Деформационно-индуцированное растворение фаз внедрения в нанокристаллическом α-железе при интенсивной пластической деформации

• Автор: Ломаев, Илья Леонидович
• Шифр специальности: 01.04.07
• Научная степень: Кандидатская
• Год защиты: 2008
• Место защиты: Ижевск
• Количество страниц: 115 с. : ил.

Оглавление
ОГЛАВЛЕНИЕ
ВВЕДЕНИЕ
ГЛАВА 1. Современное состояние проблемы (литературный обзор)
1.1. Особенности строения нанокристаллических материалов
1.2. Модели формирования нанокристаллического состояния при интенсивной пластической деформации
1.3. Предел измельчения зерна при интенсивной пластической деформации
1.4. Механические свойства и особенности механизмов пластического деформирования нанокристаллических материалов
1.5. Современные представления о процессах растворения фаз в металлах и сплавах при пластической деформации '
1.6. Выводы
ГЛАВА 2. Механизмы деформационного растворения фаз
2.1. Расширенная диаграмма метастабильных и равновесных фазовых состояний для сильнодеформированных и/или наноструктурированных металлов
2.2. Дислокационные механизмы растворения фаз и анализ их эффективности
при холодной деформации наноструктур металлов
2.3. Механизм зернограничного поглощения примеси
2.4. Механизм поглощения примеси высокотемпературной фазой
2.5. Вакансионный механизм связывания примеси
2.6. Выводы
ГЛАВА 3. Механизмы формирования наноструктур металлов и сплавов при
интенсивной пластической деформации
3.1. Измельчение зерен первичной наноструктуры путем деформационного двойникования в нанозернах
3.2. Механизм фрагментации наноструктуры в материалах с полиморфными превращениями
3.3. Анализ напряженного состояния материала при механосплавлении

3.4. Оценка эффективности механизмов фрагментации наноструктуры
3.5. Количественный анализ эффективности механизмов растворения фаз
3.6. Выводы
ГЛАВА 4. Кинетика растворения фаз при деформировании наноструктури-
рованных металлов и сплавов
4.1. Физические причины растворения вторых фаз и химических соединений
при пластическом деформировании
4.2. Скорость изменения радиуса изолированного включения инородной фазы
4.3. Зависимость объемной доли растворяющейся фазы от времени
4.4. Механизм преобразования структуры специальных границ при деформировании
4.5. Источники неравновесных вакансий в деформируемых наноструктурах
4.6. Модель деформационного преобразования двойниковых границ при деформировании
4.7. Выводы
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

Введение
Наноструктурные материалы (НМ) привлекают большое внимание исследователей в связи с тем, что их физико-химические свойства существенно отличаются от свойств крупнозернистых объемных материалов. Уменьшение размера кристаллитов ниже некоторой пороговой величины может приводить к значительному изменению фундаментальных характеристик материала (магнитные, механические свойства, диаграммы равновесных состояний вещества и др.) [1-6]. Это находит широкое практическое применение и стимулирует развитие фундаментальных научных направлений современной физики.
Подобного рода эффекты отчетливо начинают проявляться при достижении среднего размера зерна порядка 100 нм и меньше. Малый размер кристаллитов обусловливает большую развитость и протяженность межзеренных границ раздела. При размере зерна 10 нм в поверхностном слое могут находиться до 50% атомов. Кроме того, сами зерна с радиусом менее 50-100 нм практически свободны от дефектов, что качественно отличает нанокристаллические материалы от материалов с крупным зерном [7].
На сегодняшний день разработано большое количество методов получения металлов и сплавов в нанокристаллическом состоянии: компактирование наноразмерных порошков [1], кристаллизация аморфных сплавов [8], циклические фазовые превращения [9]. Однако наиболее перспективными являются методы, использующие различные варианты интенсивной пластической деформации (ИПД) (холодная прокатка, волочение, многократная всесторонняя ковка, равноканальное угловое прессование, деформация кручением под давлением [4, 10], обработка в высокоэнергетичных мельницах), в которых общий уровень накопленной деформации достигает значений е ~ (1 4-10) и более. В этих условиях возможно получение материалов с ультрамелким зерном и фазовым составом, который невозможно получить традиционной термической обработкой. Однако полностью использовать все преимущества методов ИПД и разработать на их основе полноценную технологию создания перспективных материалов невозможно без понимания механизмов деформационного зарождения и развития наноструктур.
В настоящее время разработаны экспериментальные методики, позволяющие непосредственно наблюдать отдельные зерна наноструктуры и их границы. Это, в первую

концентрации напряжений. Дальнейшее упрочнение по такому механизму становится невозможным, и зависимость a(d~12) выходит на насыщение.
Модель Малыгина [96] использовала похожие представления. При заданном d плотность дислокаций в зерне p(d) полагалась пропорциональной квадрату предела текучести (стандарное соотношение для крупнозернистых поликристаллов), и находилась связь между pud. При этом использовалось предположение, что границы зерен в НМ действуют в основном в качестве стоков для решеточных дислокаций (известно, однако, что границы зерен могут служить и источниками дислокаций). По модели Малыгина, чем сильнее измельчается зерно, тем большее количество дислокаций способны абсорбировать его границы, что неизбежно ведет к падению плотности дислокаций, а следом и предела текучести, поскольку считается, что они жестко связаны. Хотя данная модель и объясняет качественно поведение свойств материала, многое остается дискуссионным. Во-первых, сомнительно, что дислокации играют одну и ту же роль как в больших, так и в малых зернах. Во-вторых, напряжение, которое рассчитывается в модели [96], представляет собой скорее напряжение течения на стадии упрочнения, а не предел текучести.
Зайченко и Глезер [97] построили модель, учитывающую роль зернограничных дисклинаций — дефектов ротационного типа, формирующихся в тройных стыках меж-зеренных границ. Они рассмотрели клиновые дисклинации, которые могут действовать как источники и стоки для решеточных краевых дислокаций, скользящих внутри зерен и вызывающих пластическую деформацию НМ. В рамках этой модели дислокации испускаются и поглощаются на противоположных тройных стыках, которые содержат дисклинации, сформировавшиеся там в процессе изготовления НМ. Тогда предел текучести определяется взаимодействием зернограничных дисклинаций с подвижными решеточными дислокациями. Сами же дисклинации, испуская и поглощая дислокации, перемещаются вблизи своего исходного положения, соответствующего начальному недеформированному состоянию НМ.
Несмотря на то, что перечисленные теоретические модели обычно дают зависимости a(d~1/2), которые хорошо согласуются с экспериментальными данными, все они исходят из предположения о том, что пластическая деформация в НМ осуществляется за счет внутризеренного движения решеточных дислокаций. Между тем, вопросы о самом их существовании в НМ и о той роли, которую они в действительности там играют, остаются до сих пор открытыми. Во многих работах отмечалось, что существование дислокаций в наночастицах становится энергетически невыгодным. Неустойчи-