примерно со скоростью распро- странения полос сдвига (возможно, вблизи фронта полосы сдвига, где ин- тенсивность деформации и плотность дефектов наибольшие). В обзоре С. Коха [21] указывается, что существуют два механизма НДР: прерывистая рекристаллизация (внутри полос сдвига, которые постепенно разрастаются) и непрерывная (равномерно по объему сплава), причем последняя при росте деформации может сменить первую (как в случае MnAl–C). Причина такого поведения сплавов не известна. Имеется некоторая трудность объяснения, каким образом в случае НДР, так и вообще для динамической рекристаллизации, переводящей сплав в сверхпластический режим деформации [22], рекристаллизация проходит на 100%? Ведь когда зерна занимают большую часть сплава, тогда кажется, что пластическая деформация будет протекать в основном именно в них, по- скольку они существенно менее прочны, чем деформированная матрица. Можно, правда, полагать, что это затруднение решается возможностью под- растания зерен. В работе [3] было обнаружено, что микротвердость сплава МnAl–C после ИПДК при температуре кипения жидкого азота Тж.а существенно выше, чем деформированного при комнатной температуре, включая уровень насыще- ния, что говорит о большом уровне упрочнения и запасенной внутренней энергии сплава. Там же было установлено, что в условиях ИПДК при Тж.а сплав МnAl–C в состоянии с неупорядоченной высокотемпературной «зака- ленной» ГПУ-фазой целиком переходил в аморфное состояние (АС) без об- разования рекристаллизованных зерен (т.е. НДР не протекала). ИПДК при Тж.а упорядоченной по типу L1o фазы в этом сплаве также приводила к его аморфизации. Иными словами, тип исходной фазы не влияет на конечный результат, что естественно ожидать, хотя кинетика процессов должна су- щественно зависеть от структуры (размера зерна или пластин мартенсита, выделения вторых фаз и т.д.) вследствие разной скорости накопления де- фектов. Физика и техника высоких давлений 2014, том 24, № 3–4 9 Кроме того, в работе [3] также было установлено, что повторная ИПДК при комнатной температуре аморфного сплава MnAl–C приводит к переводу его обратно в мелкокристаллическое состояние с тем же размером зерна. Отсюда можно заключить, что существует некая критическая температура деформации Tам, ниже которой сплав МnAl–C аморфизуется, а выше – ста- бильной является мелкозернистая структура (результат протекания НДР). Хотя такие экспериментальные результаты нам не известны, из анализа имеющихся данных вытекает, что ИПД при определенной для каждого ма- териала температуре (в районе комнатной) будет сначала вызывать протека- ние НДР, а при снижении температуры ИПД зерно будет становиться все меньше и меньше (имеются теоретические модели, [15]), достигая величин порядка 5–10 nm. Затем при температурах ниже Tам, поскольку энергия АС станет ниже, чем нанокристаллического, происходит аморфизация (без НДР). Таким образом, НДР и аморфизация в сплаве MnAl–C и, по- видимому, в других материалах являются конкурирующими процессами. В большинстве известных нам работ [6,23,24 и др.] считается, что идет переход непосредственно из нанокристаллического состояния в аморфное. Например, Ямада и Кох [23] утверждают, что именно энергия границ зерен является фактором, вызывающим переход из кристаллического состояния в аморфное в сплаве ТiNi при механическом дроблении. Они установили кри- тический размер зерна перед аморфизацией, равный 5 nm, что соответствует энергии 4.11 kJ/mol, что сравнимо и даже выше энтальпии кристаллизации сплава, измеренной методом дифференциального термического анализа (3.15 kJ/mol). Однако непонятно, какая движущая сила переводит сплав из стабильного при ИПД мелкозернистого состояния, находящегося в режиме сверхпластичности (энергия не растет), в аморфное. Оценка энергии границ зерен имеет смысл только в плане сравнения ее с энергией остальных дефектов, появившихся в материале до НДР, поскольку ее легче рассчитать. Но нельзя исключить возможности одновременного протекания обоих процессов при ИПД вблизи Tам. Кроме того, можно ожи- дать протекание (в том числе и одновременное) как НДР, так и аморфизации в структурах с двумя или несколькими относительно стабильными фазами до момента полного перемешивания атомов (формирования какой-то одной фазы, наиболее стабильной при ИПД). Более того, очевидно, можно полу- чить переход из наноструктуры в аморфную, если сплав подвергнуть ИПД при температурах чуть выше Tам, а затем продолжить при температурах ниже Tам. Следует ожидать, что в этом случае для полной аморфизации требуется гораздо меньшая степень деформации, так как из-за высокой плотности гра- ниц нанозерен исходная плотность дефектов выше. Аналогичная ситуация должна быть при ИПД закаленных из жидкости материалов (не аморфных). Следует отметить, что величина Tам, вероятно, зависит от структуры сплава и параметров деформации, поскольку она определяется соотношени- ем запасенной энергии материала и энергии структурно-фазового перехода, Физика и техника высоких давлений 2014, том 24, № 3–4 10 а первая зависит не только от температуры, а от многих факторов. Этот во- прос требует экспериментального исследования. Типичная для такого рода фазовых переходов округлая форма частиц ис- ходной кристаллической фазы (КФ) в растущей аморфной фазе (АФ) [3] свидетельствует об изотропной природе массопереноса и, скорее всего, об обычном (но сильно ускоренном) диффузионном механизме этого перехода. Имеются отдельные данные о влиянии температуры ИПД на размер зерен для некоторых материалов. Например, для меди измельчение в шаровой мельнице при 20°C приводило к формированию зерна размером ~ 26 nm, а при –85°C – размером ~ 17 nm; имеются аналогичные данные для цинка и интерметаллидов TiNi и CoZr [20]. То есть снижение температуры ИПД приводит к уменьшению размера зерен, как для обычной динамической рек- ристаллизации. Мы полагаем, что для чистых металлов аморфизация должна происхо- дить в основном при температурах ниже Тж.а, а при отогреве до комнатной температуры они, скорее всего, будут кристаллизоваться (возможно, кроме тугоплавких, таких, например, как вольфрам и ниобий, и большинства ин- терметаллидов и химических соединений). Поскольку упрочнение, а следовательно, и повышение энергии при де- формации аморфных сплавов практически отсутствуют (иногда происходит даже разупрочнение), для обратного перехода при продолжающейся дефор- мации, на первый взгляд, нет термодинамического стимула. Однако для не- которых сплавов, например Ti50Ni25Cu25 и Zr67Ni33, обнаружен циклический переход аморфной фазы в кристаллическую и обратно [25,26]. В первой ра- боте это связывается с действием двух возможных факторов: влиянием гид- ростатического давления, которое должно стабилизировать более плотную кристаллическую фазу, и/или локальным разогревом образца. Однако непо- нятно, почему гидростатическое давление действует периодически. Мы счи- таем более вероятным второй вариант. Сохранению теплоты в локальном месте и соответственно повышению температуры способствуют малая теп- лопроводность материала, толщина образца и высокий коэффициент упроч- нения, а также важен механизм деформации. В работе [25] это явление объ- ясняется тем, что вслед за НДР или аморфизацией процесс пластической деформации начинается как бы сначала и происходит повторение. Авторы не дают ясного описания, как это происходит. Имеется значительное коли- чество теоретических работ [27 и др.], где предлагаются различные модели данного явления. Наша трактовка причины наблюдавшейся и описанной выше циклично- сти аморфизации приведена на рис. 1. Предположим, что исходное состоя- ние – кристаллическое (KC); сплав деформируется и нагревается (в данном случае имеется в виду обычный нагрев); при некоторой деформации e1 он переходит в аморфное состояние (KC–AC), при этом плотность дефектов резко уменьшается и выделяется тепло. Мы полагаем, что выделяемая Физика и техника высоких давлений 2014, том 24, № 3–4 11 теплота существенно меньше эн- тальпии перехода КС–АС, так как дефекты «растворяются» не в кри- сталлической среде, а в аморфной. Далее при е2 образец нагревается выше температуры стабильности АС при ИПД и переходит снова в КС (с мелким зерном); при этом его темпе- ратура существенно снижается за счет поглощения тепла (как обычно, при нагреве сплавов при фазовом пере- ходе). Затем цикл повторяется снова. Кроме того, можно полагать, что при уменьшении скорости деформации этот эффект не будет проявляться из-за большего теплоотвода в наковальни от довольно тонкого образца (начальная толщина обычно 0.1–0.7 mm, конечная – менее 0.1 mm) и соответственно вследствие его меньшего разогрева. Данные, приведенные в работе [26] (тот факт, что эффект исчезает при уменьшении скорости деформирования), сви- детельствуют в пользу именно нашего объяснения. В ряде работ [28–30] установлено, что при ИПДК как аморфного, так и кристаллического сплава NdFeB формируются подобные двухкомпонентные структуры: АФ + нанокристаллическое α-Fe. Наше объяснение: на соответ- ствующей диаграмме состояний вблизи плавления сплава существует об- ласть жидкость + железо (дельта и гамма). В процессе деформации сплав квазинагревается, что приводит к формированию небольшого количества мелкодисперсной кристаллической фазы. И наоборот, в сплаве после отжи- га, приводящего к частичной кристаллизации, деформация вызывает умень- шение количества кристаллической фазы. Как показали работы [32,33], сплав TiNi стехиометрического состава при ИПДК аморфизуется, однако в АФ остаются нанокристаллы В2-фазы. Это соответствует наличию области жидкость + В2-фаза на диаграмме состояний (правда, при несколько смещен- ной концентрации, что может быть обусловлено рядом факторов, в частности тем, что диаграмма состояния построена для атмосферного давления). Принято считать, что если коэффициенты диффузии компонентов много- компонентного сплава сильно отличаются, при деформации должны возни- кать микронеоднородности химического состава (расслоение), что наблюда- лось как при обычной деформации [34], так и при ИПД [35–37]. В случае ИПД исходно аморфного или исходно кристаллического сплава NdFeB рас- слоение приводит к концентрации атомов железа в нанообластях, где затем происходит спонтанная кристаллизация α-Fe, поскольку температура кри- сталлизации железа из АС составляет 6 K [38]. На самом деле не понятна природа образования или наличия в сплавах при ИПД после протекания НДР стабильных мощных микростоков точеч- ных дефектов, где может формироваться сильно обогащенная каким-то эле- ментом область или, тем более, высокодисперсная фаза. Согласно теорети- Рис. 1. Схема циклической аморфизации Физика и техника высоких давлений 2014, том 24, № 3–4 12 ческим расчетам спинодальный распад может стимулироваться границами нанозерен [39] или потоками неравновесных вакансий [40], но мы полагаем, скорее всего, не в первом случае – в режиме сверхпластического механизма деформации, когда происходят непрерывное зернограничное проскальзыва- ние и миграция границ зерен. Другое дело, если принять, что во многих слу- чаях неоднородность (в особенности наличие частиц фаз) обусловлена ква- зинагревом сплавов в двух (или более)-фазную область. Например, в работе [41] магнитными методами обнаружено расслоение твердого раствора в сплавах Cu–Ni в условиях ИПДК при 20°C, причем методами сканирующей ТЕМ и рентгеновским ничего не было найдено. Это говорит о том, что, по- видимому, расслоение произошло согласно диаграмме состояния на две субмикронного размера ГЦК-фазы, близкие по составу, и что это явление, по-видимому, встречается чаще, чем его обнаруживают (в том числе в про- мышленности). В более поздней работе в сплавах Cu–Ni [42] авторы обнаружили подоб- ный эффект и реальные фазы и также приписали его расслоению сплава со- гласно низкотемпературной части диаграммы состояния (200–300°C), оце- нив Tэфф ~ 200–300°C. Видно, что равновесный размер выделений при ИПД весьма мал из-за разрушающего действия самой пластической деформации. По-видимому, должна происходить конкуренция двух противоположных тенденций, а именно растворения и выделения фаз. Так в работе [9] в сплаве Сo–Сu после ИПД начальные крупные (несколько микрометров) выделения (в литом сплаве) меди исчезли и появились мелкие (100 nm). Наибольший эффект чисто вакансионно-стимулированной неоднородности можно ожи- дать в сплавах, где наибольшая разница в скорости диффузии атомов разно- го сорта. Величина Тэкв должна быть в целом тем больше, чем выше напряжения, необходимые для движения дислокаций (в частности, должна повышаться с понижением температуры ИПД) и зависеть также от характера их взаимо- действия, энергии образования точечных дефектов и т.д. Другой аспект этого явления. Если с помощью ИПД требуется получить максимально однородный материал (например, стандартный), во многих случаях требуется пониженная температура деформации (ниже 20°С), такая чтобы за счет квазинагрева сплав попал в однофазную жидкую область и затем возможно проведение отжига в соответствующей твердой однофазной области (гомогенизация), чтобы устранить вакансионно-стимулированную неоднородность. Нам известна только одна работа (патент [43]), в которой авторы случайно или интуитивно использовали эффект расслоения при ИПД для существенного улучшения свойств материала, а именно магнитных свойств аморфного сплава Fe81B13Si6 за счет ИПДК при Тж.а (возрастали ко- эрцитивная сила и, главное, на 40% индукция магнитного насыщения). В статье [44], в основном тех же авторов, изучалась зависимость магнитных свойств от степени деформации при ИПДК для пяти разных составов аморф- Физика и техника высоких давлений 2014, том 24, № 3–4 13 ных сплавов, включая промышленный сплав «Файнмет» (Fe74Si13B9Nb3Cu1), и проводилось рентгеновское исследование. Обнаружено очень сложное пове- дение этих материалов при деформации, которое авторы не смогли объяснить. Используя наши представления, можно полагать следующее. Поскольку сплавы многокомпонентные и содержат большое количество неметаллов (В, Si), диаграммы состояний должны быть весьма сложными и, по-видимому, имеют для некоторых диапазонов концентраций, по крайней мере, две раз- ные области типа жидкость + твердая фаза или фазы. В зависимости от того, куда при ИПД попадает сплав при квазинагреве, и формируется соответст- вующая структура (например, расслоение), что и определяет уровень свойств, в частности магнитных. Можно ожидать, что расслоение будет происходить и в случае, когда НДР протекает при Тэкв, соответствующей области двух или более твердых фаз. Возможно, для некоторых сплавов для достижения оптимальной структуры требуется проводить ИПД при темпе- ратуре, несколько выше комнатной, чтобы сплав не «перескакивал» в одно- фазную область жидкости. Очевидно, вопрос расслоения при ИПД требует дальнейшего изучения. Следует отметить аналогию наблюдаемого расслое- ния при ИПД и при облучении (cм. ниже). Авторы работы [45] не смогли объяснить, каким образом нанокристаллы фаз сохраняют свой размер и форму после колоссальных значений пласти- ческой деформации. Эту особенность можно объяснить, исходя из тех же представлений, что при ИПД мы можем иметь в равновесии аморфную и кристаллическую фазы. Известные данные свидетельствуют, что, как прави- ло, образуется фаза, не соответствующая диаграмме состояний, вероятно, вследствие разупорядочивающего действия ИПД и гидростатической ком- поненты давления (см. соответствующий раздел ниже). Однако в случае, ес- ли эта фаза имеет простую решетку (как, например, дельта- и/или гамма-Fe в сплавах Nd–Fe–B), то следует ожидать ее сохранение (или полиморфное превращение). Можно также утверждать, что, снижая температуру дефор- мации, мы увеличиваем степень упрочнения материала, что приведет к ин- тенсификации генерации дефектов, что, в свою очередь, повысит энергию сплавов и соответственно будет выше его положение (Тэкв) на диаграмме состояний (парадокс ИПД). Тогда при некоторой, достаточно низкой, темпе- ратуре воздействия (Там) должна формироваться 100%-ная АС. В работе [44] обнаружено присутствие в сплаве после ИПДК двух АФ (без трактовки), что можно объяснить наличием на диаграмме состояний в области состава сплава при определенных температурах двух несмешиваю- щихся жидких растворов разного состава. Рассмотрим теперь вопрос о том, какие именно дефекты ответственны за превращения при ИПД. На первый взгляд, это дислокации, но оценки пока- зывают, что эта энергия недостаточна. Так, например, в сплаве TiNi, прока- танном на 60%, наблюдали частичную аморфизацию при измеренной плот- ности дислокаций 1013–1014 cm–2. Упругая энергия для последней величины Физика и техника высоких давлений 2014, том 24, № 3–4 14 оценена как 2.2 kJ/mol, что заметно ниже энтальпии кристаллизации в этом сплаве, оцененной как 3.03–3.55 kJ/mol [46]. Поскольку после остановки деформации никакие превращения в материа- лах с заметной скоростью не происходят, это говорит о том, что важен вклад в поведение материала двигающихся дефектов, в частности дислокаций. Поскольку основное отличие движущихся дислокаций от неподвижных за- ключается в генерации ими точечных дефектов, разумно полагать, что в от- дельных микрообъемах, где достигается критическая плотность дислокаций скорее всего когда срабатывают ротационные или некристаллографические моды деформации, генерируется громадное количество точечных дефектов. Каждая дополнительная мода деформации, например включение кубического скольжения, в несколько раз увеличивает интенсивность пересечения дислока- ций и соответственно генерируемую плотность точечных дефектов, что может приводить к достаточно высокому для разных превращений (включая аморфи- зацию) уровню энергии в микрообъемах. Из-за неоднородности деформации в реальных образцах этот процесс начинается при определенной степени дефор- мации и далее растет с ее увеличением (подобно изменению степени дальнего порядка при волочении [22]). Возможным методом косвенного доказательства этого могло бы быть обнаружение частичного или полного разрушения тексту- ры деформации, сформировавшейся до начала действия этих мод деформации. Очевидно, для начала некристаллографического скольжения требуется достижение достаточно высокого уровня плотности дислокаций (критиче- ского уровня упругих внутренних напряжений), и это скольжение происхо- дит скачком в каждом микрообъеме при достижении критического напря- жения сдвига (Фирстов и др. в работе [47] также пришли к аналогичному заключению) и из-за неоднородности деформации проявляется как размы- тый по степени деформации переход для всего образца. Из данных аморфи- зации пленок при облучении (см. ниже) вытекает, что мощного потока одних точечных дефектов достаточно для аморфизации, поэтому можно полагать, что и при ИПД они играют важную роль. Таким образом, именно только дви- жущиеся дислокации создают участки с резко повышенной плотностью то- чечных дефектов и, как следствие, происходит, например, аморфизация. Итак, в целом при ИПД вклад в энергию сплава при квазинагреве дают следующие факторы: – дислокации и точечные дефекты, как неподвижные, так и двигающиеся; – границы зерен в случаях, когда нанозернистый образец подвергается ИПД при температурах ниже Tам. Эквивалентная температура сплава – это фактически его энергия, соотне- сенная с энергией фазовых и структурных переходов, а квазинагрев – это процесс достижения такой энергии. Поэтому термин Тэфф нельзя признать достаточно точным. На наш взгляд, точнее было бы назвать ее эквивалент- ной температурой (квазинагрева). Из приведенных рассуждений можно за- ключить, что любое введение атомного дефекта в кристалл приводит к по- Физика и техника высоких давлений 2014, том 24, № 3–4 15 вышению его Тэкв, и только изменение температур фазовых переходов пока- зывает аналогию (эквивалентность) этой энергии и стандартной температу- ры, поскольку для фазовых переходов, очевидно, не имеет значения, каким образом повышена энергия сплава. В связи с этим мы хотим отметить полезную работу Б. Страумала и др. [9], где проведены расчеты Тэфф (Тэкв) для некоторых сплавов с использова- нием диффузионных параметров. Однако авторы не отмечают, что перво- причина явления есть энергия, вносимая дефектами. Поскольку коэффици- ент диффузии, вероятно, с ней связан, на наш взгляд, это и дало авторам возможность провести расчет. Теперь рассмотрим аспект движения дефектов. Во-первых, оно повышает энергию твердого тела, во-вторых, увеличивает скорость диффузии (особен- но сильно в момент потери устойчивости решетки перед фазовыми перехо- дами). Иными словами, налицо наличие высокой энергии сплава и высокого коэффициента диффузии, что происходит и при обычном нагреве. Можно предположить, что в месте «взрыва» получается хаотическая смесь атомов и дефектов обоих типов, так что материалу почти не надо перестраиваться (т.е. как бы замерзнуть), а энергии хватает. Возникает вопрос, как происходит полное превращение в АФ, поскольку трудно представить себе, как во всем объеме сплава могут осуществляться подобные процессы. Мы полагаем, что возникшие участки АФ являются эффективными стоками точечных дефектов, генерируемых в матрице; по- следние создают сильное пересыщение на границе раздела с КФ и это вызы- вает рост частиц АФ. Возможно, аналогичный процесс протекает и при ра- диационном воздействии. Этот вопрос требует отдельного исследования. Таким образом, при ИПД именно быстро движущиеся точечные дефекты до их аннигиляции и дают необходимый вклад (к дислокациям) в энергию для протекания наблюдаемых превращений. Это согласуется с предположе- нием авторов работы [48], что генерация вакансий происходит импульсами и их мгновенная концентрация на несколько порядков выше, чем в среднем по сплаву, и может приводить к расслоению. Подобное же утверждение из- ложено в [48]: «Накопление высокой концентрации неравновесных вакан- сий, которые не могут уйти [достаточно быстро – ЕТ] на стоки из-за наличия гидростатической компоненты, позволяет металлу реализовать высокотем- пературные механизмы деформации». В работе [49] установлено, что в про- цессе ИПД прочность сплавов существенно выше, чем после его заверше- ния, т.е. часть накопленной в процессе ИПД энергии быстро теряется в ре- зультате их частичной релаксации уже после завершения процесса и, как следует из наших представлений, – это энергия двигающихся точечных де- фектов. В [24] приводятся сведения, что при Тж.а вакансии малоподвижны (следовательно, медленно аннигилируют), а межузельные атомы еще двига- ются, именно поэтому энергия сплавов растет достаточно высоко (выше, чем при 20°C) за счет накопления вакансий, что и приводит к аморфизации. Физика и техника высоких давлений 2014, том 24, № 3–4 16 Таким образом, из всех имеющихся данных можно заключить, что на- блюдаемая зависимость структурных изменений от схемы и температуры ИПД определяется суммарной энергией движущихся и взаимодействующих структурных дефектов, т.е. внутренней энергией материала в целом. Есть основания полагать, что НДР, аморфизация и другие превращения в метал- лических сплавах протекают очень быстро при достижении в микрообъеме критической для данного перехода плотности дефектов (пример – полосы сдвига в MnAl–C). Скорость диффузии также будет дополнительно повыше- на вследствие протекания НДР, аморфизации и других превращений, т.е. в результате потери стабильности решетки при ее перестройке. Возникает вопрос, как переходит КФ в более рыхлую АС при наличии существенной гидростатической компоненты? Можно полагать, что АФ в какой-то степени наследует свободные объемы вакансий, дислокаций и гра- ниц зерен исходной КФ. Наличие такого суммарного избыточного свобод- ного объема в структурных дефектах может быть одним из условий аморфи- зации. По-видимому, обычно данное условие выполняется автоматически. При НДР эти дефекты, очевидно, поглощаются границами зерен. Здесь речь не идет о свободном объеме, который соответствует порам. Очевидное отличие механизма образования АС сплава в этом случае от закаленного из жидкости состоит в неодновременности перехода всего объ- ема сплава. Сразу после структурного или фазового перехода локальная концентрация точечных дефектов и, в особенности, дислокаций и микрообъ- емов, вероятно, может снижаться до гораздо меньших значений. В этом слу- чае измеренная концентрация вакансий должна быть существенно ниже пи- ковых – локальных, т.е. быть заниженной. По-видимому, данная ситуация в целом сходна с таковой при облучении (см. ниже), а также НДР. При обыч- ной динамической рекристаллизации зерна возникают и в местах повышен- ной плотности дислокаций, однако точечные дефекты, вероятно, играют меньшую роль из-за повышенной температуры (а именно – повышенной скорости диффузии). Можно ожидать, что, с одной стороны, уменьшение скорости ИПД будет способствовать превращениям, поскольку локальный нагрев будет меньше, с другой стороны, интенсивность генерации точечных дефектов будет ниже и это затруднит превращения. Суммарный эффект, ви- димо, может быть и положительным, и отрицательным. Итак, когда за счет всплеска концентрации точечных дефектов полная энергия в микробъемах достигает критической величины, они практически мгновенно переходят в состояние, соответствующее этой энергии (напри- мер, в аморфное). Полная (суммарная) энергия, например аморфизации, при определенных условиях деформации должна быть близкой к энергии плав- ления. Отметим любопытный факт: согласно [45] характер пластического течения аморфных сплавов при ИПД присущ их деформации при очень вы- соких температурах, близких к точке стеклования. Это подтверждает гипо- тезу о подобном поведении сплавов при ИПД (квазинагреве) и при обычном нагреве до высоких температур. Физика и техника высоких давлений 2014, том 24, № 3–4 17 Равновесная концентрация вакансий в металлах при комнатной темпера- туре составляет около 10–18. Оцененная путем рентгеноструктурного анали- за in situ концентрация вакансий в металлах в процессе ИПД может дости- гать 10–5 [49], т.е. предплавильных значений, а пиковые концентрации, как говорилось выше, могут быть много больше. Благодаря этому интенсив- ность диффузии будет чрезвычайно высокой, что является одной из причин высокой скорости структурных и фазовых переходов. В частности, это важ- но для процессов быстрого расслоения сплавов и нанокристаллизации чис- тых металлов, входящих в сплав (пример – нанокристаллизация α-Fe в слу- чае ИПДК крупнозернистых и аморфных сплавов RFeB), протекающих даже при комнатной температуре. Вследствие высокой скорости диффузии НДР в образце сплава MnAl–С при комнатной температуре полностью проходила за 2–3 min (несколько оборотов наковален), а в полосах скольжения – практически мгновенно, т.е. чрезвычайно быстро для этой температуры. Ситуация аналогична для амор- физации в условиях ИПДК при Tж.а. Практически такая диффузия дает воз- можность быстрого компактирования сплавов при обработке методом ИПДК, в том числе при Тж.а [3]. Обычно, если исходный образец состоит из нескольких кусочков или является порошком, после нескольких оборотов наковален получается сплошной материал. В работе [9] расчет коэффициен- тов диффузии с использованием времени растворения частиц меди в кобаль- товой матрице показал, что скорость диффузии меди при ИПД повышена на 22 порядка. В отличие от обычных типов рекристаллизации, образующиеся при ИПД зерна искажены упругими напряжениями, содержат дислокации [1], а спла- вы имеют пониженные характеристики пластичности [50]. После заверше- ния НДР механизм деформации становится подобным таковому при сверх- пластичности, т.е. велика доля зернограничного проскальзывания [19], и дальнейшего накопления дислокаций и других дефектов практически не происходит, соответственно энергия материала стабилизируется (предель- ное, квазиравновесное состояние для данных условий деформации). Можно ожидать, что при ИПД сплава с зерном, полученным при одной температуре, зерно будет расти до другого значения в условиях деформации при более высокой температуре, и наоборот, т.е. для каждой температуры (и, возможно, скорости деформации) существует определенный равновесный размер зерна (как при обычной динамической рекристаллизации [51]). Имеется еще один промежуточный (метастабильный) вариант структур- но-фазового перехода, вызванного деформацией: он наблюдался при уме- ренных деформациях [3]. Появление различных фаз (в том числе метаста- бильных и не найденных при термических обработках) может быть обу- словлено меньшей энергией дефектов в них, например, за счет более низких параметров упругости, изменения типа дислокаций (уменьшения векторов Бюргерса при смене типа кристаллической структуры, например из ГПУ в ГЦК, при атомном разупорядочении) и т.д. Физика и техника высоких давлений 2014, том 24, № 3–4 18 Развитый термодинамический подход можно применить к объяснению поведения материалов и при других типах воздействия и обнаруженных эф- фектов, в частности таких, как: – Деформационное разупорядочение упорядоченных сплавов и ин- терметаллидов (рассмотрено в работе [3] и находится в полном согласии со сказанным выше). – Растворение частиц вторых фаз при деформации. В литературе это явление объяснялось разными механизмами, например тем, что дислокации перерезают частицы, растворяя их в матрице; «вытаскивают» легкие атомы из решетки (атмосферы Коттрелла); частицы растворяются в поле напряже- ния движущихся дислокаций, и в то же время отмечается, что точечные де- фекты способствуют процессу растворения. Наблюдается усиление интен- сивности растворения с понижением температуры деформации до Тж.а (!) [34], а также в областях некристаллографического сдвига, где действуют ро- тационные моды деформации, т.е. в областях с повышенной энергией. Мы полагаем, что возможное объяснение этих эффектов то же, что изложено ра- нее: квазинагрев сплавов выше температуры растворения частиц. Перереза- ние частиц дислокациями, вынос атомов дислокациями и другие предло- женные механизмы являются второстепенными и только ускоряют протека- ние этого процесса, вероятно, особенно интенсивно при малых размерах частиц исходной фазы, когда вся частица может перерезаться потоком дис- локаций. – Процессы при механическом легировании. Механическое легирова- ние может осуществляться разными методами ИПД, но основной метод, имеющий промышленное значение, – это механическое дробление. Здесь объектом деформации является смесь порошков (обычно чистых элементов). Физика процессов в общем та же, что и для вышеописанных случаев, но есть один существенный момент, который следует отметить. Дело в том, что при ИПД смеси металлов имеют место два конкурирующих процесса: один – это понижение энергии смеси за счет образования сплава; второй – увеличение его энергии за счет дефектов, появляющихся при деформации, что, вообще говоря, может препятствовать легированию, хотя обычно в сплавах релакса- ция напряжений эффективно осуществляется механизмами, описанными выше (в основном НДР и аморфизацией), что ограничивает рост энергии. Как правило, с помощью ИПД вблизи комнатной температуры удается увеличить растворимость элементов при механическом легировании только ограниченно, а понижение температуры ИПД ведет к повышению Тэкв, что, в свою очередь, сдвигает материал вверх на диаграмме состояний и за счет этого должна повышаться скорость образования сплава из компонентов (же- лательно проверить экспериментально). Интересный вопрос: как будет ме- няться растворимость в системах с полностью нерастворимыми в твердом состоянии элементами? Это, например, пары Fe–Ag, Ni–Ag, Nb–Ag, Cu–W, Co–Bi, Cu–Cr, Cr–Ag, V–Mg, TiAl–Ag. Согласно диаграммам состояний все Физика и техника высоких давлений 2014, том 24, № 3–4 19 рассмотренные пары, кроме TiAl–Ag и Ag–Ni, не смешиваются и в жидком состоянии до очень высоких температур: Fe и Ag – до > ~ 1650°C; Mg и V – до > 3000°C; Ag и Cr – до > 1000°C, выше появляется заметная раствори- мость (ВПЗР); Cu и W – до 1500°С, ВПЗР W в Cu; Ni–Ag – до 1000°C, ВПЗР. В связи с этим можно ожидать, что закачанной энергии в этих случаях не хватит, чтобы Тэкв была настолько высока, чтобы сплав попадал в однофаз- ное жидкое состояние (его может и не быть) и мы могли достичь 100%-ной растворимости, при том, что исходные элементы непрочные (кроме, воз- можно, пары TiAl–Ag) и заметного прироста упрочнения и соответственно растворимости быть не должно. Кстати, образование небольшого количества сплава может вызываться переносом атомов дислокациями. Понижение температуры ИПД до Тж.а, по-видимому, не поможет, а дальнейшее ее по- нижение в принципе может обеспечить искомый фундаментальный резуль- тат. Однако можно полагать, что аморфная фаза может оказаться нестабиль- ной при отогреве до комнатной температуры. – Облучение. В экспериментах по облучению наблюдались те же пре- вращения, что и при ИПД, включая разупорядочение и аморфизацию. Наи- более популярное объяснение, например, аморфизации – это хаотическое смещение атомов в горячих областях (каскадах) и соответственно генерация большого количества точечных дефектов, что и является причиной превра- щений [52]. Фактически признается, что превращения опережают аннигиля- цию точечных дефектов, т.е. ситуация аналогична предположенной нами для ИПД (см. выше). Имеется также близкая по сути гипотеза о потоке ве- щества навcтречу потоку неравновесных вакансий [2]. Мы полагаем, что при определенной (низкой) критической температуре аморфизация будет происходить практически всегда, так, например, амор- физация обнаружена в нанокомпозите меди при 76 K [53]. Процесс аморфи- зации наноматериалов при прочих равных условиях будет зависеть от раз- мера зерна облучаемого материала и состояния его границ и что при доста- точно интенсивном режиме облучения, как и при деформации, должна су- ществовать критическая температура перехода КФ–АФ. – Аморфизация в процессе насыщения и удаления водорода. Автор одной из первых работ [54] не дал физической интерпретации этого явления. В работе [55] показано, что в сплаве Pd–Er при наводораживании образуют- ся фазы с разной концентрацией атомов эрбия, разделенные подвижными межфазными границами, а также мезодефекты – дефектные комплексы, раз- мер которых сравним с расстоянием между ними. При этом водород являет- ся активным и высокоподвижным элементом, влияющим на строение сплава и ускоряющим диффузию атомов металла на несколько порядков. Мы считаем, что это общая закономерность. В процессе насыщения и удаления водорода вследствие упругих искажений решетки происходит ее деформация. Это приводит к резкому увеличению плотности (нарастающей с каждым циклом) точечных дефектов и дислокаций, появляются межфаз- Физика и техника высоких давлений 2014, том 24, № 3–4 20 ные границы, да и само наличие атомов водорода в кристаллической решет- ке вносит во многих случаях большую упругую энергию, чем в АС (вследст- вие большего свободного объема в последней). – Аморфизация в процессе взаимной диффузии элементов в тонких пленках-сэндвичах [56]. Следует учесть реальную ситуацию – существен- ную часть объема пленок составляют их поверхности – мощные источники вакансий. Таким образом, ситуация может быть похожей на уже описанную выше – возможно кратковременное достижение (пик) предельно высокой плотности движущихся точечных дефектов. Поскольку для диффузии тре- буется как можно больше точечных дефектов, они, вероятно, интенсивно «засасываются» с поверхностей, т.е. поверхности являются своего рода ва- кансионными насосами. Заключение За счет генерации дефектов при интенсивных внешних воздействиях в твердых телах в них достигается сверхвысокая плотность точечных дефек- тов, движущихся и взаимодействующих точечных дефектов и дислокаций, которая меняет энергию сплавов до такой степени, что изменяется их тер- модинамика, фазовые диаграммы и механизм деформации. Некоторые сплавы при определенных условиях ИПД оказываются в состоянии, кото- рое энергетически эквивалентно состояниям на фазовых диаграммах при более высоких температурах (даже выше точки плавления, а для некоторых окислов при ИПДК – выше температуры диссоциации), таким образом, оказываясь после завершения деформации, в аморфном состоянии, а для окислов дело доходит до взрывов. Соответственно быстро протекают про- цессы низкотемпературной динамической рекристаллизации, фазовых пе- реходов, синтеза соединений, механического легирования, холодного ком- пактирования, разложения (вплоть до взрыва) и т.д. Это свидетельствует о громадных скоростях диффузии даже при низких температурах. Предлага- ется следующий механизм этого феномена: как и при облучении в микро- областях сплава, при включении (действии) нетрадиционных мод дефор- мации генерируется локальная очень высокая концентрация точечных де- фектов и в этот момент (до их аннигиляции) и происходят практически мгновенно различные превращения. Сами по себе дислокации поднимают энергию сплава до какого-то недостаточного для аморфизации уровня, т.е. вносят определенный вклад. В отличие от обычного нагрева, где энергия сплава определяется интен- сивностью термических колебаний атомов, в случае ИПД она, по-видимому, определяется в основном другими параметрами: такими, например, как энергия дефектов и энергия взаимодействия двигающихся атомов с другими атомами и дефектами. В настоящей работе для удобства описания этой си- туации используется термин «эквивалентная температура деформации» и введен новый термин – «квазинагрев». Физика и техника высоких давлений 2014, том 24, № 3–4 21 По-видимому, для каждого сплава существует критическая температура Tам, ниже которой не происходит низкотемпературная динамическая рекри- сталлизация, а сплав переходит непосредственно из КФ в АС (во многих ра- ботах ошибочно считается, что идет переход непосредственно из нанокри- сталлического состояния в аморфное и утверждается, что именно энергия границ зерен является фактором, вызывающим это превращение). Из имеющихся данных вытекает, что с понижением температуры ИПД легче идут превращения, характерные для высоких температур (парадокс ИПД). Процесс перехода КФ–АФ может (судя по поведению сплава MnAl– C) являться обратимым при переходе через Tам. Показано, что подобные представления работают и для случаев наблю- даемого при больших деформациях расслоения (двухфазности) твердых рас- творов, стабильного при продолжающейся деформации. Этот процесс обес- печивается термодинамической выгодой, а именно наличием на диаграмме состояний двухфазных областей, например: жидкая + кристаллическая фаза, а не просто, как принято считать, влиянием диффузионных потоков вакан- сий, как кинетического фактора (без учета энергии сплава в целом). Эти представления объясняют «таинственную» причину получения высоких магнитных свойств при ИПД некоторых аморфных сплавов. Отмечена особенность механического легирования: действуют два кон- курирующих процесса: один – это понижение энергии смеси за счет образо- вания сплава; второй – увеличение его энергии за счет дефектов, появляю- щихся при деформации. Предложена причина разложения окислов и некото- рых химических соединений при ИПД. Дополнение. Некоторые методические аспекты и ошибки анализа ре- зультатов ИПД. При ИПДК прочных материалов, как правило, слышен скрежещущий звук (иногда очень громкий – свистящий), что, очевидно, обусловлено про- скальзыванием наковален по образцу. Так, в работе [3] надежно установле- но, что при ИПДК (P = 6–8 GPa) сплава MnAl–C индуцированное деформа- цией фазовое превращение (L1o–ГПУ) начинается на поверхности образца и постепенно распространяется в глубь диска. Эту возможность следует учи- тывать при анализе экспериментальных данных (например, микротвердости) и можно использовать для изучения проскальзывания. В частности, при вы- резке фольг из образца после небольших деформаций следует точно знать, какое положение фольги по высоте образца и какое распределение степени деформации по его глубине. Однако при е > 3–5 структура вследствие про- текания НДР стабилизируется, и исчезают различия между областями с раз- ной степенью деформации и соответственно нет зависимости от глубины. Также в литературе многократно отмечалось, что в сильнодеформирован- ных образцах нет зависимости типа структуры места от расстояния его от центра диска. Мы считаем, что это связано с тем, что обычно образец под- вергается существенной деформации сжатием одновременно с кручением и, Физика и техника высоких давлений 2014, том 24, № 3–4 22 кроме того, всегда имеется некоторый эксцентриситет пуансонов (неболь- шое смещение диска, например, за счет неидеальной параллельности их ра- бочих поверхностей), что нивелирует разницу в структуре по радиусу об- разцов. В результате всего этого после достаточно больших степеней де- формации образцы, как правило, получаются гомогенными по структуре (по крайней мере, зеренной). В качестве примера ошибочной интерпретации ре- зультатов ИПДК приведем работу [46, рис. 2], где исследовано влияние чис- ла оборотов n наковален на прочность меди при разных усилиях сжатия и обнаружено ее 6-кратное различие при одинаковых n, но при разных усили- ях сжатия. Конечно, такая разница обусловлена в основном большим про- скальзыванием образцов при меньшем усилии сжатия. Следует также отметить возможные причины наблюдающегося несоот- ветствия данных разных работ для ИПД (это отмечено, например, в [7]) – это различные исходная толщина образцов и материал наковален, что долж- но изменять степень и схему деформации, а также скорость теплоотвода от образца в наковальни и тем самым изменять его реальную температуру. Эти же факторы плюс возможное загрязнение работают и при механическом из- мельчении. По-видимому, важна и чистота материала по примесям. Кроме того, при исходной толщине больше ~ 0.05 mm образец одновременно с кручением существенно деформируется сжатием. Это должно ускорять про- текание превращений за счет увеличения как степени деформации, так и за счет ее усложнения. Автор признателен Л. Метлову, А. Корзникову и А. Батурину за полезные замечания. 1. А.М. Глезер, Л.С. Метлов, ФТВД 18, № 4, 21 (2008). 2. В.Л. Гапонцев, В.М. Колосков, МиТОМ № 11, 3 (2007). 3. Е.И. Тейтель, М.А. Уймин, А.Е. Ермаков, А.В. Шангуров, В.А. Баринов, Г.М. Ма- карова, Р.И. Кузнецов, В.П. Пилюгин, В.М. Гундырев, ФММ 69, № 7, 95 (1990). 4. Е.И. Тейтель, Л.С. Метлов, Д.В. Гундеров, А.В. Корзников, ФММ 113, 1230 (2012). 5. G. Martin, Phys. Rev. B30, 1424 (1984). 6. H. Bakker, G.F. Zhou, H. Yang, Prog. Маter. Sci. 39, 159 (1995). 7. F.R. De Boer, R. Boom, W.C.M. Mattens, A.R. Miedema, A.K. Niessen, Cohesion in Metals, North-Holland, Amsterdam (1988). 8. B. Straumal, A. Korneva, P. Zieba, Arch. Civil Mech. Eng. 14, 242 (2014). 9. B.B. Straumal, A.A. Mazilkin, B. Baretzky, E. Rabkin, R.Z. Valiev, Mater. Transac- tions 53, 63 (2012). 10. Л.Ф. Верещагин, Е.В. Зубова, К.П. Бурдина, Г.Л. Апарников, ДАН СССР 196, 817 (1971). 11. C.E. Rodríguez Torres, F.H. Sánchez, L.A. Mendoza Zélis, Phys. Rev. B51, 12142 (1995). 12. C. Suryanarayana, Prog. Mater. Sci. 46, 1 (2001). Физика и техника высоких давлений 2014, том 24, № 3–4 23 13. Е.В. Татьянин, В.Г. Курдюмов, В.Б. Федоров, ФММ 62, 133 (1986). 14. V.G. Pushin, V.V. Stolyarov, R.Z. Valiev, T.C. Lowe, Y.T. Shu, Mater. Sci. Eng. A410–411, 386 (2005). 15. А.В. Корзников, А.Н. Тюменцев, И.А. Дитенберг, ФММ 106, № 4, 1 (2008). 16. В.М. Быков, В.А. Лихачев, Ю.А. Никонов, Л.Л. Сербина, Л.И. Шибалова, ФММ 45, 163 (1978). 17. A. Suzuki, Y. Mishin, J. Mater. Sci. 40, 3155 (2005). 18. A.N. Tyumentsev, A.D. Korotaev, Yu.P. Pinzhin, I.A. Ditenberg, I.Yu. Litovchenko, N.S. Surikova, S.V. Ovchinnikov, N.V. Shevchenko, R.Z. Valiev, in: Nanomaterials by Severe Plastic Deformation, M. Zehetbauer, R.Z. Valiev (eds.), Wiley-VCH, Wein- heim (2004), p. 381–386. 19. Р.З. Валиев, И.В. Александров, Объемные наноструктурные металлические ма- териалы. Получение, структура и свойства, Академкнига, Москва (2007). 20. В.М. Сегал, В.И. Резников, А.Е. Дробышевский, В.И. Копылов, Изв. АН СССР. Металлы № 1, 115 (1981). 21. C.C. Koch, Rev. Adv. Mater. Sci. 5, 91 (2003). 22. А.В. Шангуров, М.А. Уймин, А.Е. Ермаков, Е.И. Тейтель, ФММ 61, 884 (1986). 23. K. Yamada, C. Koch, J. Mater. Res. 8, 1317 (1993). 24. А.И. Лотков, А.А. Батурин, В.Н. Гришков, В.И. Копылов, Физическая мезоме- ханика 10, № 3, 67 (2007). 25. Г.И. Носова, А.В. Шалимова, Р.В. Сундеев, А.М. Глезер, М.Н. Панкова, А.В. Ше- ляков, Кристаллография 54, 1111 (2009). 26. M. Sherif El-Eskandarany, A. Inoue, Phys. Rev. B75, 224109 (2007). 27. M. Sluiter, Y. Kawazoe, Acta Mater. 47, 475 (1999). 28. В.В. Cтоляров, А.Г. Попов, Д.В. Гундеров, В.С. Гавико, Г.Ф. Корзникова, Изв. вузов. Черная металлургия № 9, 58 (1997). 29. В.С. Гавико, А.Г. Попов, А.С. Ермоленко, Н.Н. Щеголева, В.В. Столяров, Д.В. Гун- деров, ФММ 92, № 2, 58 (2001). 30. D.V. Gunderov, A.G. Popov, N.N. Schegoleva, V.V Stolyarov, A.R. Yavary, Int. Conf. on Nanomaterials by SPD 2, Vienna. Dec. 9–12, 2002, p. 165–169. 31. Д.В. Гундеров, В.Г. Пушин, Э.З. Валиев, Р.З. Валиев, Деформация и разрушение материалов № 4, 22 (2006). 32. A.V. Sergueeva, C. Song, R.Z. Valiev, A.K. Mukherjee, Mater. Sci. Eng. A339, 109 (2003). 33. Д.В. Гундеров, Н.Н. Куранова, А.В. Лукьянов, А.Н. Уксусников, Е.А. Прокофьев, Л.И. Юрченко, Р.З. Валиев, В.Г. Пушин, ФММ 108, 139 (2009). 34. В.В. Cагарадзе, МиТОМ № 9, 19 (2008). 35. A.Ye. Yermakov, V.L. Gapontzev, V.V. Kondratyev, Yu.N. Gornostyrev, M.A. Uimin, A.Yu. Korobeinikov, Materials Science Forum 343–346, 577 (2000). 36. А.Е. Ермаков, В.Л. Гапонцев, В.В. Кондратьев, Ю.Н. Горностырев, ФММ 88, № 3, 5 (1999). 37. В.М. Колосков, А.И. Дерягин, Н.Ф. Вильданова, В.Л. Гапонцев, Физическая ме- зомеханика 9, № 5, 97 (2006). 38. К. Хандрих, С. Кобе, Аморфные ферро- и ферримагнетики, Мир, Москва (1982). 39. I.K. Razumov, Yu.N. Gornostyrev, A.Ye. Yermakov, J. of Alloys and Compounds 434– 435, 535 (2007). 40. В.Л. Гапонцев, В.В. Кондратьев, ДАН 385, 608 (2002). Физика и техника высоких давлений 2014, том 24, № 3–4 24 41. А.В. Королев, Е.Г. Герасимов, Е.И. Тейтель, Н.Н. Щеголева, В.П. Пилюгин, Р.И. Кузнецов, ФММ № 11, 98 (1990). 42. B.B. Straumal, S.G. Protasova, A.A. Mazilkin, E. Rabkin, D. Goll, G. Schütz, B. Baretzky, R.Z. Valiev, J. Mater. Sci. 47, 360 (2012). 43. А.М. Глезер, С.В. Добаткин, Н.С. Перов, М.Р. Плотникова, А.В. Шалимова, Па- тент RU (11) 2391414 (13) C2, Опубл. 10.06.2010. 44. А.М. Глезер, М.Р. Плотникова, А.В. Шалимова, Н.С. Перов, Изв. РАН. Сер. физ. 73, 1310 (2009). 45. А.М. Глезер, М.Р. Плотникова, А.В. Шалимова, С.В. Добаткин, Изв. РАН. Сер. физ. 73, 1302 (2009). 46. M.J. Zehetbauer, L.F. Zeipper, E. Shafler, in: Nanostructured Materials by High- Pressure Severe Plastic Deformation, Y.T. Zhu, V. Varukhin (eds.), Springer (2006), p. 217. 47. С.А. Фирстов, Н.И. Даниленко, В.И. Копылов, Ю.Н. Подрезов, Изв. вузов. Фи- зика 45, № 3, 41 (2002). 48. V.V. Kondrat’ev, V.L. Gapontsev, Physics of Metals and Metallography 94, S131 (2002). 49. A.R. Kilmametov, G. Vaughan, A.R. Yavari, A. LeMoule, W.J. Botta, R.Z. Valiev, Mater. Sci. Eng. A503, 10 (2009). 50. V.M. Segal, I.J. Beyerlein, C.N. Tome, V.N. Chuvil’deev, V.I. Kopylov, Fundamentals and Engineering of Severe Plastic Deformation, Nova Science Publishers, Inc., N. Y. (2010). 51. O. Sitdikov, T. Sakai, E. Avtokratova, R. Kaibyshev, Y. Kimura, K. Tsuzaki, Mater. Sci. Eng. A444, 18 (2007). 52. Р.А. Андриевский, ФММ 110, 243 (2010). 53. I.A. Ovid’ko, A.G. Sheinerman, Appl. Phys. A81, 1083 (2005). 54. N. Eliaz, D. Eliezer, D.L. Olson, Mater. Sci. Eng. A289, 41, (2000). 55. А.Ю. Лавренов, Автореф. дис. … канд. физ.-мат. наук, МГУ им. М.В. Ломоно- сова, Москва (2003). 56. U. Herr, H. Geisler, K. Samwer, Materials Science Forum 155–156, 447 (1994). Ye. Teytel STRUCTURAL AND PHASE TRANSFORMATIONS IN SOLIDS INDUCED BY SEVERE PLASTIC DEFORMATION AND OTHER EXTERNAL EFFECTS. PHENOMENON OF QUASI-HEATING (CRITICAL AND ANALYTICAL REVIEW) Based on an analysis of our own and the literature data, the influence of the severe plastic deformation, irradiation and diffusion on the structural and phase transformations in sol- ids is considered. The main regularities for all effects can be explained from a unified point of view based on the achievement of the critical internal energy (equivalent tem- perature) in solids due to the high density of interacting and moving defects. This leads to all sorts of transformations at the expense of growth in the phase energy to the extent that the thermodynamics of alloys and their phase diagrams change up to the transition to a state that corresponds to the thermodynamic fluid or decomposition (for instance – ox- ides). For convenience of description of this situation, we introduced a new term – Физика и техника высоких давлений 2014, том 24, № 3–4 25 «quasi-heating» (to equivalent temperature). The high density of moving defects greatly facilitates the diffusion, which contributes to rapid transformations, even at liquid nitro- gen boiling temperature. Keywords: severe plastic deformation, quasi-heating, amorphization, low-temperature dynamic recrystallization, structural defects, phase diagrams Fig. 1. Scheme of cyclic amorphization

Схожі ресурси