Перераспределение легирующих элементов и изменение магнитных свойств при интенсивной холодной деформации Fe-Cr-Ni аустенитных сплавов

2
СОДЕРЖАНИЕ
ВВЕДЕНИЕ.............................................................4
ГЛАВА I. ВЛИЯНИЕ ХОЛОДНОЙ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРУКТУРУ
И МАГНИТНЫЕ СВОЙСТВА ФЕРРОМАГНИТНЫХ ГЦК СПЛАВОВ (ОБЗОР) 7
М.Диспсрппацня структуры при холодной деформации и изменение свойств ГЦК сплавов..............................................7
1.1.1. Структурные изменения при срелних степенях пластической деформации ГЦК металлов.....................................................................7
1.1.2. Двойникованне......................................................8
1.1.3. Роль энергии дефектов упаковки.....................................8
1.1.4. Границы зерен......................................................9
1.1.5. Деформационное упрочнение.........................................10
1.1.6. Точечные дефекты..................................................13
1.1.7. Особенность больших пластических деформаций.......................13
1.2. Магнитные свойства................................................15
1.2.1. Начальная восприимчивость, коэрцитивная сила......................15
1.2.2. Приближение к насыщению...........................................19
1.2.3. Мелкие ферромагнитные частицы и супсрпарамагнстизм................22
1.3. Влияние структуры на намагниченность насыщения и температуру Кюри.25
1.3.1. Упругая деформация................................................26
1.3.2. Пластическая деформация...........................................26
1.3.3. Двойникованне.....................................................28
1.3.4. Состав сплава и сто атомное упорядочение..........................29
1.3.5. Атомное расслоение................................................34
ГЛАВА 2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ.............................36
2.1. Выбор объекта исследования........................................36
2.2. Исследованные материалы и их обработка............................37
2.3. Приготовление образцов и методика измерений.......................38
2.4. Методы исследования...............................................40
ГЛАВА 3. ВЛИЯНИЕ СИЛЬНОЙ ХОЛОДНОЙ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРУКТУРУ И МАГНИТНЫЕ СВОЙСТВА ЧИСТОГО НИКЕЛЯ...............................49
3.1. Последовательность структурных изменений при холодной деформации Ni....49
3.2. Магнитные свойства Ni после сильной холодной деформзции...........51
3.3. Обсуждение результатов............................................54
3.4. Выводы............................................................60
ГЛАВА 4. ПЕРЕРАСПРЕДЕЛЕНИЕ ЛИДИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И ИЗМЕНЕНИЕ МАГНИТНЫХ СВОЙСТВ СТАБИЛЬНЫХ АУСТЕИИТНЫХ ХРОМОНИКЕЛЕВЫХ СТАЛЕЙ ПРИ СРЕДНИХ СТЕПЕНЯХ
ДЕФОРМАЦИИ..................................................................61
4.1. Изменение магнитных свойств стали Х12Н30 при холодной прокатке; сравнение со сталями X121II5 и X12II30T3..............................................61
4.2. Влияние последеформационного отжига...............................62
4.3. О возможных причинах изменения магнитных свойст в стали Х12НЗО при холодной деформации; структура после деформации и отжига....................65
4.4. Анализ возможных вариан тов деформационного расслоения сплавов по изменению температуры Кюри ферромагнитных образований.......................72
4.5. Выводы............................................................76
3
ГЛАВА 5. ПЕРЕРАСПРЕДЕЛЕНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ В СТАЛЯХ
ПРИ ВЫСОКИХ СТЕПЕНЯХ ДЕФОРМАЦИИ............................................77
5.1. Влияние сильной деформации на магнитные свойства стали XI2Н30....77
5.2. Структура сильно деформированной стали Х12Н30....................80
5.3. Изменение магнитных свойств стали Х12Н40 при холодной деформации 83
5.4. Обсуждение результатов...........................................88
5.4.1.0 влиянии внутренних напряжений....................................88
5.4.2. Об интенсивности роста температуры Кюри кластеров при деформации 88
5.4.3. Об интервале температур Кюри кластеров............................89
5.4.4. Анализ характера расслоения сталей при деформации по магнитным измерениям.................................................................94
5.5. Выводы...........................................................96
ГЛАВА 6. ФЕНОМЕНОЛОГИЧЕСКОЕ ОПИСАНИЕ ИЗМЕНЕНИЯ МАГНИТНЫХ СВОЙСТВ ПРИ ДЕФОРМАЦИОННОМ РАССЛОЕНИИ............................98
6.1 Модель мелких одинаковых ферромагнитных частиц....................98
6.2 Модель мелких ферромагнитных частиц с простейшим распределением по магнитному моменту........................................................104
6.3 Обсуждение результатов...........................................114
6.4 Оценки и обоснование использования модели........................116
6.5 Выводы...........................................................119
ЗАКЛЮЧЕНИЕ.........................................................121
ОБЩИЕ ВЫВОДЫ.......................................................123
ПРИЛОЖЕНИЕ 1. Оценка роли некоторых побочных эффектов на измерение
намагниченности....................:......................................126
ПРИЛОЖЕНИЕ 2. Программы вычислений и результаты расчетов.............132
ПРИЛОЖЕНИЕ 3. Качественные оценки температурной зависимости производной
по температуре от логарифма намагниченности при наличии расслоения состава 138
1 [РИЛОЖЕНИЕ 4. Влияние текстуры магнитной анизотропии (пространственной ориентации) частиц с супсрпарамагиитиыы поведением на кривую намагничивания, когда
время измерения больше времени релаксации магнитного момента, но кТ<Ки^У 140
ПРИЛОЖЕНИЕ 5. Качест венное феноменологическое рассмотрение влияния
неоднородности внутреннею состояния на намагниченность сплава....................150
ПРИЛОЖЕНИЕ 6. Об онределеиии степени деформации при деформации прокаткой с последующей деформацией сдвигом иод давлением..................................163
ЛИТЕРАТУРА
4
ВВЕДЕНИЕ.
Актуальность темы н цель работы.
Внедрение новых металлических сплавов с уникальными физическими и механическими свойствами во многих случаях определяется их способностью противостоять действию разнообразных внешних факторов: низких температур,
электрических и магнитных полей, радиационному облучению в др. Практические нужды в таких сплавах связаны прежде всего с созданием конструкций и аппаратов с новыми функциональными возможностями, освоением новых источников энергии, прежде всего ядерной и термоядерной, а также с созданием высокоэффективных преобразователей и накопителей электрической энергии. Поэтому представляется актуальным систематическое изучение явлений, протекающих в материалах под влиянием экстремальных энергетических воздействий.
Аусгсннтныс стали достаточно широко используются в качестве материалов с низкой магнитной проницаемостью в ответственных конструкциях (материал оболочек сверхпроводящих устройств, корпуса маломагнитных кораблей н подводных лодок, бандажи турбогенераторов и др.). Для этих целей применяются аустсннтныс стали, стабильные но отношению к образованию мартенсита и феррита при деформации и отжиге. Однако в литературе имеются крайне скудные сведения о стабильности в магнитном отношении подобных аустеннтных сталей при сильной пластической деформации и носледеформационном отжиге. Сильная пластическая деформация может иметь место при существующей поверхностной обработке деталей (дробеструйная очистка и наклеп, поверхностная накатка и др.). Полученные при высоких степенях холодной деформации разориентированные фрагменты структуры могут служить готовыми зародышами рекристаллизации при иагреве и инициировать развитие процессов прерывистого распада аустсннта, в частности, с образованием перлита, состоящего из двух ферромагнитных фаз - а феррита и цементита (БезС). Более того, сильная пластическая деформация являегся источником формирования не только линейных дефектов - дислокаций, но и точечных дефектов - вакансий и междоузлий. Миграция точечных дефектов, например, вакансий, на стоки (границы зерен, субзсрен и др.). как это наблюдается при облучении (41-44,80], и встречная диффузия элементов замещения, может приводить к обогащению этих границ-сгоков легирующими элементами (в частости никелем [441), что также может изменить магнитные свойства аустеннтных сталей. Заранее не ясно, пойдет ли такой процесс при деформации, т.к. движение
5
дислокаций, в отличие от точечных дефектов, приводит нс к расслоению, а, напротив, к выравниванию состава сплавов. Поэтому в настоящей работе были поставлены следующие задачи:
1) Исследовать возможное изменение магнитных свойств чистого металла с ГЦК решеткой (например, никеля) при сильной холодной пластической деформации, вызывающей формирование деформационной нанокристалличсской структуры с большим количеством "дефектных“ границ и приграничных участков, отличающихся по своему состоянию (разное количество дефектов, уровень напряжений, сильное искажение решетки и др.) от внутренних объемов деформационных фрагментов.
2) Исследовать возможность развития каких-либо фазовых превращений, изменяющих магнитные свойства, в стабильных по отношению к мартенситиому превращению аустсннтных сплавах на Рс-Сг-ГчЧ основе при холодной пластической деформации в условиях деформационной генерации большого количества точечных дефектов и их миграции на стоки - границы зерен и фрагментов.
Основные новые научные результаты. В работе (45) нами впервые было обнаружено (по изменению магнитных свойств) перераспределение легирующих элементов (расслоение) сплава железа с 12% Сг и 30% N1 в результате пластической деформации прокаткой, а затем и при деформации кручением в условиях квазигидросгатического давления [46], где это явление проявилось сильнее. Позднее (47), явление расслоения при сильной пластической деформации было обнаружено на двойном сплаве №-Си. Аналогичные процессы могуч протекать и при механическом измельчении порошков сплавов в шаровых мельницах [81,82].
Обнаружение расслоения при деформации представляет и практический интерес в связи с использованием интенсивной пластической деформации для получения ыанокрнсталличсских материалов [83]. Вероятна также, возможность создания метода тестирования образцов (без их облучения) на склонность к образованию радиационно-индуцированных сегрегаций, поскольку процессы радиационного и ыехано-нндуцированного расслоения близки.
В работах [45.46] на основе исследования влияния деформации, температуры и отжига на магнитные свойства сплавов Х12НЗО и XI21140 сделан вывод о том, что сильная холодная деформация сплавов вызывает образование кластеров измененного состава на границе зёрен преимущественно путём замещения атомов железа атомами никеля, обоснован диффузионный механизм этою нроцесса. В работе [84], являющейся продолжением [45,46] феноменологически описывается такой процесс в сплаве
6
Рс58МіЗОСг12 на примере модели мелких ферромагнитных частиц-кластеров, испытывающих суперпарамагиитиое поведение, как одинаковых, так и распределенных по размерам. Это позволило оценить магнитный момент кластеров, их количество, распределение по размерам в зависимости от деформации, температуры измерения и температуры отжига. Диссертация написана на основе работ [45,46,84] с добавлением данных, в основном, по Мі и расчётов в виде приложении.
На защиту выносится следующие положении:
1.Обнаружено уменьшение температуры Кюри (на 6-8°С) и самопроизвольной намагниченности (~3% при Ти300°С) чистого никеля после сильной холодной пластической деформации (е=4+7).
2. Обнаружен процесс атомного расслоения сплавов Нс58МіЗОСг12 и Рс48№40Сг12 под действием сильной холодной пластической деформации и выяснены его характеристики (направление и локализация расслоения, интенсивность расслоения при деформации).
3. Предложена фено.ченолоїтіческая модель распределения ферромагнитных кластеров по величине магнитного момента (три параметра), на основе которой экспериментальные зависимости удельной намагниченности от магнитного поля о(Н) в диапазоне изменения магнитного поля 0.2-ЗкЭ описываются выражением а(Н)~а*Н+Ь*Нс в пределах ошибок измерений (0.5-1.5%) для всего диапазона исследованных деформаций (е=0*9.5), температур измерения ( Г=2(И-200оС) и температур отжига (Т^^ЮОтбЗОС0).
7
ГЛАВА 1. ВЛИЯНИЕ ХОЛОДНОЙ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРУКТУРУ И МАГНИТНЫЕ СВОЙСТВА ФЕРРОМАГНИТНЫХ ГЦК СПЛАВОВ (ОБЗОР)
1.1. Дисисргизацня структуры при холодной деформации и изменение свойств ГЦК сплавов
1.1.1. Структурные изменения при средних степенях пластической деформации ГЦК металлов
Исследованиями установлено, что деформация в кристаллах начинается с движения относительно небольшою числа дислокаций по одной системе плоскостей скольжения. В начале пластического течения основное количество дислокаций генерируется в виде концентрических петель небольшим числом наиболее активных источников. Если дислокации в данном кристалле (например, в хромоникелевых сплавах) имеют низкую энергию дефекта упаковки (ЭДУ), (то сеть поперечное скольжение затруднено), то образуются плоские скопления дислокаций у препятствий с постепенным уменьшением расстояния между дислокациями при приближении к препятствию. Плоские скопления у препятствий образуются в тех случаях, когда дислокации не мог>т выйти из своей плоскости скольжения. Однако в общем случае сохранение дислокации в ее плоскости скольжештя в ходе пластической деформации является затруднительным. В кристаллах, дислокации в которых имеют высокую ЭДУ, уже на начальной стадии деформирования и при комнатной температуре протекает поперечное скольжение, которое, наряду с переползанием, возникающим в случае деформирования при температурах, обеспечивающих определенную диффузионную подвижность атомов, приводит к выходу дислокаций из своей плоскости скольжения и взаимодействию с дислокациями соседних плоскостей. Наступление множественного скольжения (наблюдаемое уже при небольших деформациях в кристаллах с большим числом систем скольжения) также определяет взаимодействие дислокаций в пересекающихся плоскостях уже в начальный период деформации.
Дислокации, скопившиеся у препятствий, взаимодействуя с другими дислокациями и дефектами из соседних плоскостей, образуют дислокационные сплетения более или менее сложной конфигурации. В результате возникают узлы, сетки, решетки из дислокаций, имеющие как плоский, так и пространственный характер. В узлах сосредотачиваются различные дислокации, в том числе и неподвижные, а сами узлы блокированы другими дефектами (например, вакансиями, атомами примеси и т.д.).
8
Поэтому с повышением степени деформации дислокационные сетки будут не исчезать, а перераспределяться из-за общего повышения плотности дислокаций с созданием субграниц, сгущений, разбивающих кристалл на объемы, сравнительно свободные от дислокаций, т.е. будет происходить образование ячеистой структуры. Дальнейшая деформация приводит к тому, что средняя плотность дислокаций в развивающейся ячеистой структуре увеличивается, но размеры ячеек сохраняются неизменными. Для ячеистой структуры характерна высокая плотность и большая неоднородность в распределении дислокаций.
1.1.2. Двойникование
Пластическая деформация кристаллических тел может осуществляться не только скольжением, но и двойникованисм. Роль этого процесса возрастает со снижением температуры и (или) повышением скорости деформации. При двойниковании кристалл делится обычно скачкообразно плоскостью двойниковапия на две части, и кристаллическая решетка в одной его части становится зеркальным отражением решетки в другой части. Деформация двойникованием является преимущественным механизмом пластического течения металлов с весьма плотноупакованной решеткой (цинк, висмут, и др.). В металлах с ГЦК решеткой двойники деформации возникают даже после деформации при комнатной температуре. Двойниковые пластины небольшой толщины располагаются в полосах деформации, причем эти прослойки являются тормозящими барьерами для дислокаций, движущихся по другим системам.
1.1.3. Роль энергии дефекта упаковки
Наличие в кристаллах расщепленных дислокаций, состоящих из двух частичных дислокаций и расположенного между ними дефекта упаковки, определяет ряд важных особенностей. Так. эти дислокации теряют возможность обходить препятствия путем перемены плоскости скольжения. Для того, чтобы обычное скольжение при встрече с препятствием перешло в поперечное скольжение, или для того, чтобы препятствие было обойдено в результате переползания, необходимо преобразование расщепленной дислокации в нерасщепленную в результате слияния частичных дислокаций. Для осуществления этого процесса требуется определенная энергия активации, которая будет тем выше, чем больше протяженность дефекта упаковки между частичными дислокациями. Следовательно, тем труднее могу-г быть обойдены препятствия посредством поперечного скольжения или переползания. Этим объясняются многие
9
различия в поведении металлов с ГЦК решеткой при их пластическом деформировании. Так, в алюминии где ЭДУ высока и расщепление составляет 1-2 параметра решетки, уже при комнатной температуре наблюдают поперечное скольжение, но оно отсутствует при этих условиях в меди, в которой протяженность дефекта упаковки МО межатомных размеров. Процесс переползания краевых дислокаций, для осуществления которого необходимо участие вакансий, созданных деформацией, также облегчен в случае, когда дислокации не расщеплены (или легко стягиваются).В результате этого процесса образуется четкая субзсрснная структура.
В случае сталей (твердых растворов), легирование, как правило, приводит к снижению энергии дефекта упаковки; так, например, действуют стабилизирующие ауегешгг элементы марганец и углерод.
Уменьшение энергии дефекта упаковки приводит к большему расщеплению частичных дислокаций, и наоборот, чем выше энергия дефекта упаковки, тем менее устойчива расщепленная дислокация и вся дислокационная структура, составленная из различных комбинаций расщепленных дислокаций.
1.1.4. Границы зерен
Согласно современным представлениям, межзеренную границу следует рассматривать как узкую переходную область шириной в несколько атомных слоев, в которой происходит перестройка решетки кристалла с одной кристаллографической ориентировки в другую кристаллографическую ориентировку. При этом на границе сохраняется кристаллическое строение, для описания которого используется чаще всего модель переходной решетки. Возможность прямого применения дислокационно)! модели для описания строения границ ограничивается величиной угла разориентации.
При матых углах разориентации (=*1-3°) границы представляют собой стенки в виде параллельных дислокаций одного знака или их сеток. При изучении таких границ было установлено, что чем меньше угол разориентнровки, тем подвижнее граница при деформации.
При сравнительно больших углах (*20-30°) расстояние между соседними дислокациями близко к межатомному, и при такой высокой плотности дислокаций трудно выделить каждую из них. В этом случае описание границы как скопления дислокаций становится формальным, хотя экспериментально определенная величина энергии для границ с большими углами хорошо согласуется с рассчитанной по дислокационной модели. Подвижность 1раниц с большими углами является сравнительно легкой. Это
10
объясняется тем, что каждый атом на такой границе имеет по соседству дефект, аналогичный вакантному месту в решетке. Атомы в этих объемах могут двигаться независимо от своих соседей, и движение границ с большими углами становится достаточна свободным, поскольку атомы сравнительно легко переходят из одного кристалла в другой в результате диффузии через границу по дефектным местам.
Между этими двумя крайними типами границ, когда разница в ориентации стыкующихся но границе кристаллов мала (до *3°) и велика (*15-20°), имеются сравнительно трудноподвижные границы, характеризу'емые промежуточным значением угла. Строение таких среднеугловых границ описывается дислокационной теорией, причем скопления дислокаций на границах имеют обычно сложную конфигурацию. Отсюда относительно малая подвижность границ со средними углами (>3°и до 7-13°) объясняется тем, что естественные направления скольжения для различных гилов дислокаций, составляющих эти границы, не совпадают. Для движения такой границы необходимо комбинированное переползание дислокаций, требующее, учитывая сложное строение границы, существенного развития термической активации движения дислокаций в переходной решетке.
1.1.5. Деформационное упрочнение Одно из существенных явлений, наблюдаемых в деформируемых кристаллах. - эго их упрочнение в результате холодной деформации. В результате исследования деформации монокристаллов было выяснено, что в общем случае существуют три разных участка кривой упрочнения при деформации:
стадия 1 - легкого скольжения. Активна только одна система скольжения. Упрочнение невелико. Деформирующие напряжения растут пропорционально деформации, которая осуществляется группой дислокаций в одной линии скольжения, проходящей через все сечение кристалла и выходящей на его поверхность. После этого деформация продолжается возникновением новой линии скольжения в другом месте. Внутри кристалла наблюдаются отдельные длинные, слабо изогнутые дислокации, много диполей. Плотность застрявших дислокаций р линейно возрастает с увеличением напряжения деформации т:
Р-Чх-То) (1.1)
где то -напряжение, необходимое для продвижения дислокации через решетку при отсутствии других дислокаций. Распределение дислокаций по сечению образца неравномерное, дислокационные сгущения образуются периодически.
м
Если температура ие очень высока, у всех Г'ЦК металлов выявляется II стадия -быстрого упрочнения. Переход к стадии II связан с началом скольжения по вторичным системам, плотность дислокаций во II стадии возрастает значительно быстрее чем в стадии I, появляются группы одноименных дислокаций, дислокационные диполи. Длина линий скольжения на поверхности кристалла уменьшается обратно пропорционально деформации, плотность их выше чем в I стадия. Начинается формирование дислокационной ячеистой структуры, при этом имеются области, свободные от дислокаций, окруженные дислокационными сгущениями. Дислокации вторичной системы скольжения вступают в реакцию с первичными, образуя сидячие дислокации Ломер-Коттрслла, которые сильно препятствуют скольжению. Перед ними скапливаются дислокационные петли фуппамн по 10-100 дислокаций. Поля напряжений таких скоплений обуславливают резкий подъем упрочнения на стадии II, равный примерно 2* 10' 1 G. что приблизительно на порядок больше чем на стадии I.
Переход к параболической стадии III - динамического отдыха с постепенно уменьшающимся по мере роста деформации упрочнением, происходит при достижении высокой плотности дислокаций (ЧО10 см'г), при этом образуется ячеистая структура, а на поверхности кристалла видны следы поперечного скольжения. Основным механизмом деформации на этой стадии является термически активируемое поперечное скольжение, поэтому начало стадии III определяется, прежде всего, температурой и энергией дефекта упаковки (ОДУ), и с их повышением стадия III увеличивается за счет стадии II. В зависимости от ориентации кристалла и условий ншружения на кривой упрочнения могут отсутствовать одна или две стадии. Для стадий II и III найдена достаточно надежная связь между приведенным напряжением сдвига т и плотностью дислокаций р
T-Tc=AGbpl/2 (1.2)
где А-константа, равная 0.3-0.6 , G-модуль сдвига, b-всктор Вюргсрса, т« - то же что и в формуле (1.1).
Поликристаллы при пластической деформации ведут себя иначе, чем монокристаллы, т. к. зерна, из которых они состоят, имеют разную ориентировку. Для сохранения в процессе деформации сплошности по границам необходимо действие нескольких независимых систем скольжения в каждом зерне. Поэтому поликристаллы упрочняются интенсивнее, чем монокристаллы, и это приводит к почти полному отсутствию I стадии. Вместе с тем, важнейшие отличительные черты II и III стадий, в основном, сохраняются и в поликристаллах.
12
В случае холодной деформации границы зерен всегда более прочны, чем внутренний обьем. Их прочность зависит от угла разориентировки. т.е. от плотности дислокаций в границе. М.П.Уенков и Л.М.Утсвский в № и Сг наблюдали эстафетную передачу деформации от зерна к зерну под влиянием напряжений, которые создаются в данном зерне днелохациямн соседнего зерна, подошедшими к границе и остановленными сю (1]. Возможность такой передачи увеличивается с уменьшением размера зерна
Границы зерен ответственны за существенную внутризеренную неоднородность деформации. Одним из ее проявлений является образование дислокационных скоплений у іраниц зерен. Взаимодействие внутри зерна дислокаций, движущихся от разных границ, приводит к более интенсивному упрочнению в материалах с меньшим размером зерна. Наиболее сильно размер зерна влияет на предел упругости и предел текучести кривой растяжения. Зависимость предела текучести тт от размера зерна сі подчиняйся закону Холла Петча:
тг=то+К.у*<Г" (1.3)
где то -напряжение, необходимое для перемещения нсблокированных дислокаций в плоскостях скольжения монокристалла, п*0.5, Ку -постоянная.
Наряду с внутризерениой неоднородностью для деформации поликристаллов характерна значительная мсжзсрепная неоднородность. Она наиболее резко проявляется при относительно небольших степенях деформации. Так, в (2) в крупнозернистом АІ при среднем удлинении 5% удлинение отдельных зерен менялось от 2 до 14%.
Прямые электронно-микроскопические наблюдения подтверждают, что степени деформации, при которых в поликристаллах образуются дислокационные сетки и ячеистая структура, значительно меньше, чем в случае монокристаллов. В чистом АІ (3] начало формирования ячеистой структуры отмечается после прокатки с обжатием 5%; после 30% деформации ячейки ограничены четкой сеткой дислокационных границ. В Мі ячеистая структура образуется после деформации 5-10% (4).
Как и в монокристаллах, стадия II упрочнения продолжительнее у металлов с малой энергией дефекта упаковки и увеличивается с понижением температуры. Напротив, при увеличении температуры или ОДУ начинает преобладать стадия 111.
Важной особенностью формирования ячеистой структуры является то, что размер ячеек слабо зависит от начального размера зерна и с увеличением степени деформации уменьшается до некоторого предельного значения, примерно такого же как и в случае деформированного на эту же степень монокристалле.
13
Другой особенностью ячеистой структуры является достаточно сильное, зависимое от угла разориентации искажение кристаллической решетки на границах ячеек.
1.1.6. Точечные дефекты
Генерация точечных дефектов в процессе деформации ускоряет все процессы связанные с диффузней. Предложено несколько механизмов образования точечных дефектов при холодной деформации (5]:
1. Аннигиляция дислокационных дииолей.
2. Переползание дислокационных ступенек.
3.11срсссчснис движущимися дислокациями дислокационных деревьев.
Отметим основные экспериментальные закономерности:
1. Число образующихся вакансий и межузельных атомов примерно одинаково.
2. Число точечных дефектов при деформации ГЦК металлов подчиняется уравнению:
сШе * т/(80) (1.4)
где с-концентрация образующихся точечных дефектов при деформации е, т-величнна деформирующих напряжений. 0-модуль сдвига.
В случае ГЦК металлов с резко выраженной И стадией упрочнения, где обычно £т/&*2*10° в. получим 0*10“* е2. Считается [5], что в большинстве элементарных твердых тел диффузия обусловлена движением вакансий.
1.1.7. Особенность больших пластических деформаций
Как правило, деформацию, осуществляемую в интервале температур ниже 0.2Та,. прерывают процессы разрушения. Однако использование специальных методик позволяет достигать больших пластических деформаций при низких температурах |6}. В последнее время уделяется большое внимание структуре и свойствам металлов, подвергнутых большим пластическим деформациям, поскольку в этой области деформаций наблюдается интенсивное диспергирование структуры, образование фрагментов и блоков, разориентироваиых на большие углы, что приводит к образованию границ между ними с сильно искаженной кристаллической решеткой; образование супсрмслкозсрннстой (нанокрнсталличсской) стру ктуры (7].
Структурные изменения при больших пластических деформациях приводят к изменению и физических свойств металлов. Так, в (8) наблюдали увеличение предела прочности меди с увеличением степени деформации и уменьшением температуры деформирования, а также значительное увеличение электросопротивления при
14
деформировании меди при температуре 4.2К. Изучение стадий возврата электросопротивления меди при изотермических отжигах показало, что точечные дефекты ответственны примерно за 60% прироста удельного электросопротивления. Оценки показывают, что после прокатки меди па у=80% при 20К концентрация точечных дефектов составляет 0.1аг.%, что превосходит концентрацию вакансий при предплавильных температурах.
В последнее время проведены исследования механических свойств и структуры чистого Ni при больших степенях деформации [9]. Эти исследования показали, что при \|/>90% упрочнение с деформацией продолжает возрастать, а структура материала существенно изменяется. Характерной особенностью при этом является сильное измельчение структуры, сопровождающееся непрерывным увеличением разориенгании фрагментов и блоков. Размеры фрагментов при деформациях у>99.9% составляют 10-20нм, а углы их разориектировки достигают 10-15°. Эволюция структуры ГЦК монокристаллов при больших пластических деформациях путем сдвига под квазигидростатичесхнм давлением исследована также в {10]. При степенях деформации е>5, оцениваемой в абсолютных единицах (e=Ln(<p»r'd), где <р - угол поворота при кручении, г - радиус образца, d - толщина образца), структура характеризуется наличием областей, практически не содержащих дислокаций и разориентированных между собой на большие углы. Величина их среднего размера в никеле при е>5 составляла порядка 100-150нм.
Образование большеугловых границ зерен при разных схемах деформации металлов рассмотрено в (11]. где показало, что образование таких границ происходит при больших пластических деформациях и связано с ротационными модами. Формирование сплошной сетки границ зерен, т.с. фрагментация структуры, происходит прежде всего в области, непосредственно примыкающей к исходным границам зерен. Отмечается, что границы деформационного происхождения весьма несовершенны, как правило, окружены дислокационной "бахромой". В работе (12) показано, что в приграничной области шириной 6-10нм существуют области упругих искажений кристаллической решетки, достигающие 3% деформации. Обнаруженные области сжатия и растяжения в приграничных областях обусловлены неравновесным состоянием границ зерен. Измеренная днлатацня решетки вблизи границ зерна нанокристаллического никеля достигает 1.5%.