close

Вход

Забыли?

вход по аккаунту

?

Структурообразование зон локализации пластической деформации в сплавах 3d-переходных металлов как результат быстропротекающих процессов

код для вставкиСкачать
На правах рукописи
Носков Федор Михайлович
Структурообразование зон локализации пластической деформации
в сплавах 3d-переходных металлов как результат
быстропротекающих процессов
Специальность 01.04.07 – физика конденсированного состояния
Автореферат
диссертации на соискание ученой степени
доктора технических наук
Новокузнецк – 2018
Работа выполнена в федеральном государственном автономном
образовательном учреждении высшего образования «Сибирский федеральный
университет» (СФУ).
Научный консультант Квеглис Людмила Иосифовна, доктор физикоматематических наук, профессор
Официальные оппоненты:
Кашин Олег Александрович – доктор технических наук, ведущий научный
сотрудник лаборатории материаловедения сплавов с памятью формы
федерального государственного бюджетного учреждения науки «Институт
физики прочности и материаловедения Сибирского отделения Российской
академии наук» (ФГБУН «ИФПМ СО РАН») (г. Томск)
Макаров Сергей Викторович – доктор физико-математических наук, доцент,
доцент кафедры общей и экспериментальной физики федерального
государственного
бюджетного
образовательного
учреждения
высшего
образования «Алтайский государственный университет» (ФГБОУ ВО «АлтГУ»)
(г. Барнаул)
Федоров Виктор Александрович – доктор физико-математических наук,
профессор, профессор кафедры теоретической и экспериментальной физики
федерального государственного бюджетного образовательного учреждения
высшего образования «Тамбовский государственный университет им. Г.Р.
Державина» (ФГБОУ ВО «ТГУ им. Г.Р. Державина») (г. Тамбов)
Ведущая организация
Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение
высшего образования «Алтайский государственный технический университет им.
И.И. Ползунова» (ФГБОУ ВО «АлтГТУ им. И.И. Ползунова») (г. Барнаул)
Защита состоится «20» ноября 2018 г. в 1000 на заседании диссертационного
совета Д 212.252.04 при Сибирском государственном индустриальном
университете по адресу: 654007, г. Новокузнецк, Кемеровская обл., ул. Кирова, д.
42.
Факс: (8-3843) 46-57-92, E-mail: d212_252_04@sibsiu.ru.
С диссертацией можно ознакомиться в научно-технической библиотеке
ФГБОУ ВО «Сибирский государственный индустриальный университет» и на
сайте http://www.sibsiu.ru
Автореферат разослан «__» _________ 20__ г.
Ученый секретарь
диссертационного совета,
д.х.н., профессор
Горюшкин Владимир
Федорович
2
ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ
Актуальность проблемы. Проблемы структурообразования в условиях
быстропротекающего пластического деформирования, ударного нагружения или
разрушения материалов всегда привлекали внимание исследователей, т. к.
пластическая деформация широко применяется для получения различных деталей
и, кроме того, может возникать при эксплуатации изделий. Механизмы
структурообразования при пластической деформации чистых металлов
исследованы достаточно широко. В результате удалось выявить природу
измельчения и фрагментации зерен вплоть до получения аморфного состояния
(Чалмерс Б., Глейтер Г., Копецкий Ч. В., Козлов Э. В., Конева Н. А.).
Механизмы формирования структурных состояний деформационного
происхождения, возникающих в зонах локализации деформации металлических
сплавов с различной степенью растворимости их компонентов, являются
предметом острых дискуссий (Журков С. Н., Бокштейн Б. С., Langer J. S.,
Gilman J. J., Панин В. Е., Болдырев В. В., Крапошин В. С., Старостенков М. Д.,
Горский В. С., Васильев Л. С. и др.). В работах Панина В. Е. рассмотрены
возможности формирования областей различных состояний (мезо- и наноструктур
различных масштабов), приводящих к возникновению пористости и разрушения
при пластической деформации. Показана фундаментальная роль кривизны
кристаллической решетки, связанной с локальными изменениями молярного
объема при быстропротекающих процессах пластической деформации.
Преобразование структуры и фазового состава материалов при
пластической деформации предполагает атомные смещения, связанные с
изменением типа симметрии кристаллических решеток. Такие смещения создают
условия для
формирования
мартенсита деформации
и
выделений
интерметаллических фаз, приводящих к изменению фундаментальных свойств
материалов (механических, магнитных). Процессы, связанные с интенсивной
пластической деформацией (осадка на молоте, деформация взрывом, испытание
ударной вязкости в копре, растяжение до разрыва и др.) можно отнести к
быстропротекающим, т.к. время действия нагрузки относительно мало. Для
образования новых фаз, т. е. протекания механохимических реакций, необходимо
перераспределение компонентов сплава, поэтому в таких условиях имеет место
аномальный массоперенос. Описание фазовых превращений в условиях
неустойчивой атомно-кристаллической структуры может быть выполнено при
помощи кластерного подхода, иллюстрирующего превращение как переход
многогранника исходной кристаллической фазы в многогранник конечной фазы.
Экспериментальные
и
теоретические
данные,
посвященные
быстропротекающему структурообразованию в зонах локализации пластической
деформации, еще не позволяют описать и обобщить происходящие процессы в
рамках какой-либо единой модели. Это возможно сделать только при
рассмотрении набора сплавов с различными параметрами растворения их
компонентов и в различных условиях пластических деформаций. Поэтому
исследование фазовых превращений, сопровождающихся аномально быстрым
массопереносом, локальным изменением молярного объема сплавов с полностью
нерастворимыми компонентами (сталь-медь, медь-свинец), ограниченно
3
растворимыми
(сталь-алюминий)
и
удовлетворительно
растворимыми
компонентами (сталь 110Г13Л, сплав Ni51Ti49), в том числе в рамках кластерного
подхода, является актуальным.
Работа выполнялась в рамках: а) программы Министерства образования и
науки РФ «Развитие научного потенциала высшей школы (2009-2010 годы)» в
проекте № 2.1.2/3047 «Формирование структуры и свойств объемных образцов и
их нанокристаллических пленочных аналогов на основе сплавов переходных
ферромагнитных металлов (Fe-Mn-C, Fe-C, Со-С и др.)», б) проекта №3.5774.2011
по формированию тематического плана ФГАОУ ВПО «Сибирский федеральный
университет» на 2012 год «Влияние динамического нагружения на механические и
магнитные свойства стали 110Г13Л», в) научно-методического гранта Сибирского
федерального университета «Повышение качества подготовки специалистов в
области информационных и вычислительных систем и технологий получения и
анализа разнородных данных», г) гранта для поддержки научных исследований
студентов, аспирантов и молодых ученых Сибирского федерального университета
«Исследование структурообразования и свойств межзеренных границ сплава FeMn-C», д) проекта «Взаимосвязь структуры и магнитных свойств стали 110Г13Л
при различных видах термических и механических воздействий», реализованного в
ходе конкурса научно-методических проектов, выполняемых международными
коллективами СФУ. Работы по созданию прибора для определения качества
отливок из стали 110Г13Л были отмечены Государственной премией
Красноярского края для докторантов за 2015 год.
Цель
работы
–
выявление
механизмов
и
закономерностей
быстропротекающих процессов структурообразования при локализации
пластической деформации в сплавах 3d-переходных металлов.
Задачи работы:
1. Исследовать продукты механохимических реакций, имеющих структуру,
отличную от структуры исходных компонентов, которые формируются при
пластических деформациях в зоне контакта разнородных металлов (сталь-медь,
медь-свинец, алюминий-сталь) и в сплавах испытывающих мартенситные
превращения (сталь 110Г13Л и сплав Ni51Ti49).
2. Выявить основные свойства аномального массопереноса в зоне контакта
разнородных металлов (сталь-медь, алюминий-сталь) и в локализованных
областях сплавов испытывающих мартенситные превращения (сталь 110Г13Л и
сплав Ni51Ti49), вызванного пластической деформацией.
3. Определить условия формирования новых фаз при пластических
деформациях исследуемых материалов.
4. Выявить физико-химические механизмы процесса структурной
самоорганизации
при
смещениях
атомов
вызванных
пластическими
деформациями в сплавах, испытывающих мартенситные превращения (сталь
110Г13Л и сплав Ni51Ti49).
5. Исследовать физическую природу возникновения ферромагнитных
эффектов в немагнитных до деформации сплавах (сталь 110Г13Л и сплав Ni51Ti49)
и предложить модельные представления о структуре, формирующей эти эффекты.
6. Разработать кластерные схемы структурообразования при пластической
4
деформации для исследуемых в работе материалов, позволяющие описать
адаптацию различных фаз друг к другу.
7. Выработать предложения по практическому применению выявленных
физических эффектов, таких как эффект магнитного последействия в стали
110Г13Л и возникновение ферромагнетизма в сплаве Ni51Ti49, немагнитных в
исходном состоянии.
Научная новизна
1. Установлено, что в результате структурообразования вызванного
совместной пластической деформацией в зоне контакта разнородных металлов,
(сталь-медь, медь-свинец, сталь-алюминий) на макроуровне происходит
образование фаз со структурой, отличной от структуры исходных компонентов.
На мезоуровне обнаруживаются расширение области взаимной растворимости и
упорядоченные структурные неоднородности, на микроуровне формируется
текстура деформации и атомноупорядоченные твердые растворы.
2. Раскрыт механизм структурной самоорганизации в областях локализации
деформации при ударном разрушении стали 110Г13Л: на макроуровне
формирование вязкого излома, на мезоуровне – аномальный массоперенос,
вызванный образованием динамических ротаций, зародышами которых являются
многочисленные линии скольжения, расположенные в пересекающихся плоскостях
и обладающие свойством масштабной инвариантности вплоть до микроуровня, на
микроуровне – формирование мартенсита деформации с тетраэдрически
плотноупакованной структурой типа Франка-Каспера, сопровождающееся
изменением молярного объема матричного аустенита.
3. Установлено, что процесс структурообразования в локализованных
областях, растянутого до разрыва сплава Ni51Ti49, приводит к тому, что на
микроуровне процесс мартенситного превращения B2→В19' проходит через
промежуточную фазу с ГЦК-решеткой, на мезоуровне в зоне разрыва
наблюдается формирование линзовидных кристаллов, обладающих структурами с
различными типами симметрии, в том числе типа бескислородной шпинели или
типа Франка-Каспера.
4. Доказано, что кластерный подход к структурной самоорганизации
позволяет описать взаимосвязь структуры и свойств: для стали 110Г13Л причину
самоупрочнения при пластической деформации и возникновение эффекта
магнитного последействия, впервые выявленного в ней, для сплава Ni51Ti49
впервые обнаруженное возникновение ферромагнетизма в деформированных
образцах.
Предложены
универсальные кластерные схемы переходов
кристаллических решеток ОЦК↔ГЦК и формирования структур типа ФранкаКаспера в исследованных сплавах.
Основные положения, выносимые на защиту:
1. Кластерные схемы структурообразования для исследованных в
работе материалов, позволяющие описать адаптацию различных фаз друг к
другу: ГЦК→ОЦК, ОЦК→ГЦК, ГЦК→ГПУ переходы в условиях кривизны
кристаллической решетки и меняющегося молярного объема в локализованных
областях, а так же формирование фаз со структурами типа Франка-Каспера из
матричных твердых растворов.
5
2. Продукты фазообразования как результат механохимических
реакций при пластической деформации.
2.1 Сверхструктурные фазы в зоне контакта сталь-медь, прослойки
интерметаллических фаз в зоне контакта алюминий-сталь.
2.2 Мартенсит деформации со структурой типа Франка-Каспера в стали
110Г13Л.
2.3 Атомноупорядоченные твердые растворы на основе ОЦК-, ГЦК- и ГПУрешеток, а так же выделения со структурой, отличной от структуры исходного
сплава, в растянутых образцах Ni51Ti49.
3. Представления об аномальном массопереносе, вызванном
пластической деформацией, приводящем к изменению химического состава
локализованных областей.
3.1 Массоперенос в зоне контакта разнородных металлов (сталь-медь, медьсвинец, сталь-алюминий), приводящий к значительному расширению взаимной
растворимости и текстурированию.
3.2 Характер перераспределения марганца в области разрушения стали
110Г13Л.
3.3 Характер перераспределения никеля и титана в зоне разрыва сплава
Ni51Ti49.
4. Условия формирования новых фаз при пластических деформациях,
связанные с возникновением локальной кривизны кристаллической решетки,
приводящей к изменению молярного объема сплавов.
4.1 В зоне контакта разнородных металлов (сталь-медь, сталь-алюминий),
при значительном повышении давления, релаксация состояния характеризуется
нелинейным изменением молярного объема и количества делокализованных
атомов, которые приводят к макроскопическому течению материала без
образования новых фаз.
4.2 В стали 110Г13Л возникновение мартенсита деформации происходит в
условиях аномального изменения молярного объема аустенитной фазы.
4.3 В сплаве Ni51Ti49 кривизна кристаллической решетки в областях
нелинейной нагрузки приводит к формированию линзовидных кристаллов.
5. Начальные стадии механизма структурной самоорганизации при
пластических деформациях в исследованных сплавах.
5.1 В стали 110Г13Л линии скольжения, служащие зародышами
динамических ротаций, обладают масштабно-инвариантной структурой.
5.2 В сплаве Ni51Ti49 мартенситное превращение B2→В19' протекает через
промежуточную фазу с ГЦК-решеткой по схеме Курдюмова-Закса.
6.
Ферромагнитные эффекты,
возникающие
в
пластически
деформированных сплавах.
6.1 Эффект магнитного последействия (магнитной вязкости) в стали 110Г13Л.
6.2 Эффект возникновения ферромагнетизма в образцах сплава Ni51Ti49.
6.3 Модельные представления о структуре, формирующей эти эффекты.
7. Результаты практического применения выявленных ферромагнитых
свойств в стали 110Г13Л, реализованные в виде способа и прибора для
определения качества отливок.
6
Теоретическая и практическая значимость работы состоит в том, что
полученные результаты могут быть использованы для развития теории
структурообразования при пластической деформации в металлах и сплавах.
Кластерный подход к структурообразованию открывает возможности
прогнозирования параметров кристаллической структуры и особенностей
полиморфных переходов как в чистых металлах, так и в исследованных сплавах.
Обнаруженные в настоящей работе процессы фазообразования при
пластической деформации в зоне контакта разнородных металлов (сталь-медь,
медь-свинец,
сталь-алюминий)
имеют
практическое
значение
для
электротехнической промышленности, так как контакты исследованных металлов
широко распространены в кабельной и смежных отраслях.
Выявленные магнитные фазы в пластически деформированных образцах
стали 110Г13Л инициируют эффект магнитного последействия. Этот эффект был
положен в основу способа определения качества литых заготовок из стали
110Г13Л и прибора для его осуществления, разработанного и внедренного на
предприятиях России и Казахстана, позволяющего определять стойкость
испытываемой детали к ударному износу.
Раскрытие механизмов мартенситного превращения при деформации сплава
NiTi позволяет прогнозировать особенности механических свойств изделий с
памятью формы. Обнаружение эффекта возникновения ферромагнетизма в
деформированных образцах сплава Ni51Ti49 позволяет в перспективе создать на
его основе смарт-материалы, действие которых будет реализовано путем
воздействия и контроля состояния с помощью электромагнитных полей.
Научные результаты исследований использованы для совершенствования
учебного процесса при разработке курсов лекций и написании учебных пособий
(с грифом УМО) в Сибирском федеральном университете для студентов
направления 22.03.01 «Материаловедение и технологии материалов».
Методология и методы исследования
Работа выполнена с применением современных методов исследования
структуры и физико-механических свойств образцов и актуальных теоретических
представлений о процессах структурообразования в пластически деформируемых
металлах и сплавах. Экспериментальные результаты, характеризующие атомнокристаллическое строение выявленных фаз, интерпретировались с помощью
кластерного подхода. В экспериментах применялись методы математической
статистической обработки результатов, физико-химического анализа (оптическая,
просвечивающая и растровая электронная микроскопия, рентгеноспектральный
анализ, дифракция и микродифракция электронов, рентгенофазовый анализ),
стандартные методы определения механических свойств (ударная вязкость,
твердость и др.), а так же методы определения магнитных характеристик образцов
(метод крутящих магнитных моментов, индукционная магнитометрия и др.).
Достоверность и обоснованность полученных результатов, выводов и
рекомендаций обеспечены корректностью поставленных задач, проведением
экспериментальных исследований на современном оборудовании с соблюдением
необходимых методик и метрологических характеристик, применением известных
методов моделирования и статистического анализа. Они подтверждаются
7
качественным и количественным согласованием результатов теоретических и
экспериментальных исследований, а также успешной апробацией результатов
работы в промышленных условиях. Выводы согласуются с результатами,
полученными другими авторами, и не противоречат физическим закономерностям
в смежных областях.
Личный вклад автора. Автор диссертации сформулировал научные
проблемы и задачи исследования, ему принадлежат разработка, обоснование и
формулировка положений, определяющих научную новизну и практическую
значимость работы. Обсуждение методов решения задач исследований и
полученных результатов проводилось совместно с соавторами. Автор принимал
непосредственное участие в проведении экспериментов и интерпретации
результатов. Автором выдвинуты защищаемые научные положения, сделаны
выводы и даны рекомендации по результатам исследований.
Соответствие диссертации паспорту специальности. Диссертационная
работа соответствует паспорту специальности ВАК 01.04.07 – Физика
конденсированного состояния (технические науки): п.1. Теоретическое и
экспериментальное изучение физической природы свойств металлов и их сплавов,
неорганических и органических соединений, диэлектриков и в том числе
материалов световодов как в твердом, так и в аморфном состоянии в зависимости
от их химического, изотопного состава, температуры и давления.
Апробация результатов. Основные результаты диссертационной работы,
докладывались на: Международном симпозиуме «Упорядочение в минералах и
сплавах» (Лоо, 2007, 2008, 2010 гг.; Туапсе 2013 г.); Международном симпозиуме
«Физика низкоразмерных систем и поверхностей» (Лоо, 2008 г.); III Байкальской
международной конференции «Магнитные материалы. Новые технологии»
(Иркутск,
2008 г.);
Открытая
школа-конференция
стран
СНГ
«Ультрамелкозернистые и наноструктурные материалы – 2008» (Уфа, 2008 г.);
Moscow international symposium on magnetism (Москва, 2008, 2014 гг.);
International conference on nanostructures SElf-Assembly (Italy, 2008 г., 2012 г.,
France, 2014 г.); VII Международная научная конференция «Перспективные
технологии, оборудование и аналитические системы для материаловедения и
наноматериалов» (Волгоград, 2009 г.); XXII Международная научная
конференция «Релаксационные явления в твердых телах» (Воронеж, 2010 г.); XV
Международная научная конференция Решетневские чтения (Красноярск,
2011 г.); Ультрадисперсные порошки, наноструктуры, материалы (Красноярск,
2012 г., 2015 г.); 4 Международный симпозиум «Среды со структурным и
магнитным упорядочением» (Туапсе, 2013 г.); 16 международный симпозиум
«Порядок, беспорядок и свойства оксидов» (Туапсе, 2013 г.); International
conference on applied mechanics, fluid and solid mechanics (Singapore, 2013 г.); II
Всеросс. конф. «Горячие точки химии твердого тела: механизмы твердофазных
процессов» (Новосибирск, 2015 г.); 9-ая Международная научная конференция
«Хаос и структуры в нелинейных системах. Теория и эксперимент» (Караганда,
2015 г.); VI Euro-Asian Symposium «Trends in MAGnetism» (Красноярск, 2016 г.);
Международная конференция «Перспективные материалы с иерархической
структурой для новых технологий и надежных конструкций» (Томск, 2016 г.).
8
Публикации. По материалам диссертации автором опубликована 51
научная работа, в том числе 21 статья в журналах из перечня ВАК и в зарубежных
рецензируемых журналах, монография и получен патент.
Объем и структура работы. Материалы диссертации изложены на 359
страницах основного текста, включающего 161 рисунок и 33 таблицы. Работа
включает в себя введение, 5 разделов, заключение, список литературы из 531
наименования и два приложения.
ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ
Во введении обоснована актуальность, сформулированы цель и задачи
работы. Изложена научная новизна и практическое значение работы, а также
приведены основные положения, выносимые на защиту.
Первая глава посвящена анализу современного состояния исследований,
посвященных структурообразованию в металлах при пластической деформации.
Рассмотрена
проблема быстропротекающего
структурообразования
при
пластической деформации с позиций неравновесной термодинамики и даны
основные понятия структурной самоорганизации в открытых системах.
Представлены основные особенности самоорганизации, такие как устойчивость
состояния и нелинейность открытых систем. С современных позиций рассмотрено
влияние пластической деформации на состояние металла, в том числе
формирование дефектной структуры деформируемого тела, а так же изменений в
атомах и ионах, вызванных пластической деформацией. Проанализированы
возможные эффекты и последствия пластической деформации в локализованных
областях, влияющие на процессы структурообразования, такие как аморфизация
структуры и массоперенос. Рассмотрены процессы фазообразования при
пластической деформации. Осуществлен выбор материалов для исследования.
Для выявления особенностей структурообразования при пластической
деформации в зоне контакта разнородных металлов исследовались системы стальмедь, медь-свинец и сталь-алюминий. Известно, что взаимодействие разнородных
металлов затруднено из-за влияния относительных атомных размеров и т.п. В
случае систем сталь-медь и медь-свинец ситуация осложняется положительной
энтальпией смешения этих металлов, что не позволяет им в равновесных условиях
образовывать твердые растворы или промежуточные фазы. Структурообразование
возможно только в неравновесных условиях, поэтому процессы в зоне контакта
разнородных металлов исследованы недостаточно.
Аустенитная сталь, содержащая 1,1 % углерода и 13 % марганца
образующие ограниченные твердые растворы в железе, нашла широкое
применение под названием стали Гадфильда (марка 110Г13Л). Она известна
своими уникальными механическими свойствами, выражающимися в первую
очередь способностью этой стали самоупрочняться в условиях трения с
большими удельными давлениями (когда отсутствует чисто абразивный износ) и
демонстрировать высочайшую износостойкость. Природа самоупрочнения стали
Гадфильда и механизм возникновения мартенсита деформации, несмотря на
многочисленные исследования, до сих пор не ясны до конца.
9
Одним из самых известных и широко исследуемых материалов,
обладающих памятью формы, является интерметаллид NiTi. Материалы с
памятью формы характеризуются наличием в их структуре термоупругого
мартенсита, определяющего лидирующий механизм деформации – деформацию
превращением. Структурным превращениям в сплавах на основе никелида титана
посвящено много работ и обзоров, однако полученные в них результаты носят
противоречивый характер. Важнейшей, не решенной до конца проблемой при
исследовании структурообразования в никелиде титана, является адекватное
описание перехода из аустенита со структурой В2 на базе ОЦК-решетки в
мартенсит со структурой В19' на базе ГПУ-решетки. Происходящие при
мартенситных переходах процессы на практике оказываются более сложными,
чем это представлено в существующих ориентационных схемах мартенситных
превращений и требуют привлечения новых концепций (например, кластерных
схем структурообразования).
В первой главе сформулированы цель и основные задачи исследований.
Вторая глава посвящена описанию составов и способов изготовления образцов,
а так же методов исследования их структуры, механических и магнитных свойств.
Образцы соединений разнородных металлов: низкоуглеродистая стальмедь, медь-свинец, низкоуглеродистая сталь-алюминий были получены
совместной пластической деформацией в различных условиях – совместной
осадкой на паровоздушном молоте, в наковальнях Бриджмена, сваркой взрывом,
путем взаимодействия кумулятивной струи и твердого образца. Поверхности
перед образованием контакта освобождали от загрязнений и окисных пленок.
После получения соединений компоненты либо механически отделяли друг от
друга для исследования взаимодействующих поверхностей, либо изучали шлифы
в плоскости перпендикулярной поверхности контакта.
В случае стали 110Г13Л основной объем исследований был сделан на
стандартных по форме образцах-свидетелях, полученных методом электродуговой
плавки и закаленных на аустенит с 1150 °С, подготовленных для испытания или уже
испытанных на ударную вязкость в маятниковом копре. Кроме того, изучались
темплеты вырезанные из деталей машин после их реальной эксплуатации на руднике.
Были подготовлены образцы для просвечивающего электронного микроскопа –
утоненные, вырезанные электроискровым методом от массивов и приготовленные
соответствующим образом или тонкопленочные – состава стали Гадфильда.
Для исследования сплава Ni51Ti49 использовались образцы имеющие форму
двойных лопаток. Отжиг и закалка образцов, помещенных в запаянную
кварцевую трубку наполненную аргоном, проводились в камерной электропечи.
Закалка отожженных образцов с температуры 850 °С осуществлялась в воде.
Образцы после металлографической обработки были подвергнуты статическому
растяжению до разрыва. Исследовались зоны шейки и захватов, готовились
утоненные диски для просвечивающего электронного микроскопа.
Рассмотрен кластерный подход к моделированию структуры пластически
деформированных сплавов заключающийся в том, что полиморфное превращение
описывается не как относительное смещение плоских атомных сеток, а как
реконструкция трехмерных координационных полиэдров, составляющих
10
кристаллические структуры фаз-партнеров по фазовому превращению [1-4].
Превращение описывается как переход координационного многогранника
исходной структуры в другой многогранник – конечной.
Известно, что металлических сплавах возможно существование
многогранников с икосаэдрической атомной конфигурацией типа структур
Франка-Каспера [5]. В структурно-неустойчивых состояниях, вероятность
возникновения подобных структур возрастает, т. к. икосаэдрические атомные
конфигурации возможны только в сплавах с неоднородным локальным
заполнением пространства [2, 3].
Наиболее распространенные в металлах кристаллические решетки – ОЦК,
ГЦК и ГПУ, могут быть рассмотрены как наборы октаэдрических и
тетраэдрических кластеров (рисунок 1, а-в). На основе кластерных представлений
предложены схемы взаимных полиморфных переходов ОЦК-, ГЦК- и ГПУмодификаций металлов и сплавов. Так, например, для описания перехода
ГЦК→ОЦК октаэдрический кластер ОЦК-решетки (справа на рисунке 1, г) может
быть помещен в октаэдрическую полость ГЦК-решетки так, чтобы вектор типа
[100]ОЦК || [110]ГЦК. Вертикальными стрелками указано изменение положения
атомов при переходе ГЦК в ОЦК. Из схемы на рисунке 1, г видно, что
неправильный октаэдрический кластер ОЦК уступает по своему объему
правильному октаэдрическому кластеру ГЦК. Однако в соответствии с
предлагаемой нами схемой структурного перехода, объем этих двух кластерных
элементов должен быть эквивалентен один другому. Это может быть достигнуто
небольшими смещениями атомов кластеров из своих идеализированных позиций,
показанных на рисунке 1, г. Построена номограмма, позволившая описать
полиморфные переходы в чистых металлах и в сплавах, рассмотренных в
диссертационном исследовании, как показано ниже.
Третья
глава
посвящена
исследованию
особенностей
структурообразования в зоне контакта разнородных металлов при совместной
пластической деформации.
а
б
в
г
Рисунок 1 – Кластерное представление кристаллических структур: а –
октаэдрические кластеры ОЦК-решетки; б – ромбоэдрический кластерный агрегат
ГЦК-решетки, состоящий из тетраэдрических и октаэдрического кластера; в –
кластерный агрегат ГПУ-решетки; г – образование ОЦК-решетки из
октаэдрического кластера ГЦК-решетки (вертикальными стрелками помечено
смещение атомов ГЦК в позицию атомов ОЦК)
11
а
б
Рисунок 2 – Электронно-микроскопическое изображение поверхности: а –
медного диска после твердофазного взаимодействия в паровоздушном молоте;
б – стального участка вблизи переходной зоны медь-сталь, после совместной
деформации взрывом (режим картирования в лучах меди)
При совместной пластической деформации осадкой в паровоздушном молоте
медного и стального дисков возникли зоны точечного контакта со значительным
изменением удельного объема. На поверхностях контакта медного и стального
дисков после твердофазного взаимодействия на мезоуровне наблюдалась
самоорганизация структуры вдоль некоторых направлений (рисунок 2, а).
Поверхности контакта подверглись рентгеновскому фазовому анализу
(рисунок 3, а) для выяснения возможности прохождения твердофазных реакций.
Анализ
интенсивностей
рефлексов
дифракции
рентгеновских лучей
свидетельствуют о возникновении текстуры с осью зоны [200]. Выявлены слабые
структурные рефлексы характерные для фаз ОЦК Fe-Cu, существующих наравне
с фазами ГЦК Cu-Fe. Наряду с основными структурными рефлексами
зафиксированы сверхструктурные рефлексы (на рисунке 3, обозначены «*»).
Появление таких рефлексов соответствует возникновению атомно-упорядоченных
структур меди с железом как на основе ГЦК решетки меди, так и на основе ОЦКрешетки железа.
Таким образом, пластическая деформация инициирует самоорганизацию на
микроуровне в виде атомного упорядочения и текстурирования, а мезоуровне в
виде самоорганизации выделений атомноупорядоченных фаз (рисунок 2, а).
При совместной деформации взрывом стальной и медной пластин давление
при формировании соединения достигало 6-8 ГПа, что в несколько раз превышает
давление, возникающее при совместной осадке стального и медного дисков в
паровоздушном молоте. На шлифах, перпендикулярных зоне контакта, выявлено
активное механическое перемешивание меди и стали (рисунок 2, б). В меди
наблюдались крупные включения стали, размером до 300 мкм. На отдельных
стальных участках обнаруживались многочисленные включения меди размером
до 200 мкм. Исследование энергодисперсионных спектров с однородных участков
железной и медной части сварного соединения показало, что растворимость меди
в железе достигла величины 5,5 ат.%, а железа в меди около 7 ат.%.
12
б
а
Рисунок 3 – Совмещенные картины рентгеновской дифракции: а – полученные
от медного диска после твердофазного взаимодействия со стальным образцом и
рефлексы меди, взятые из таблиц ASTM; б – зоны контакта сталь-медь после
совместной деформации взрывом; 1 – спектр медной части соединения; 2 –
спектр стальной части соединения
Рентгенограммы, полученные с медного и стального участков, приведены
на рисунке 3, б. Луч фокусировали на медной части в зоне сварного соединения, а
затем смещали на стальной участок. Сравнивая рентгенограммы, полученные от
образцов после совместной осадки и деформации взрывом (рисунок 3, а и б),
можно видеть, что количество атомно-упорядоченных фаз со структурой ГЦК CuFe и со структурой ОЦК Fe-Cu увеличилось. Повысилась и взаимная
растворимость металлов друг в друге, о чем свидетельствуют смещенные
дифракционные рефлексы на рентгенограммах и энергодисперсионные спектры.
В таблице 1 представлены экспериментальные и расчетные параметры
кристаллических решеток фаз, испытывающих полиморфные превращения ГЦКОЦК в системе сталь-медь, основанные на предложенной кластерной схеме (рисунок
1, г). Видно хорошее совпадение расчетных и экспериментальных данных.
Таблица 1 – Экспериментальные и расчетные параметры кристаллических
решеток фаз, испытывающих превращения ГЦК-ОЦК в системе сталь-медь
Номера
рисунков,
экспериментальные данные
которых
использовались
для анализа
Рисунок 3, а
Рисунок 3, б
Тип
исход
ной
реше
тки
Тип
конеч
ной
решет
ки
ГЦК
ГЦК
ОЦК
ОЦК
Параметр
кристалл
ической
решетки
исходной
фазы а, Å
Параметр
кристалл
ической
решетки
конечной
фазы а, Å
Расчетный
параметр
кристаллическ
ой решетки
конечной
фазы, Å
Разница
реального и
расчетного
параметров
кристаллическ
ой решетки, %
3,596
3,620
2,868
2,940
2,851
2,873
0,59
2,27
13
Рисунок 4 – Картины рентгеновской
дифракции образцов сталь-медь
полученные в эксперименте с
кумулятивной струей, верхний спектр
со стенок полости стержня, нижний
спектр от затвердевшей капли из
кумулятивной струи, вертикальные
метки – рефлексы Cu
Были исследованы результаты воздействия медных кумулятивных струй на
стальные стержни. Предполагалось получить большую взаимную растворимость
и большее количество атомноупорядоченных фаз при значительном увеличении
давления (до 30 ГПа), в сравнении с совместной деформацией твердофазных
образцов. Согласно [6] в экспериментах с кумулятивными струями температура
струи обычно не превышает 600 °С.
Дифрактограммы и от стенки полости стального стержня, сформированной
взрывом снаряда, и от застывшей капли кумулятивной струи соответствуют
гранецентрированной кубической решетке (рисунок 4). Параметры этих решеток
незначительно отличаются друг от друга. В таблице 2 представлены результаты
расшифровки дифракционных картин, полученных от стенки полости и капли.
Здесь же приведены для сравнения данные таблиц ASTM для чистой меди и γжелеза при комнатной температуре. Очевидно, что на стенке полости
происходило образование твердого раствора замещения меди в железе, а в капле –
железа в меди. Энергодисперсионные спектры показали присутствие до 5 ат.%
меди на внутренней поверхности полости, образованной медной кумулятивной
струей в стальном стержне. Таким образом, взаимодействие кумулятивной струи
меди с твердой сталью в условиях высокого давления привело к существенному
повышению растворимости железа в меди и меди в железе. Показатели
растворимости многократно превысили возможные величины, соответствующие
фазовой диаграмме.
Таблица 2 – Параметры ГЦК-решеток меди и железа, полученные при расчете
дифракционных картин в эксперименте с кумулятивной струей
Материал
Стенка полости стержня, эксперимент
γ-Fe, по данным [7]
Застывшая капля, эксперимент
Cu, таблица ASTM
14
Параметр решетки а, Å
3,589
3,581
3,627
3,615
Сравнивая эксперименты: 1) совместной осадки с помощью паровоздушного
молота, 2) совместной деформации взрывом, 3) взаимодействия медных
кумулятивных струй со стальными стержнями, в первом случае имели место
механохимические реакции, продуктом которых было небольшое количество
атомноупорядоченных фаз Cu-Fe и Fe-Cu. Во втором случае количество
атомноупорядоченных фаз возросло, что можно связать с увеличением
приложенной нагрузки. В третьем случае кумулятивных струй, нагрузка на
стальные стержни превышала нагрузку при деформации взрывом в несколько раз;
взаимодействие двух металлов в таких условиях привело к расширению их
взаимной растворимости, однако продуктов механохимических реакций
обнаружено не было.
Исследование структурообразования в системе свинец-медь проводили
путем совместной пластической деформации пластинок в наковальнях
Бриджмена. В результате взаимодействия под давлением проходила
механохимическая реакция. После проведения эксперимента свинцовую
пластинку механически отделяли от медной. На поверхности разрыва со стороны
свинцовой пластинки образовались неоднородности, обогащенные медью до
2,1 ат.%, а на поверхности меди наблюдались неоднородности, обогащенные
свинцом до 71,3 ат.%. На рентгенограмме, полученной от свинцовой пластинки
после ее отрыва от меди, четко выделяются линии свинца, линии чистой меди не
выявляется, но в области малых углов наблюдаются пики неизвестной фазы,
которая может быть проинтерпретирована как фаза Cu3.2Pb0.8.
Исследование образцов соединения сталь-алюминий, полученных
совместной деформацией взрывом профилированных заготовок показало, что при
взаимодействии могло протекать два принципиально разных процесса. Взаимный
массоперенос компонентов в зоне контакта в основном происходил на
профилированных выступах стальной части соединения. Во впадинах между
стальными выступами, в которые алюминий поступал в последнюю очередь и с
меньшей энергией, происходило образование интерметаллических соединений
стали и алюминия.
На поверхности стального выступа наблюдается взаимный механический
массоперенос стали и алюминия друг в друга на значительные расстояния,
превышающие 1 мм. Энергодисперсионные спектры, снятые в зоне выступа для
определения степени взаимной диффузии железа и алюминия, показали, что
переходная зона между частицами алюминия и стали в этой области крайне
невелика, порядка 10 мкм, что свидетельствует о слабом растворении элементов
друг в друге. В зоне середины высоты стального выступа градиент давления
формирует расширение области растворимости до 40 ат.% алюминия в железе и
до 3 ат.% железа в алюминии. Это может происходить благодаря движению
дислокаций, вакансий и вакансионных пор, а также краудионов со скоростью
близкой или равной скорости звука [8].
Микроструктура в зоне впадин стальной заготовки представляет собой
диффузионную зону, образованную интерметаллическими фазами (рисунок 5):
имеется четкая граница раздела между сталью и алюминием, именно она
соответствует прослойке из интерметаллических фаз.
15
б
а
Рисунок 5 – Зона контакта сталь-алюминий в области профилированных впадин
стальной части: а – микроструктура; б – концентрационные кривые распределения
железа (сплошная линия) и алюминия (пунктир)
Прочность зоны контакта без влияния геометрии сварного шва, составила
21 МПа.
Для
определения
продуктов
механохимических
процессов,
образовавшихся в зоне контакта при совместной деформации взрывом, был
использован метод рентгеноструктурного анализа излома, образовавшегося после
испытания на разрывной машине. Из расшифровки рентгенограммы (рисунок 6)
видно, что при совместной деформации взрывом в зоне контакта формируются
интерметаллические фазы FeAl, Fe3Al, Fe4Al13, FeAl6.
Проведенный анализ условий формирования новых фаз в зоне контакта
разнородных металлов при их совместной пластической деформации позволил
описать процесс структурообразования как самоорганизацию на различных
структурно-масштабных
уровнях,
приводящую
к
возникновению
механохимических реакций. Полученные результаты были использованы при
получении контактов разнородных проводников с высокими характеристиками.
Так корректировка технологического процесса на АО ЦКБ «Геофизика» (г.
Красноярск) при изготовлении электрических соединений изделия специального
назначения, позволила снизить трудоемкость изготовления электрических
соединений на 12 %, с экономический эффектом, составившим в годовом
выражении 186435,0 рублей.
Рисунок 6 – Картина дифракции
рентгеновских лучей,
алюминиевой части соединения
после ее отрыва от стальной
части, и основные пики
интерметаллических фаз
16
а
б
Рисунок 7 – Микроструктура стали 110Г13Л при исследовании в оптическом
микроскопе: а – образец-свидетель с высокой ударной вязкостью (311 Дж/см2),
б – щека камнедробилки после эксплуатации на руднике «Васильевский»
Четвертая глава посвящена особенностям структурообразования в стали
110Г13Л при пластической деформации. Рассмотрены условия формирования и
существующие представления о структуре мартенсита деформации в стали
Гадфильда. Показано решающее влияние энергии дефекта упаковки на
мартенситные превращения.
Установлено, что существует прямая взаимосвязь между ростом ударной
вязкости стали 110Г13Л до 300 Дж/см2 и образующимися в зонах локализации
деформации линиями скольжения, расположенными в пересекающихся плоскостях
(рисунок 7, а). Для изучения микроструктуры в деталях, подвергнутых
динамической ударной нагрузке, исследовали щеки камнедробилок из стали
110Г13Л, работавших на обогатительной фабрике рудника «Васильевский» в
Восточно-Казахстанской области. На рисунке 7, б представлена микроструктура
щеки камнедробилки после двухмесячной эксплуатации, в процессе которой деталь
подвергалась значительной общей и локальной пластической деформации.
Микроструктура характеризуется аустенитным зеренным строением со
значительно увеличенными межзеренными границами, содержащими фазу темного
цвета. Такая структура простирается от рабочей поверхности щеки камнедробилки
на глубину до 20 мм. После эксплуатации твердость детали составляла 426 НВ.
Также исследовался образец-свидетель плавки, из которой были отлиты изучаемые
детали камнедробилки. Механические свойства образца-свидетеля составляли:
ударная вязкость – 300 Дж/см2, твердость – 189 НВ.
На рисунке 8, а показан спектр рентгеновской дифракции от поверхности
щеки камнедробилки после ее эксплуатации на руднике. Рентгенограмма,
полученная с этой области, помимо рефлексов характерных для ГЦК-решетки
содержит дополнительные рефлексы. Карбиды цементитного типа не выявляются.
Очевидно, что в результате пластической деформации локальных областей в
стали произошло мартенситное превращение. Мартенситы с ОЦК- и ГПУрешетками не обнаруживаются, т.к. сравнение полученных на рентгенограмме
рефлексов демонстрирует несовпадение с рефлексами ОЦК- и ГПУ-структуры по
набору рефлексов и по их интенсивности (рисунок 8, а). Набор рефлексов
свидетельствует о том, что кроме аустенита в образце присутствует мартенсит
деформации со структурой отличной от структуры известных мартенситов для
этой стали.
,
17
Рисунок 8 – Спектры
рентгеновской дифракции:
а – поверхности щеки
камнедробилки после ее
эксплуатации на руднике;
б – квазикристаллической фазы
интерметаллического
соединения [9]
Анализ картины рентгеновской дифракции с помощью стандартных
международных таблиц ASTM и литературных данных [9] показывает, что набор
рефлексов, полученный от стали 110Г13Л после пластической деформации,
соответствует рефлексам икосаэдрической атомной конфигурации, которая может
формироваться только в случае, если сплав имеет квазикристаллическое строение
(рисунок 8 а, б).
Существуют данные о возможности возникновения икосаэдрических фаз в
межзеренных межфазных границах – «мезофазах», обнаруженных в аустенитных
сталях [10]. Икосаэдрические структуры для марганца известны [11]. Нами показано,
что в зонах локализации деформации в образцах стали 110Г13Л возможно
формирование мартенсита деформации со структурой типа Франка-Каспера.
В таблице 3 представлены данные об атомном объеме аустенита стали
110Г13Л в образцах до и после пластической деформации, основанные на
результатах рентгенофазовых исследований. Видно, что в результате
пластической деформации величина атомного объема существенно снижается. В
работе [12] показано, что существует неразрывная связь между параметрами
кристаллической решетки аустенита и образующегося мартенсита.
Таблица 3 – Значения атомного объема для аустенита стали 110Г13Л
Образец
Зуб экскаватора до деформации
Щека дробилки после деформации
Образец-свидетель до деформации
Образец-свидетель после деформации
18
Параметр
кристаллической
решетки аустенита, Å
3,617
3,582
3,611
3,584
Атомный
объем,
Å3
11,83
11,49
11,77
11,51
Рисунок 9 – Зависимость потенциала Гиббса F(v) от молярного объема v с учетом
локальных зон гидростатического растяжения различного масштаба, в которых
возникают дефектные структуры. Области различных состояний: А –
гидростатическое сжатие, В – мезосубструктуры различных масштабов, В1 –
наноразмерные структуры, С – наноструктурные состояния, D – возникновение
пористости и разрушения [13]
По данным [13] на кривой зависимости неравновесного термодинамического
потенциала Гиббса от молярного объема F(v) каждый тип деформационного
дефекта, как солитона кривизны определенного масштабного уровня,
характеризуется собственным локальным минимумом (рисунок 9). Общий уровень
F(v) с увеличением молярного объема v повышается, но переход атомов солитона
кривизны на бифуркационные структурные уровни устанавливает ближний порядок
смещений, который характеризуется собственным локальным неравновесным
потенциалом Гиббса, вызывающим появление локального минимума F(v). Это
обусловливает метастабильность деформационных дефектов всех типов. В области
пересечения кривой с осью абсцисс возникает двухфазное состояние, в котором
нанокристаллы с F(v) < 0 окружены аморфной средой с F(v) > 0. Согласно [13],
данная область классифицирована как наноструктурные состояния. Эти состояния
очень неустойчивы и под действием внешних воздействий легко переходят одно в
другое. Это может обусловить возникновение принципиально новых, в том числе и
икосаэдрических структур типа Франка-Каспера.
На рисунке 10 приведены типичные микрофотографии структуры
массивных образцов стали Гадфильда после пластической деформации с
высокими показателями ударной вязкости, а так же структуры утоненных и
пленочных образцов соответствующего состава, подвергнутых криомеханической
обработке.
Для
количественного
описания
картины
распределения
неоднородностей были измерены расстояния между следами скольжения (L) на
разных масштабных уровнях (i), где i принимало значение от 1 до 3, и расстояния
между выявленными полосами на 4 масштабном уровне, в соответствии с
рисунком 10.
Полученные результаты измерения величин расстояний L были статистически
обработаны, их распределения в виде гистограмм представлены во врезках на
рисунке 10. По горизонтальной оси показаны расстояния L, по вертикальной оси
19
весовой процент f расстояний, попадающих в соответствующий интервал
гистограммы. На основании полученных распределений расстояний L были
определены локальные максимумы в распределениях следов скольжения Xi´, Xi´´,
Xi´´´ (наиболее часто встречающиеся расстояния между следами скольжения). Для
рисунка 10, г определялись расстояния между выявленными полосами в структуре.
В таблице 4 представлены величины локальных максимумов Xi в
распределении расстояний L на различных масштабных уровнях i, построенные на
основании гистограмм, изображенных на рисунке 10. Вычислена величина
среднего расстояния между неоднородностями на соответствующем масштабном
уровне <Xi> и взяты отношения этих величин, представленные в заголовке
таблицы, а так же фрактальная размерность D изображений с рисунка 10.
Из таблицы 4 видно, что с изменением масштабного уровня от 1 к 4
остаются постоянными отношения: Xi ''/Xi', Xi '''/Xi'', <Xi>/Xi', <Xi>/Xi'', <Xi>/Xi''', а
также D. Это доказывает, что образующиеся в результате пластической
деформации линии скольжения обладают свойством масштабной инвариантности.
1
2
3
4
Рисунок 10 – Неоднородности структуры стали 110Г13Л, вызванные
пластической деформацией, наблюдаемые на разных масштабных уровнях: а –
методом оптической микроскопии от поверхности массивного образца; б, в – в
просвечивающем электронном микроскопе от поверхности утоненного диска; г –
в просвечивающем электронном микроскопе высокого разрешения от
тонкопленочного образца
20
Таблица 4 – Распределение расстояний между неоднородностями на различных
масштабных уровнях
i
Xi'
Xi ''
Xi '''
<Xi>
Xi ''/Xi'
Xi '''/Xi''
<Xi>/Xi'
<Xi>/Xi''
<Xi>/Xi'''
D
1
2
3
4
0,50 мкм
0,03 мкм
0,50 нм
0,06 нм
1,20 мкм
0,08 мкм
1,20 нм
0,15 нм
1,90 мкм
0,14 мкм
2,10 нм
-
0,70 мкм
0,05 мкм
0,80 нм
0,07 нм
2,4
2,7
2,4
2,5
1,6
1,8
1,8
-
1,4
1,7
1,6
1,2
0,6
0,6
0,7
0,5
0,4
0,4
0,4
-
1,8200
1,8103
1,7925
1,8143
Фрактограммы поверхности разрушения стали 110Г13Л с высокой ударной
вязкостью демонстрируют неоднородность строения. В зоне, где начал развиваться
очаг разрушения, наблюдается хрупкое разрушение по механизму скола
(внутрикристаллитный излом). В переходной зоне наблюдаются вязкие участки на
поверхности кристаллитов, переходящие в вязкий излом в зоне долома. Вся
поверхность зоны долома имеет вязкий характер с классическими кратерами
вязкого разрушения. На дне кратеров обнаружены частицы (рисунок 11, а).
Наличие каких-либо частиц или включений в образцах данной плавки до
пластической деформации не наблюдалось. В результате пластической
деформации образцы с высокими показателями ударной вязкости могли
приобрести магнитные свойства, которые отсутствуют у образцов до удара.
Исследование химического состава показало, что частицы, образовавшиеся на дне
вязких кратеров, обогащены марганцем в несколько раз больше, чем стенки
кратера (рисунок 11, б).
В настоящее время нет общепринятых представлений, объясняющих
необыкновенно высокие скорости физико-химических превращений и аномально
быстрого массопереноса при пластической деформации. Существуют работы, в
которых в деформированных металлах наблюдались так называемые
динамические ротации [14, 15], где показано, что при формировании
динамических ротаций на поверхности разрушения возникают крупные кратеры,
в которых формируются частицы с сильным отклонением состава от его среднего
значения в стали.
б
а
Рисунок 11 – Исследование распределения химических элементов в области
кратера вязкого разрушения стали 110Г13Л: а – частица на дне кратера,
образовавшаяся при пластической деформации; б – энергодисперсионные
спектры частицы и стенки кратера
21
Морфология кратеров в зоне отрыва позволяет предположить, что их форма
обеспечивается жидкоподобным состоянием области разрыва. Это хорошо
соответствует модели движения сдвиговой трансформационной зоны (СТЗ) [16].
Возникновение и перемещение зоны объясняется возникновением уплотненных и
разреженных областей в металле, приводящих к взаимному смещению атомов и их
повороту. Перемещения и перегруппировки частиц на локальном, мезоскопическом
уровне в области СТЗ на критические расстояния приводит к формированию
свободного объема. Активационный свободный объем обеспечивает высокую
скорость массопереноса под нагрузкой [16].
Полученные результаты могут свидетельствовать об аномально быстром
массопереносе атомов марганца и формировании обогащенных марганцем частиц
за счет обеднения стенок кратера в процессе аномально быстрого массопереноса,
инициированного ударным нагружением. Проходящие процессы можно описать
как восходящую диффузию. Нами предлагается объяснение этого процесса с
помощью модели СТЗ и локальной аморфизации металла, вызванной структурной
нестабильностью решетки.
Оценка скорости аномального массопереноса, возникающего при
пластической деформации, показала, что вне зависимости от длины и
геометрических параметров пути, скорость перемещения атомов будет определяться
отношением межатомного расстояния ко времени переключения одной связи.
Показано, что эта скорость будет составлять 3,57 км/с. Такая скорость соответствует
скорости звуковой волны в металле. Это хорошо согласуется с концепцией, согласно
которой динамические ротации при разрушении генерируют бифуркационные
структурные состояния, вызывающие сильную неравновесность материала и
обеспечивающие высокие скорости его массопереноса.
Известно [15], что в начальной стадии в зоне зарождающейся динамической
ротации возникает сеть полос локализованного сдвига (рисунок 12, а). Такие
полосы наблюдались нами в изломах стали Гадфильда (рисунок 12, б). Нами
показано, что в процессе пластической деформации при формировании полос
скольжения происходит сегрегация марганца в направлениях перпендикулярных
полосам скольжения, причем, увеличение количества линий скольжения в зерне
приводит к увеличению степени сегрегации.
а
б
Рисунок 12 – Стадии зарождения ротационной ячейки при ударном нагружении: а
– в меди М3 [15], б– на поверхности излома образца стали 110Г13Л
22
а
б
Рисунок 13 – Кластерное представление структур стали 110Г13Л: а – сочленение
икосаэдра, состоящего из тетраэдрических кластеров ГЦК, с октаэдрическими
кластерами ГЦК-решетки; б – формирование стрежня прорастания путем
сочленения элементарных кристаллических кластеров, показанных на рисунке а
Структура, изображенных на рисунке 12, б стержней прорастания,
учитывающая возможность формирования фаз типа Франка-Каспера, в рамках
кластерного подхода, показана на рисунке 13, а, б. Можно видеть, что пять
октаэдров ГЦК-решетки могут быть объединены с икосаэдром по граням,
формируя фигуру, показанную на рисунке. Объединяя кристаллические кластеры
друг с другом можно получить стержень прорастания.
Рассмотрим происходящие переходы ОЦК-, ГЦК-, ГПУ- решеток в сплаве с
помощью предложенного метода, основанного на постоянстве объемов
октаэдрических элементов соответствующих решеток (см. рисунок 1). Для
примера проанализируем фазовый переход в железомарганцевых сплавах с
содержанием марганца 15 %. Эксперимент показывает, что в этом сплаве могут
присутствовать твердые растворы марганца в кристаллических решетках на
основе α- (ОЦК), γ- (ГЦК) и ε- (ГПУ) железа, с параметрами а равными: 2,868;
3,586 и 2,535 Å соответственно. Проследить переход ГЦК→ГПУ→ОЦК в этом
сплаве можно по линиям 1, 2, 3, 4 номограммы, представленной на рисунке 14.
Рисунок 14 – Геометрические характеристики кластеров: а – зависимость объема
правильного октаэдра ГЦК от длины ребра, б – зависимость объема неправильного
октаэдра ОЦК от длины ребра (параметра кристаллической решетки ОЦК)
23
Объем правильного октаэдра ГЦК-решетки определяется стрелкой 1 от
значения 3,586 Å верхней оси на рисунке 14. Эквивалентный по объему
неправильный октаэдр ОЦК-решетки находится путем проведения стрелки 2
вдоль горизонтальной оси до пересечения с линией, показывающей изменения
объема неправильного октаэдра ОЦК-решетки. Теперь мы можем определить
параметр кристаллической решетки ОЦК, сложенной неправильными октаэдрами
заданного объема. Для этого из точки пересечения опускаем стрелку 3. Она
указывает на длину ребра неправильного октаэдра ОЦК равного 2,868 Å
(совпадающего с параметром кристаллической решетки ОЦК, см. рисунок 1, а, г).
Рассмотрим, как из ГЦК-решетки с параметрами 3,586 Å может
образоваться ГПУ-мартенсит с параметром 2,535 Å. Если ГПУ-мартенсит
появляется из структурных элементов ГЦК-фазы, их параметры должны быть
связаны друг с другом, как это следует из предлагаемой схемы. Параметр а ГПУмартенсита фактически равен длине ребра тетраэдра ГЦК-решетки (см. рисунок 1,
в). В ГЦК-структуре ребра тетраэдра и правильного октаэдра равны. Рассмотрим
их длины с помощью номограммы рисунка 14. Нам необходимо из точки
задающей объем правильного октаэдра ГЦК-решетки опустить перпендикуляр на
горизонтальную ось (стрелка 4 на рисунке 14). Горизонтальная ось показывает
длину ребра правильного октаэдра (совпадающую с ребром тетраэдра ГЦКрешетки). В нашем случае этот параметр составляет 2,535 Å, что совпадает с
данными эксперимента с погрешностью менее 1 %.
Ударное воздействие на щеку камнедробилки в процессе эксплуатации
привело к изменению ее магнитного состояния. До ударного воздействия сталь
110Г13Л характеризовалась аустенитным строением и намагниченностью не
обладала. После ударного воздействия намагниченность появляется в рабочих
поверхностях, подвергавшихся наиболее интенсивной ударной нагрузке. В связи с
эффектом, обнаруженным в детали камнедробилки, провели исследования
магнитного состояния серии образцов-свидетелей, подвергнутых испытанию на
ударную вязкость.
а
б
Рисунок 15 – Кривые крутящего магнитного момента пластин стали 110Г13Л
(сплошная линия – вращение поля по часовой стрелке; пунктирная – вращение
поля против часовой стрелки): а – поле 300 Э; б –поле 8 кЭ
24
Рисунок 16 – Петля магнитного
гистерезиса, полученная
индукционным методом
от массивного образца
деформированной стали 110Г13Л
Было выявлено, что в образцах с локальной намагниченностью наблюдается
эффект магнитного последействия. Суть эффекта заключается в том, что при
наложении магнитного поля требуется некоторое время, чтобы намагниченность
достигла своего конечного значения. Эффект магнитного последействия может
быть исследован по характеру зависимости магнитной анизотропии от величины
и направления магнитного поля. Неоднородность магнитной структуры приводит
к изменению характера магнитной анизотропии. Магнитную анизотропию
определяли методом крутящих магнитных моментов в торсионном магнитометре.
На рисунке 15 представлены зависимости крутящего момента от угла поворота
магнитного поля относительно тонких пластин размером 10×5×0,11 мм,
вырезанных искровым методом из образцов-свидетелей стали 110Г13Л с ударной
вязкостью 280 Дж/см2. Из характера кривых крутящего момента следует, что
сталь 110Г13Л обладает однонаправленной магнитной анизотропией и
неоднородной магнитной структурой. Магнитное последействие или магнитная
вязкость проявляется в том, что ход кривой по часовой стрелке не совпадает с
ходом кривой против часовой стрелки. Данный материал – сталь 110Г13Л –
можно отнести по магнитной вязкости к сверхвязкому материалу. Время
перемагничивания стандартного ферромагнитного образца составляет 10-9–10-12 с,
время перемагничивания наших образцов составляло минуту и более.
Для определения влияния пластической деформации на структурное
состояние стали 110Г13Л были построены петли магнитного гистерезиса для
массивных образцов (рисунок 16). Видно, что в структуре стали присутствуют две
магнитные фазы, которые существенно отличаются друг от друга по величине
коэрцитивной силы. Смещение петли магнитного гистерезиса характерно для
объектов, содержащих интерфейсы ферромагнитной и антиферромагнитной фаз,
и вызвано обменной связью между ними [17].
Показано, что в стали 110Г13Л под воздействием ударных нагрузок может
образовываться структура из антиферромагнитного аустенита и ферримагнитного
мартенсита деформации, в зоне контакта которых магнитная структура
фрустрируется, что приводит к возникновению эффекта магнитного
последействия.
Расчеты
плотности
электронных
состояний
для
железомарганцевых кластеров на основе структур Франка-Каспера подтверждают
возможность возникновения магнетизма в немагнитной стали 110Г13Л.
На основании проведенных исследований предложен способ контроля качества
литых заготовок из стали 110Г13Л и создан прибор для его осуществления,
основанный на определении магнитных свойств испытываемых заготовок.
Экономический эффект при внедрении на АО «Востокмашзавод» (г. УстьКаменогорск) при определении качества запчастей: зубья, плита днища, петля днища
25
ковшей экскаваторов ЭКГ-4,5 ЭКГ-8И, ЭКГ-12,5, гусеничных звеньев для
экскаваторов указных марок, а также щек к щековым дробилкам СМД-59, СМД60А, СМД-117, СМД-118, СМ и других изделий из стали Гадфильда в годовом
выражении составил 839827,00 тенге (147676,00 рублей). Экономический эффект
при опытно-промышленном испытании на НПЦ «Научно-производственный центр
магнитной гидродинамики» (г. Красноярск) в годовом выражении оценивается в
283,4 тыс. рублей. Внедрение прибора на ООО «Рута-Енисей» (г. Красноярск) дало
экономический эффект 154,0 тыс. рублей в годовом выражении.
Пятая
глава
посвящена
исследованиям
особенностей
структурообразования в сплаве Ni51Ti49 при пластической деформации.
Образцы никелида титана после металлографической обработки были
подвергнуты статическому растяжению до разрыва. На рисунке 17, а приведена
дифракционная картина атомноупорядоченной структуры типа В2, полученной с
участка образца Ni51Ti49, подвергнутого растягивающей нагрузке. На рисунке 17,
б показаны полосы сдвиговой деформации в испытавшем мартенситное
превращение зерне сплава Ni51Ti49 при пластической деформации.
На рисунке 18 приведено электронно-микроскопическое изображение
утоненного образца сплава Ni51Ti49, подвергнутого многократным прямым и
обратным мартенситным переходам. Белая полоса, исходящая из правого нижнего
угла рисунка 18, а, представляет собой область острия трещины, на конце которой
(в центре, вверху рисунка 18, а) наблюдается область локализованной
деформации, сформировавшей линзовидные кристаллы с многочисленными
изгибными контурами. Изгибные контуры в линзовидных кристаллах и вне их
ориентированы в различных направлениях, что свидетельствует о
неоднородности распределения напряжений.
Электронограмма, снятая с области острия трещины (рисунок 18, б),
содержит раздвоенные рефлексы, положение которых регулярно смещено
(подчеркнуто белой линией на рисунке 18, б), что свидетельствует о сильном
изгибе кристаллической решетки. Оценка внутренних напряжений в
локализованных областях (в областях кривизны кристаллической решетки)
показала, что величина напряжений нелинейно изменяется в зависимости от
ширины экстинкционного контура.
а
б
Рисунок 17 – Исследование образца Ni51Ti49, подвергнутого растягивающей
нагрузке: а – дифракционная картина структуры В2, б – электронномикроскопическое изображение с области шейки Ni51Ti49
26
б
а
Рисунок 18 – Исследование острия трещины в утоненном образце Ni51Ti49: а –
изображение, полученное в просвечивающем электронном микроскопе, б –
электронограмма этого участка с индексами В2 фазы
На рисунке 19 приведены картина дифракции электронов от растянутого
образца и схема ее расшифровки. Видно появление трех сверхструктурных
рефлексов вдоль направления [002] исходной аустенитной фазы В2, типа [½ 0 0]*,
[100]*, [3/2 0 0]*. Наряду с рефлексами решетки В2 обнаружены рефлексы,
соответствующие сильным линиям мартенситной фазы TiNi, а так же фазы ГЦК с
параметром кристаллической решетки а = 4,10 Å. Из расшифровки другой
дифракционной картины, полученной от шейки растянутого до разрыва образца
Ni51Ti49, следует, что в образце наряду с фазами, имеющими структуры В2 (ОЦК)
и В19´ (ГПУ), также обнаружены рефлексы ГЦК-фазы, параметр решетки которой
а = 4,20 Å. Кроме основных рефлексов этой фазы наблюдаются рефлексы
сверхструктурные: [110]*, [3/2 3/2 0]*, [ ½ ½ 0]*. В сделанной нами расшифровке
дифракционной картины сплава Ni50,6Ti49,4, взятой из работы [18], также были
выявлены рефлексы ГЦК-фазы.
а
б
Рисунок 19 – Картина дифракции электронов, полученная от деформированного
образца никелида титана (а), и схема расшифровки электронограммы (б). Стрелками
показаны возможные смещения атомов при формировании мартенситной ГЦК-фазы
27
Известно, что плотность заполнения пространства атомами в ГЦК- и ГПУрешетках одинакова и составляет 74 %. Сеточная модель кристаллических
структур предполагает расположение треугольных сеток в ГЦК-решетке по
системе АВСАВС, а в ГПУ-решетке по системе АВАВАВ. Близость их строения
можно объяснить механизмом рассматриваемого перехода.
Возможность увеличения в 4 раза параметра В2 решетки исходной
аустенитной фазы с рисунка 19, а можно объяснить, используя схему,
приведенную на рисунке 19, б. Здесь темными кружками показаны атомы ОЦКрешетки, светлыми кружками – атомы промежуточной ГЦК-решетки. На схеме
оси зон обеих фаз [100] перпендикулярны плоскости чертежа. Из схемы на
рисунке 19, б следует, что в определенных обстоятельствах можно описать
процесс мартенситного превращения в никелиде титана путем последовательного
перехода ОЦК→ГЦК→ГПУ. Для этого необходимо, чтобы часть атомов
исходной структуры В2 сместились из своего положения, как это показано на
рисунке 19, б. Таким образом, мартенситный переход в никелиде титана при
пластической деформации может идти по схеме Курдюмова-Закса, и структура B2
переходит в сильно зажатую и искаженную ГЦК структуру.
На рисунке 20 приведено изображение утоненного образца сплава Ni51Ti49,
подвергнутого растягивающей нагрузке. Данные спектрального анализа
линзовидного кристалла и соседней области свидетельствуют, что в области этого
кристалла наблюдается существенное снижение количества никеля и увеличение
количества титана по сравнению с исходным составом. Химический состав
линзовидного кристалла соответствует интерметаллиду Ni2Тi3. В зоне данного
кристалла наблюдаются пересекающиеся экстинкционные контуры, вызванные
значительными внутренними напряжениями, что подтверждается сходным
характером полей напряжений, полученными расчетами в работе [19].
б
а
Рисунок 20 – Изображение участка деформированного образца никелида титана,
полученное методом сканирующей просвечивающей электронной микроскопии
(а), и картина распределения полей упругих напряжений, полученная методом
молекулярной динамики [19] (б)
28
а
б
Рисунок 21 – Электронно-микроскопическое изображение участка шейки
растянутого образца Ni51Ti49 : а – выявленный линзовидный кристалл, б – картина
дифракции электронов от линзовидного кристалла
На рисунке 21, а приведено электронно-микроскопические изображение
растянутого до разрыва и утоненного образца Ni51Ti49 в области шейки.
Наблюдается линзовидный кристалл с экстинкционными контурами внутри,
свидетельствующими о значительных внутренних напряжениях, возникающих в
кристалле. Картина дифракции электронов показана на рисунке 21, б.
Из рисунка 21 видно, что помимо фазы В2 в структуре сплава присутствует
фаза с ГЦК-решеткой. Рабочей гипотезой была идея о возможности
существования в структуре сплава NiTi фазы, обладающей структурным типом
шпинели. Была сделана расшифровка дифракционной картины с рисунка 20, б и
определен параметр кристаллической решетки выделившейся фазы: а = 11,51 Å.
Для другого линзовидного кристалла, с другой кристаллографической
ориентацией, параметр кристаллической решетки оказался равным 11,55 Å.
На спектрах рентгеновской дифракции, снятых с образцов Ni51Ti49 до
деформации, обнаружено наличие фазы В2 и Ti3Ni4 (рисунок 22). После
пластической деформации выявляются фазы В2, В19', Ti3Ni4, Ti2Ni, Ni2Ti3. Линии
кислородной шпинели Ni2Ti4O не выявляются.
Рисунок 22 – Спектры
рентгеновской дифракции,
снятые с образца Ni51Ti49 до (1)
и после (2) деформации
29
а
б
Рисунок 23 – Электронно-микроскопическое изображение линзовидного
кристалла, выросшего в зоне локализации напряжений деформированного
образца Ni51Ti49: а – выявленный линзовидный кристалл, б – картина дифракции
электронов от линзовидного кристалла
На рисунке 23, а приведено изображение линзовидного кристалла в сплаве
Ni51Ti49 и картина дифракции электронов, полученная от него. Особенностью
дифракционной картины является наличие икосаэдрической (пентагональной)
структуры, о которой свидетельствуют десять рефлексов, расположенных с шагом
36° на наиболее интенсивном дифракционном кольце.
В результате расшифровки дифракционной картины, представленной на
рисунке 23, было обнаружено, что наряду с рефлексами от фаз с ОЦК- и ГЦКрешетками, на ней присутствует система рефлексов, соответствующих
примитивной кубической решетке, параметр которой равен 2,12 Å.
Описание превращений на схеме, представленной на рисунке 19, б, было
сделано при помощи моделей относительных смещений плоских сеток. Мы, так
же как и авторы многочисленных других работ, посвященных особенностям
структурных превращений при мартенситных переходах, столкнулись с
трудностью описания эволюции структуры. Затруднения связаны с различными
обозначениями атомных плоскостей и векторов прямой и обратной решеток для
структур с различной симметрией. Возможность превращения ОЦК-аустенита в
промежуточный мартенсит с ГЦК-решеткой (в том числе и по схеме КурдюмоваЗакса) была рассмотрена при помощи кластерной схемы структурообразования.
Если подвергнуть кристалл с ОЦК-решеткой внешней нагрузке, то в зоне
локализации напряжений может произойти смещение атомов ОЦК-решетки на
расстояние равное 0,15×а ГЦК-решетки (это расстояние показано стрелками
вверх и вниз на рисунке 24, а).
Дифракционная картина, экспериментально обнаруженная нами на рисунке
23, б, является результатом формирования икосаэдрических кластерных
агрегатов, состоящих из связанных между собой кристаллических кластеров
ОЦК- и ГЦК-решеток. Показано, что десять рефлексов, расположенных на
дифракционном кольце с наибольшей интенсивностью соответствующем (111)ГЦК,
связаны с набором кристаллических кластеров, образующих икосаэдр.
30
а
б
Рисунок 24 – Кластерные схемы: а – образование ГЦК-решетки из
октаэдрического кластера ОЦК-решетки по схеме Курдюмова-Закса,
б – кластерный агрегат с икосаэдрической атомной конфигурацией, образованный
из тетраэдрических кластеров ГЦК-решетки, связанных с октаэдрическими
кластерами ОЦК- и ГЦК-решеток
Длина ребра тетраэдрического кристаллического кластера (которая всегда
совпадает с плоскостью типа (111)ГЦК) в ГЦК-решетке с параметром 3,68 Å равна
d220=1,31 Å. Показано, что икосаэдрические кластеры, которые мы наблюдаем в
эксперименте, состоят из тетраэдрических кристаллических элементов ГЦКрешетки, как изображено на рисунке 24, б. Здесь атомы смещаются (например,
как показано стрелкой на рисунке 24, б), формируя кластерный агрегат с
пентагональной структурой. В этом случае куб, в который можно вписать
указанный икосаэдр, будет иметь длину ребра равную 2,12 Å, что совпадает с
экспериментом.
Рассмотрим происходящие переходы ОЦК→ГПУ в сплаве с помощью
кластерного подхода, основанного на принципе постоянства объемов
октаэдрических элементов. Экспериментальные данные показывают, что в этом
сплаве могут присутствовать фазы: В2, ГПУ-мартенсит и промежуточная фаза с
ГЦК-решеткой с параметрами а равными: 3,28, 2,89 и 4,10 Å соответственно (см.
рисунок 19, б). Проследить переход ОЦК→ГЦК→ГПУ в этом сплаве можно по
линиям 5, 6, 7, 8 номограммы, представленной на рисунке 14 (см. также описания
к рисункам 1 и 14). Предлагаемый метод описания адаптации различных фаз друг
к другу, основанный на кластерных представлениях, показывает хорошие
результаты при анализе не только исследованных сплавов, но и при анализе
полиморфных ОЦК, ГПУ и ГЦК переходах в чистых металлах.
Было проведено исследование магнитных свойств деформированных
образцов сплава Ni51Ti49. Из диаграммы фазовых равновесий следует, что
ферромагнитное состояние сплава при комнатной температуре может быть
реализовано только при содержании Тi не более 9 ат.% [20].
31
Рисунок 25 – Кривые
крутящих магнитных
моментов, полученные в
сплаве Ni51Ti49 после
различного количества
циклических прямых и
обратных мартенситных
переходов: 1 – 20 циклов, 2 –
25 циклов, 3 – 35 циклов
На рисунке 25 представлены экспериментальные результаты исследования
образцов сплава Ni51Ti49 методом крутящих магнитных моментов после
различного количества циклических прямых и обратных мартенситных
переходов. Видно, что в образцах в процессе циклических мартенситных
превращений формировалась фаза с ненулевой намагниченностью. В
эксперименте ферромагнитные свойства появляются после деформирования
образцов, причем по мере увеличения количества циклов мартенситного перехода
они возрастают.
Петли магнитного гистерезиса, полученные на индукционном петлескопе от
образца до деформации и после растяжения в испытательной машине,
представлены на рисунке 26. Видно, что до деформации образец не обладал
магнитным моментом, а после деформации стал ферромагнитным. Эффект
возникновения магнетизма в никелиде титана связан с перестройкой его атомнокристаллической структуры. Известно [21], что при понижении симметрии
кристаллической фазы с кубической решеткой в ней может появляться
намагниченность. Расчеты электронной структуры икосаэдрических кластеров,
которые могут формироваться в структуре никелида титана, позволили объяснить
возникновение магнетизма в образцах сплава Ni51Ti49. Таким образом, показано,
что возникновение магнитных свойств в деформированном сплаве никелида
титана может быть объяснено изменением его кристаллической структуры с
образованием в локальных областях кристаллических кластеров, обладающих
структурой Франка-Каспера.
Рисунок 26 – Вид петель
магнитного гистерезиса
образца Ni51Ti49: 1 – до
деформации, 2 – после
деформации
32
Полученные результаты были использованы в Томском госуниверситете в
научных исследованиях по созданию новых наноматериалов на основе Ni-Ti
сплавов с целью последующего их применения для диагностики и терапии
раковых заболеваний в медицинской практике.
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
В диссертационной работе проведено исследование структурообразования
областей локализации пластической деформации в зонах контакта разнородных
металлов (сталь-медь, медь-свинец, сталь-алюминий) и в сплавах с мартенситными
превращениями (системы Fe-Mn, Ni-Ti) как результата протекания
быстропротекающих процессов. Показаны возникающие в процессе структурной
самоорганизации продукты механохимических реакций, а так же предложены
кластерные модели их образования. Выявлены условия формирования новых фаз
при пластической деформации, связанные с возникновением локальной кривизны
кристаллической решетки, приводящей к изменению молярного объема сплавов, и
продемонстрирован сопровождающий кривизну аномальный массоперенос.
Исследованы специфические особенности процесса структурной самоорганизации
при пластической деформации в исследованных сплавах, а так же возникающие в
пластически деформированных сплавах ферромагнитные эффекты.
В работе сделаны следующие выводы:
1. Установлено, что полиморфные переходы решеток типа ГЦК→ОЦК,
ОЦК→ГЦК, ГЦК→ГПУ и формирование структур типа Франка-Каспера в
условиях кривизны кристаллической решетки и меняющегося молярного объема в
локализованных областях исследованных деформированных сплавов могут быть
описаны с помощью разработанных схем и методов, основанных на кластерных
схемах структурообразования.
2. Доказано, что совместная интенсивная пластическая деформация в зонах
контакта разнородных металлов (сталь-медь, медь-свинец, сталь-алюминий)
приводит к их текстурированию и к значительному повышению их взаимной
растворимости относительно равновесных показателей благодаря происходящему
массопереносу.
3. Выявлено, что при давлениях до 8 ГПа в зоне контакта разнородных
металлов (сталь-медь, медь-свинец, сталь-алюминий) в условиях твердофазного
взаимодействия возможно формирование новых фаз, в том числе
атомноупорядоченных у металлов с положительной энтальпией смешивания
(сталь-медь). Определено, что при возрастании давления до 30 ГПа формирование
новых фаз не происходит и процесс взаимодействия ограничивается повышением
взаимной растворимости металлов. Полученные результаты были внедрены на
АО ЦКБ «Геофизика» (г. Красноярск) при корректировке технологического
процесса изготовления электрических соединений в изделии специального
назначения, что позволило уменьшить электросопротивление соединений при
повышении их прочности и технологичности. В результате внедрения
трудоемкость изготовления электрических соединений понизилась на 12 %, а
экономический эффект в годовом выражении составил 186435,0 рублей.
4. Установлено, что в образцах стали 110Г13Л с высокой ударной вязкостью
33
280±20 Дж/см2 линии скольжения в зонах локализации деформации обладают
свойством масштабной инвариантности и фрактальной размерностью D =
1,81±0,01. В зонах линий скольжения формируются фазы, обладающие
структурами Франка-Каспера.
5. Доказано, что разрушение образцов стали 110Г13Л с высокой ударной
вязкостью происходит на мезоуровне в локализованных областях путем
формирования динамических ротаций, зародышами которых служат линии
скольжения. Показано, что процесс разрушения сопровождается сегрегацией
марганца, происходящей со скоростью до 3,5 км/с.
6. Определено, что формирование мартенсита деформации со структурой
Франка-Каспера в процессе ударной нагрузки происходит только в условиях
увеличенного молярного объема в локализованных областях и сопровождается
сопряженным аномальным уменьшением параметра кристаллической решетки
аустенита до 3,583±0,001 Å и снижением его атомного объема до 11,50±0,01 Å3.
7. Обоснован механизм возникновения эффекта магнитного последействия
в деформированных образцах стали 110Г13Л с неоднородной магнитной
структурой, обусловленной неоднородностью фазового состава как результата
чередования антиферромагнитного аустенита и ферримагнитного мартенсита
деформации со структурой Франка-Каспера на разных масштабных уровнях.
8. Разработан, запатентован и испытан способ контроля качества литых
заготовок из стали 110Г13Л и прибор для его осуществления, основанный на
определении магнитных свойств испытываемых заготовок. Экономический
эффект от внедрения на АО «Востокмашзавод» (г. Усть-Каменогорск) при
определении качества запчастей: зубья, плита днища, петля днища ковшей
экскаваторов ЭКГ-4,5 ЭКГ-8И, ЭКГ-12,5, гусеничных звеньев для экскаваторов
указных марок, а также щек к щековым дробилкам СМД-59, СМД-60А, СМД-117,
СМД-118, СМ и других изделий из стали Гадфильда в годовом выражении
составил 839827,00 тенге (147676,00 рублей). Экономический эффект при опытнопромышленном испытании на НПЦ «Научно-производственный центр магнитной
гидродинамики» (г. Красноярск) при определении качества деталей миксера в
годовом выражении оценивается в 283,4 тыс. рублей.
9. Методами расшифровки дифракционных картин от деформированного
растяжением сплава Ni51Ti49 установлено, что процесс мартенситного превращения
B2→В19' может проходить через промежуточную фазу с ГЦК-решеткой, параметр
которой равен ~ 4,10 Å, причем превращение идет по схеме Курдюмова-Закса.
Выявлена возможность атомного упорядочения в процессе пластической
деформации фаз сплава Ni51Ti49, приводящего к возникновению сверхструктурных
рефлексов, в том числе у выявленной ГЦК фазы.
10. Доказано, что в процессе пластической деформации растяжением сплава
Ni51Ti49 в зонах локализации деформации формируются линзовидные кристаллы,
содержащие экстинкционные изгибные контуры, в том числе фазы Ni2Ti3 со
структурным типом шпинели (Fd3m), обладающей параметром кристаллической
решетки равным 11,53±0,03 Å. Показано, что в процессе пластической
деформации в сплаве Ni51Ti49 может формироваться фаза с икосаэдрической
структурой.
34
11. Установлено, что физико-химические механизмы перестройки
структуры в локализованных областях исходно немагнитного сплава Ni51Ti49, как
после растяжения, так и в результате прохождения множественных циклов
прямых и обратных мартенситных переходов, приводят к возникновению
ферромагнетизма.
Список цитированных работ:
1.
Пирсон, У., Кристаллохимия и физика металлов и сплавов – М. : Мир,
1977. – Т. 2. – С. 308–314. – 472 с.
2.
Бульёнков, Н. А. Модульный дизайн икосаэдрических металлических
кластеров / Н. А. Бульёнков, Д. Л. Тытик // Изв. АН: Сер Химическая. – 2001. –
№ 1. – С. 1–19.
3.
Крапошин, В. С. Сборка икосаэдрического квазикристалла из
иерархических атомных кластеров / В. С. Крапошин // Кристаллография. – 1996. –
Т. 41. – № 3. –С. 395–404.
4.
Kraposhin, V. S. Description of polymorphic transformations of Ti and Zr
in the framework of the algebraic geometry / V. S. Kraposhin, A. L. Talis, Y. J. Wang //
Materials Science and Engineering A. – 2006. – V. A438–440. – P. 85–89.
5.
Frank, F. С. Complex alloy structures regarded as sphere packings. I.
Definitions and basic principles / F. C. Frank, J. S. Kasper // Acta Cryst. – 1958. –
V.11.–P. 184–189.
6.
Швецов, Г. А. Разрушение кумулятивных струй импульсным током /
Г. А. Швецов, А. Д. Матросов // Прикладная механика и техническая физика. –
2004. –№ 2. – С. 147–155.
7.
Acet, М. High-temperature moment-volume instability and anti-invar of γFe / M. Acet, H. Zahres, E. F. Wassermann, W. Pepperhoff // Physical review B. –1994.
– V. 49. – P. 6012.
8.
Моделирование переноса массы в виде рядов вакансий и межузельных
атомов на примере двумерного кристалла / М. Д. Старостенков,
А. В. Маркидонов, Н. Н. Медведев, Т. А. Тихонова // Вестн. Сам. гос. техн. ун-та.
Сер. Физ.-мат. науки. – 2010. – Т.1.(20). – С. 249 – 252.
9.
Natural Quasicrystals / L. Bindi, P. J. Steinhardt, N. Yao, P. J. Lu //
Science. – 2009. – V. 324. – P. 1306–1309.
10. Sidhom, H. An icosaedral phase in annealed austenitic stainless steel? /
H. Sidhom, R. Portier //Philosophical Magazine Letters. – 1989. – V. 59. – № 3. –
P.131–139.
11. Упорядоченные структуры клатратов как объединения особых
геликоидов / А. Л. Талис, В. С. Крапошин, И. Н. Веселов, И. А. Ронова,
О. А. Беляев // Наука и образование: науч. изд. МГТУ им. Н.Э. Баумана. 77–
30569/327112.–2012.–№ 2.–С. 51.
12. Tanaka, Y. Anomalous Changes in Austenite and Martensite Lattice
Parameters of Fe–Mn–C Alloys / Y. Tanaka, K. Shimizu // Transactions of the Japan
Institute of Metals. – 1980. – V.21. – № 1. – P. 42–50.
13. Панин, В. Е. Наноструктурные состояния в твердых телах / В. Е.
Панин, В. Е. Егорушкин // ФММ. – 2010. – Т. 110. – № 5. – С. 487–496.
35
14. Егорушкин, В. Е. Физические основы нелинейной механики
разрушения / В. Е. Егорушкин, В. Е. Панин // Изв. РАН. Механика твердого тела.
– 2013, – №5. – С. 53–66.
15. Переход металлов в структурно-неустойчивое состояние при ударноволновом нагружении / Ю. И. Мещеряков, Н. И. Жигачева, А. К. Диваков,
И. П. Макаревич, Б. К. Барахтин // Прикладная механика и техническая физика. –
2010. –Т. 51. – № 5. – С. 132–146.
16. Falk, M. Toward a Shear-Transformation-Zone Theory of Amorphous
Plasticity / M. Falk, J. S. Langer, L. Pechenik // Handbook of Materials Modeling. –
Sidney: Yip, 2005. p. 1281-1312.
17. Meiklejohn, W. Н New Magnetic Anisotropy / W. H. Meiklejohn, С. P.
Bean // Phys. Rev. – 1956. – V. 102. – P. 1413.
18. О природе аномально высокой пластичности высокопрочных сплавов
никелида титана с эффектами памяти формы. / Е. Ф. Дударев, Р. З. Валиев,
Ю. Р. Колобов и др. // Физика металлов и металловедение. – 2009. – Т. 107. – № 3.
– С. 316–330.
19. Maloney, C. Universal Breakdown of Elastisity at the onset of Material
Failure / C. Maloney, A. Lemaitre, //Phys Rev. Lett. 2004. – V. 93. –№ 19. – P. 195501 (14).
20. Бозорт, Р. М. Ферромагнетизм: пер. с англ / Р. М Бозорт ;. / Под ред.
Е. И. Кондорского и Б. Г. Лившица. – М.: Изд-во ин. лит., 1956. – 784 с.
21. Role of local geometry in the spin and orbital structure of transition metal
compounds / D. I. Khomskii, К. I. Kugel, A. O. Sboychakov, S. V. Streltsov // JETP. –
2016.–V. 122.–№3.–P. 484.
Работы по теме диссертации:
Рекомендованные ВАК и зарубежные рецензируемые издания:
А1. Квеглис, Л. И. Сплавы железо-марганец-углерод с аномальным
объемом кристаллической решетки / Л. И. Квеглис, Ф. М. Носков,
В. В. Казанцева, Р. Б. Абылкалыкова, У. А. Рахимова, В. А. Мусихин, Н. Л.
Зайцев, Т. А. Меньшикова // Известия Российской академии наук. Серия
физическая. – 2008. – Т. 72. – № 8. – С. 1235-1237.
А2. Абылкалыкова, Р. Б. Особенности мартенситного превращения в
никелиде титана / Р. Б. Абылкалыкова, Г. Б. Тажибаева, Ф. М. Носков,
Л. И. Квеглис // Известия Российской академии наук. Серия физическая. – 2009. –
Т. 73. – № 11. – С. 1642-1644.
А3. Квеглис, Л. И. Влияние пластической деформации на процессы
перемагничивания сплава Fe86Mn13C / Л. И. Квеглис, Ф. М. Носков,
Р. Б. Абылкалыкова, У. А. Рахимова, В. В. Казанцева // Фундаментальные
проблемы современного материаловедения. – 2010. – Т. 7. – № 4. – С. 35-38.
А4. Абылкалыкова, Р. Б. Структурообразование в системе железо – медь
при интенсивных динамических нагрузках / Р. Б. Абылкалыкова, Л. И. Квеглис,
Ф. М. Носков // Известия высших учебных заведений. Черная металлургия. –
2012. – № 10. – С. 52-56.
36
А5. Квеглис, Л. И. Аномально быстрая макроскопическая миграция
вещества / Л. И. Квеглис, Ф. М. Носков, В. В. Казанцева, Р. Б. Абылкалыкова,
А. А Калитова, М. Н. Волочаев // Известия высших учебных заведений. Черная
металлургия. – 2012. – № 12. – С. 43-45.
А6. Квеглис, Л. И. Структура, магнитные свойства и трехмерное
моделирование мартенсита деформации в сплаве Fe86Mn13C / Л. И. Квеглис,
Ф. М. Носков, А. В. Джес, Ю. В Паничкин., Р. Б. Абылкалыкова, М. Н. Волочаев //
Наноинженерия. – 2013. –№ 3 (21). – С. 42-46.
А7. Абкарян, А. К. Особенности структурообразования в системе свинец –
медь при интенсивных динамических нагрузках / А. К. Абкарян,
Р. Б. Абылкалыкова, В. А. Падар, Ф. М. Носков, А. А Калитова, Г. М. Дюсупова,
Г. Б. Мухаметхан / Журнал Сибирского федерального университета. Серия:
Техника и технологии. – 2013. – Т. 6. – № 7. – С. 818-827.
А8. Абкарян, А. К. Особенности структурообразования в системе железомедь при интенсивных динамических нагрузках / А. К. Абкарян,
Р. Б. Абылкалыкова, Л. И. Квеглис, Ф. М. Носков // Журнал Сибирского
федерального университета. Серия: Техника и технологии. – 2013. – Т. 6. – № 3. –
С. 334-343.
А9. Калитова, А. А. Исследование соединения биметалла стальалюминий, полученного сваркой взрывом / А. А. Калитова, Л. И. Квеглис, Ф. М.
Носков, Н. В. Ларионова, И. С. Семенников // Фундаментальные проблемы
современного материаловедения. – 2014. – Т. 11. – № 3. – С. 285-289.
А10. Абылкалыкова, Р. Б. Исследование мартенсита деформации в
утоненных образцах и пленках сплава Fe86Mn13C / Р. Б. Абылкалыкова,
А. В. Джес, Л. И. Квеглис, Ф. М. Носков, М. Н. Волочаев, А. Г. Черков // Известия
Российской академии наук. Серия физическая. – 2014. – Т. 78. – № 4. – С. 504.
А11. Рахимова, У. А. Особенности структурообразования при пластической
деформации в зоне контакта металлов со слабой растворимостью / У. А. Рахимова,
Л. И. Квеглис, Ф. М. Носков, Я. В. Отнюков, А. А Калитова // Известия высших
учебных заведений. Черная металлургия. – 2014. – № 4. – С. 59-64.
А12. Kveglis, L. I. The clusters self-assembled crystal and magnetic structure
during the martensite transition in Fe86Mn13C alloy / L. I. Kveglis, A. V. Dzhes,
M. N. Volochaev, A. G. Cherkov, F. M. Noskov // Журнал Сибирского федерального
университета. Серия: Техника и технологии. – 2015. – Т. 8. – № 1. – С. 48-56.
А13. Джес, А. В. Особенности формирования линзовидных кристаллов при
мартенситных превращениях в никелиде титана / А. В. Джес, Ф. М. Носков,
Л. И. Квеглис, М. Н. Волочаев, Г. Б. Тажибаева // Фундаментальные проблемы
современного материаловедения. – 2016. – Т. 13. – № 1. – С. 96-104.
А14. Квеглис, Л. И. Мартенситные превращения в никелиде титана через
промежуточную фазу с ГЦК-решеткой /Л. И. Квеглис, Ф. М. Носков,
М. Н. Волочаев, А. В. Джес // Физическая мезомеханика. – 2016. – Т. 19. – №2. –
С.100-107.
А15. Квеглис, Л. И. Структурообразование в системе сталь – медь
/Л. И. Квеглис, Ф. М. Носков, А. А. Калитова, А. К. Абкарян // Химия в интересах
устойчивого развития. – 2016. – Т. 24. – № 2. – С. 229-237.
37
А16. Носков, Ф. М. Масштабная инвариантность структуры стали 110Г13Л
при самоорганизации, вызванной пластической деформацией / Ф. М. Носков,
Л. И. Квеглис, М. Н. Волочаев, А. В. Джес // Фундаментальные проблемы
современного материаловедения. – 2016. – Т. 13. – № 3. – С. 292-302.
А17. Noskov, F. M. Magnetic properties of plastically deformed nickel-titanium
alloy / F. M. Noskov, A. V. Nyavro, V. N. Cherepanov, A. K. Drozdova, L. I. Kveglis //
Вестник СибГАУ. – 2017. – Т. 18. – № 1. – С. 211–218.
А18. Носков, Ф. М. Фаза со структурным типом шпинели в пластически
деформированном никелиде титана / Ф. М. Носков, Л. И. Квеглис, А. К. Абкарян,
М. Н. Волочаев // Журнал Сибирского федерального университета. Серия:
Техника и технологии. – 2017. – Т. 10. – № 3. – С. 292–304.
А19. Носков, Ф. М. Формирование кластерных агрегатов с пентагональной
симметрией в пластически деформированных образцах Ni51Ti49 / Ф. М. Носков,
Л. И. Квеглис, М. Н. Волочаев, А. К. Абкарян, В. С. Жигалов // Вестник СибГАУ.
– 2017. – Т. 18. – № 2. – С. 396–403.
А20. Kveglis, L. I. Local electron structure and magnetization in β - Fe86Mn13C /
L. I. Kveglis, R. B. Abylkalykova, F. M. Noskov, V. G. Arhipkin, V. A. Musikhin,
V. N. Cherepanov, A. V. Niavro // Superlattices and Microstructures. – 2009. – Т. 46. –
№ 1-2. – С. 114-120.
А21. Abylkalykova, R. B. Abnormally fast migration of substance at shock
loadings / R. B. Abylkalykova, A. A. Kalitova, L. I. Kveglis, F. M Noskov //Advanced
Materials Research. – 2014. – Т. 871. – С. 231-234.
Монография:
А22. Носков, Ф. М. Структурная самоорганизация в областях локализации
пластической деформации в сплавах с мартенситными превращениями (системы
Fe–Mn, Ni–Ti): монография / Ф. М. Носков. – Красноярск : Сиб. федер. ун-т, 2016.
– 248 с.
Патент:
А23. Способ контроля качества литых заготовок из стали 110Г13Л и
устройство для его осуществления: пат. 2618503 Российской Федерации : G01N
27/72 / Л. И. Квеглис, Ф. М. Носков, И. С. Лопин, М. Б. Лесков, А. В. Павлов ;
заявитель и патентообладатель Федеральное государственное автономное
образовательное учреждение высшего образования «Сибирский федеральный
университет» ; заявл. № 2016109711, 17.03.2016; опубл. 03.05.2017, Бюл. № 13. – 2 с.
Прочие публикации:
А24. Носков, Ф. М. Description of polymorphous transformations in metals on
the basis of the cluster model of structural formation / Ф. М. Носков, Л. И. Квеглис,
М. А. Саденова // Вестник ВКГТУ им. Д. Серикбаева. – 2017. – №3. – С. 186-191.
А25. Абылкалыкова, Р. Б. Увеличение объема при динамическом
нагружении закаленных образцов сплава 110Г13Л / Р. Б. Абылкалыкова,
У. А. Рахимова, Ш. Б. Насохова, П. С. Колесников, Ф. М. Носков, В. В. Казанцева
// Упорядочение в минералах и сплавах: сб. тр. Х междунар. междисциплинар.
симпозиума ОМА-10, Ростов-на-Дону. – 2007. – Ч. 2. – С. 89–92
А26. Носков, Ф. М. Исследование структуры и магнитных свойств стали
110Г13Л / Ф. М. Носков, Р. Б. Абылкалыкова, В. В. Казанцева, Л. И. Квеглис,
38
А. В. Ершов // Магнитные материалы. Новые технологии: сб. тезисов III Байкальской межд. конф., Иркутск. – 2008. – С. 48–49.
А27. Носков, Ф. М. Особенности мартенситного превращения в никелиде
титана / Ф. М. Носков, Л. И. Квеглис, Р. Б. Абылкалыкова // Упорядочение в
минералах и сплавах, ОМА-11: сб. тр. Х1 междунар. междисциплинар.
Симпозиума, Ростов-на-Дону. – 2008. – Ч. 2. – С. 190–194.
А28. Носков, Ф. М. Исследование структуры и магнитных свойств стали
110Г13Л / Ф. М. Носков, В. В. Казанцева, В. А. Мусихин, А. В. Ершов,
Л. И. Квеглис // Ультрамелкозернистые и наноструктурные материалы – 2008:
материалы открытой школы-конф. стран СНГ, Уфа. – 2008. – С.112–113.
А29. Kveglis, L.I. The local electron structure and magnetization in βFе86Mn13C / L. I. Kveglis, V. V. Kazantseva, F. M. Noskov, A. V. Nyavro,
V. A. Musikhin // Moscow International Symposium on Magnetism. – 2008. – p. 768.
А30. Носков, Ф. М. Процессы аномальной диффузии в металлических
сплавах при пластической деформации / Ф. М Носков, Р. Б. Абылкалыкова,
Г. Б. Мухаметхан, Г. М. Дюсупова // Релаксационные явления в твердых телах:
материалы XXII междунар. науч. конф. – Воронеж, 2010. – С. 83-85.
А31. Носков, Ф. М. Процессы аномальной диффузии в металлах при
пластической деформации / Ф. М Носков, Л. И. Квеглис, Р. Б. Абылкалыкова,
А. К. Абкарян, Г. Б. Мухаметхан, Г. М. Дюсупова // Упорядочение в минералах и
сплавах: материалы XIII-й междунар. симпоз. – Ростов-на-Дону - п. Лоо, 2010. –
С. 105-113.
А32. Квеглис, Л. И Кластерная модель мартенситных превращений в
сплаве Fe86Mn13C / Л. И Квеглис, М. Н Волочаев, М. С. Рахимова, А. В. Джес,
О. С. Букина, Ф. М. Носков // Ультрадисперсные порошки, наноструктуры,
материалы: материалы Всерос. тауч.-технич. конф. с международным участием
(VI Ставеровские чтения). – Красноярск, 2012. – С. 83.
А33. Kveglis, L. I. The features of morphology and surface fracture in 100G13L
steel with high impact strength / L. I. Kveglis, F. M. Noskov, V. V. Kazantseva //
NanoSEA 2012 International conference, University of Rome Tor Vergata. – Rome. –
Italy, 2012. – С. 129.
А34. Носков, Ф. М. Макроскопическая миграция вещества / Ф. М Носков,
Л. И. Квеглис, Р. Б. Абылкалыкова // Упорядочение в минералах и сплавах: сб. тр.
16 межд. междисциплинарного симпозиума, 12–17 сент. 2013 г. / СКНЦ ВШ
ЮФУ АПСН. – Ростов-на-Дону-Туапсе, 2013. – Т. 2. – С. 83.
А35. Абкарян, Р. Б. Механохимические процессы в системе железо-медь
при интенсивных динамических нагрузках / Р. Б. Абкарян, Р. Б. Абылкалыкова,
Л. И. Квеглис, Ф. М Носков // Порядок, беспорядок и свойства оксидов: сб. тр. 16
межд. междисциплинарного симпозиума, 7–12 сент. 2013 г. / СКНЦ ВШ ЮФУ
АПСН. – Ростов-на-Дону-Туапсе, 2013. –Т. 2. – С. 59 – 63.
А36. Квеглис, Л. И Трехмерное моделирование мартенситных превращений
при переходе из ГЦК в ОЦК структуру / Л. И Квеглис, Ф. М. Носков, А. В. Джес,
Ю. В. Паничкин, Р. Б. Абылкалыкова, М. Н Волочаев // Среды со структурным и
магнитным упорядочением, Multiferroics-4: сб. тр. 4 межд. междисциплинар.
39
симпозиума, 4 – 7 сент. 2013 г. / СКНЦ ВШ ЮФУ АПСН. – Ростов-на-ДонуТуапсе, 2013. – С. 59 – 61.
А37. Kveglis, L. I. The separation processes running in the waves of plastic
deformation in metal alloys / L. I. Kveqlis, F. M. Noskov, R. B. Abylkalykova //
NANO-structures SElf-Assembly, NanoSEA 2014: 5th International Conference, 7 – 10
july 2014. – Marseille, France, 2014. – р. 185 – 186.
А38. Квеглис, Л. И. Особенности структурообразования в области контакта
сталь – медь при динамических нагрузках / Л. И Квеглис, Ф. М. Носков,
А. А. Калитова, А. К. Абкарян // Горячие точки химии твердого тела: механизмы
твердофазных процессов: тез. докл. II всеросс. конф. с межд. участ., 26 – 28 окт.
2015 г., / РИЦ НГУ. – Новосибирск, 2015. – С. 48.
А39. Kveglis, L. I. Structure self-organization in manganese steels during plastic
deformation / L. I. Kveglis, A. V. Pavlov, F. M. Noskov, G. S. Bectasova,
M. N. Volochaev, A. Sadibekov // Ультрадисперсные порошки, наноструктуры,
материалы. VII Ставеровские чтения: тр. науч. тех. конф. с межд. участ., 22 – 23
окт. 2015 г. / БИК СФУ. – Красноярск, 2015. – С. 79 – 80.
А40. Квеглис, Л. И Особенности структурообразования в области контакта
сталь-медь при динамических нагрузках / Л. И Квеглис, Ф. М. Носков,
А. А. Калитова, А. К. Абкарян, А. // Ультрадисперсные порошки, наноструктуры,
материалы. VII Ставеровские чтения: сб. тр. науч. тех. конф. с межд. участ., 23
окт. 2015 г. / БИК СФУ. – Красноярск, 2015. – С. 83 – 89.
А41. Квеглис, Л. И О возможности мартенситных превращений в никелиде
титана через промежуточную фазу с ГЦК-решеткой / Л. И. Квеглис,
Ф. М. Носков, А. В. Нявро, В. Н. Черепанов // Перспективные материалы с
иерархической структурой для новых технологий и надежных конструкций: сб.
тр. междунар. конф., 19 – 23 сент. 2016 г. – Томск, 2016 .– С. 252 – 253.
А42. Kveglis, L. I. Magnetic properties of plastically deformed nickel-titanium
alloy / L. I. Kveglis, M. N. Volochaev, A. V. Dzhes, F. M. Noskov // Trends in
MAGnetism" (EASTMAG-2016): Abstracts VI Euro-Asian Symposium, 15 – 19 august
2016. – Krasnoyarsk, Kirensky Institute of Physics, Russian Academy of Sciences,
Siberian Branch, 2016. – р. 421.
40
1/--страниц
Пожаловаться на содержимое документа