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

Содержание к диссертации

Введение

Глава 1. Особенности структурообразования в металлах при пластической деформации 14

1.1 Проблема структурной самоорганизации при пластической деформации 14

1.2 Влияние пластической деформации на состояние металла 30

1.2.1 Формирование дефектной структуры деформируемого тела 30

1.2.2 Изменения в атомах и ионах, вызванные пластической деформацией 38

1.3 Эффекты и последствия пластической деформации 45

1.3.1 Жидкоподобное состояние и аморфизация структуры при пластической деформации 45

1.3.2 Массоперенос при пластической деформации 53

1.3.3 Процессы фазообразования при пластической деформации .61

1.4 Обзор материалов, выбранных для исследования. .70

Глава 2. Материалы, методы и подходы исследования .85

2.1 Составы и способы изготовления образцов .85

2.1.1 Образцы разнородных металлов с ограниченной взаимной растворимостью и методы их совместной пластической деформации 85

2.1.2 Образцы стали 110Г13Л .88

2.1.3 Образцы сплава Ni51Ti49. 92

2.2 Методики исследования структуры и свойств образцов 93

2.2.1 Исследования структуры 93

2.2.2 Методы исследования механических свойств 98

2.2.3 Методы измерения магнитных свойств 99

2.3. Кластерный подход к представлению структуры пластически деформированных сплавов 101

2.3.1 Краткая характеристика метода рассеянных волн для исследования электронных состояний и магнитных свойств кластеров 113

Глава 3. Особенности структурообразования в зоне контакта металлов со слабой взаимной растворимостью при совместной пластической деформации 116

3.1 Структурообразование в системе сталь-медь 116

3.1.1 Исследование результатов совместной пластической деформации медных и стальных дисков 116

3.1.2 Исследование результатов совместной пластической деформации взрывом медных и стальных пластин 122

3.1.3 Исследование результатов взаимодействием медной кумулятивной струи и стального стержня 127

3.1.4 Мезо- и микромасштабные (кластерные) модели процессов структурообразования в системе сталь-медь 130

3.2 Структурообразование в системе свинец-медь 135

3.3 Структурообразование в системе сталь-алюминий 140

Выводы по главе и рекомендации по практическому применению 146

Глава 4. Особенности структурообразования в стали 110Г13Л при пластической деформации 149

4.1 Условия формирования и структура мартенсита в стали 110Г13Л 149

4.2 Взаимосвязь микроструктуры и механических свойств массивных образцов стали 110Г13Л 160

4.3 Масштабная инвариантность структуры деформированной стали 110Г13Л 166

4.4 Аномально быстрый массоперенос при деформации стали 110Г13Л 177

4.5 Исследование фазового состава деформированных образцов стали 110Г13Л 188

4.6 Изменение молярного объема в пластически деформированной стали Гадфильда 198

4.7 Исследование магнитных свойств деформированных образцов стали 110Г13Л 209

4.8 Кластерные схемы структурообразования в стали 110Г13Л 222

4.9 Моделирование локальной электронной структуры железомарганцевых кластеров методом рассеянных волн 228

4.10 Способ контроля качества литых заготовок из стали 110Г13Л и устройство для его осуществления 233

Выводы по главе и рекомендации по практическому применению 241

Глава 5. Особенности структурообразования в никелиде титана при пластической деформации 243

5.1 Особенности формирования мартенсита деформации и линзовидных кристаллов при пластической деформации никелида титана 243

5.2 Мартенситные превращения в никелиде титана через промежуточную фазу с ГЦК-решеткой 251

5.3 Фаза со структурным типом шпинели в пластически деформированом никелиде титана 259

5.4 Формирование кластерных агрегатов с икосаэдрической атомной конфигурацией в пластически деформированных образцах никелида титана 269

5.5 Кластерные схемы структурообразования в никелиде титана 275

5.6 Исследование магнитных свойств деформированных образцов сплава Ni51Ti49 и моделирование локальной электронной структуры кластеров никелида титана методом рассеянных волн 286

Выводы по главе и рекомендации по практическому применению 294

Заключение 296

Список использованных источников 300

Приложение 354

Приложение А. Патент на изобретение по результатам научно исследовательской работы 354

Приложение Б. Акты использования результатов научно исследовательской работы 355

• Формирование дефектной структуры деформируемого тела
• Исследование результатов совместной пластической деформации медных и стальных дисков
• Изменение молярного объема в пластически деформированной стали Гадфильда
• Исследование магнитных свойств деформированных образцов сплава Ni51Ti49 и моделирование локальной электронной структуры кластеров никелида титана методом рассеянных волн

Введение к работе

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

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 Fe-Mn-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

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 B2В19' 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 ОЦКГЦК и формирования структур типа Франка-Каспера 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: ГЦКОЦК, ОЦКГЦК, ГЦКГПУ 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.

2. Продукты фазообразования как результат механохимических
реакций при пластической деформации.

1. Сверхструктурные фазы в зоне контакта сталь-медь, прослойки интерметаллических фаз в зоне контакта алюминий-сталь.

2. Мартенсит деформации со структурой типа Франка-Каспера в стали 110Г13Л.

3. Атомноупорядоченные твердые растворы на основе ОЦК-, ГЦК- и ГПУ-решеток, 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.

4. Массоперенос в зоне контакта разнородных металлов (сталь-медь, медь-свинец, сталь-алюминий), приводящий к значительному расширению взаимной растворимости и текстурированию.

5. Характер перераспределения марганца в области разрушения стали 110Г13Л.

6. 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.

7. 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.

8. 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 B2В19' протекает через
промежуточную фазу с ГЦК-решеткой по схеме Курдюмова-Закса.

6. Ферромагнитные эффекты, возникающие в пластически
деформированных сплавах.

9. Эффект магнитного последействия (магнитной вязкости) в стали 110Г13Л.

10. Эффект возникновения ферромагнетизма в образцах сплава Ni₅₁Ti₄₉.

11. 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.

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 атомно-кристаллическое 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

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.).

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.

Формирование дефектной структуры деформируемого тела

Пластическая деформация может быть гомогенной и захватывать весь объем вещества. По-видимому, чем мягче материал и чем выше нагрузка, тем ближе динамика механохимических превращений к такой гомогенной модели. Однако значительно чаще пластические деформации развиваются в локализованных зонах: в плоскостях скольжения дислокаций, в полосах сдвига, в межкристаллитных прослойках и т.д. [29].

Сегодня уже совершенно ясно, что при механической активации происходит существенное накопление энергии, причем ее количество превышает теоретическую величину прироста энергии, вызванной образованием новых поверхностей [30-33]. Детальный учет повышения реакционной способности твердого вещества при механохимических процессах по сравнению с изменением удельной величины поверхности показал, что доля, приходящаяся на увеличение поверхности, составляет всего несколько процентов от всего эффекта механической активации; остальное связано с накоплением различных дефектов в кристаллах в результате деформации [34, 35].

Новые подходы в анализе процессов, протекающих в материалах при пластической деформации, внесла физическая мезомеханика. При взгляде на деформируемое твердое тело как на многоуровневую нелинейную иерархически организованную систему, развиваемом в физической мезомеханике, важнейшую роль сыграли работы [36-38]. Было предложено рассматривать деформируемое твердое тело как комбинацию двух подсистем: трехмерно-инвариантного кристалла и планарной подсистемы, состоящей из поверхностных слоев и всех внутренних границ раздела. По мнению В.Е. Панина [15], зародить деформационные дефекты в термодинамически стабильном трансляционно-инвариантном кристалле энергетически невозможно. В то же время планарная подсистема удовлетворяет всем условиям для генерации деформационных дефектов.

Согласно теории [16, 39-41] для зарождения и перемещения деформационных дефектов необходимо выполнение трех условий:

- наличие областей локальных растягивающих нормальных напряжений, создающих увеличенный молярный объем, в котором может происходить локальная структурная трансформация

- действие в этих областях моментных напряжений, которые создают локальную кривизну и возникновение в зоне кривизны сильновозбужденного неравновесного состояния материала;

- возникновение в зоне кривизны новых разрешенных структурных состояний типа ближнего порядка смещений, имеющих собственную полосу энергетических состояний в электронно-энергетическом спектре.

Если перечисленные условия соблюдены, то возможно формирование деформационного дефекта путем перехода возбужденных атомов в зоне локальной кривизны из основных узлов кристаллической решетки в новые разрешенные структурные состояния, так как это понижает термодинамический потенциал Гиббса в области дефекта.

Наличие растягивающего нормального напряжения непосредственно связано с возникновением неоднородного распределения напряжений в зоне сопряжения планарной подсистемы и трехмерного кристалла. Как показано в работах [42-44], на интерфейсе поверхность – объемный кристалл формируется так называемое «шахматное» распределение растягивающих и сжимающих нормальных напряжений. Пластические сдвиги на интерфейсе могут зарождаться и распространяться только в зонах растягивающих нормальных напряжений. Это в свою очередь обусловливает каналирование пластического течения на интерфейсе и возникновение моментных напряжений и кривизны в зоне сдвига [15].

Таким образом, формирование в зоне сдвига кривизны кристаллической структуры является фундаментальным физическим явлением в пластичности и прочности твердых тел. Данный эффект развивается на нескольких масштабных уровнях и обеспечивает возбуждение отдельных атомов в зоне кривизны. В работе [15] показано, что в результате перераспределения напряжений и возникновения моментных напряжений на границах зерен в деформируемом поликристалле создается локализация пластической деформации на различных структурно-масштабных уровнях в деформируемом твердом теле. Это в свою очередь позволяет предсказать возможность ротационных механизмов пластической деформации.

Принципиально важно, что для зарождения деформационных дефектов необходимо возникновение в неравновесных зонах кривизны новых разрешенных структурных состояний. Обычно этот вопрос обсуждается в рамках подхода о сильно возбужденных состояниях кристалла. Основными критериями сильно возбужденных состояний являются возникновение в межузельном пространстве новых структурных состояний и изменение числа степеней свободы кристалла. Тогда указанные состояния будут вырожденными относительно всевозможных атомных конфигураций, и движение различных элементов системы становиться менее детерминированным. Это дает возможность волнового поведения ионной подсистемы, что должно обусловливать появление флуктуационных мод в спектре электронной плотности состояний [39].

В неравновесной термодинамике показано: открытая система (таковой является деформируемый материал) способна к саморегулированию с уменьшением энтропии, т.е. она формирует каналы диссипации энергии (структурные уровни), закачиваемой в нее извне. Следовательно, в основе формирования структурных уровней диссипации лежит разбиение области неоднородной деформации на подобласти с однородным ее распределением внутри и изменением от одной подобласти к другой. При этом оказываются задействованы все масштабные уровни структуры. От нанокристаллических кластеров (через микромасштабный уровень дефектов кристаллического строения) до мезо- и макромасштабных уровней, которые включают зерна и их границы, а также поверхности твердых тел [14].

Полученные в работе [15] волновые уравнения позволяют в рамках многоуровневого подхода обосновать единую природу локализованной пластической деформации и разрушения как нелинейных волновых процессов. Волновые уравнения пластичности могут описывать дефекты различных масштабных уровней: микроуровня (дислокации) и мезоуровня (границы зерен, двойниковые прослойки, дисперсные включения в композиционном материале и пр.). Если неоднородная среда, как это принято в физической мезомеханике, рассматривается как набор зерен и их границ, пластическое поведение границ и приграничная деформация могут вызывать развороты зерен, осуществляющие передачу деформации от зерна к зерну. В такой неоднородной среде со структурой локализованная пластическая деформация на мезоуровне может распространяться как нелинейные пластические волны, которые имеют трансляционные и ротационные моды и представляют собой динамику пластической деформации [15].

Рассмотрим движение дислокации в кристалле как нелинейный волновой процесс на простейшем примере дислокации в решетке ГЦК, которая имеет ядро со структурой ГПУ. Такая дислокация может зарождаться при внедрении атома в структурном состоянии ГПУ из границы зерен или поверхности в основную решетку (атом А на рисунке 1.1). Он вызывает уплотнение атомов В, С в ряду I и атомов E, F в ряду II, которое должно экранироваться электронным газом. Уменьшение плотности электронного газа в пространстве между рядами ВС и EF обусловливает локальное увеличение в этом пространстве межатомного расстояния. Следовательно, в этой зоне согласно [16] возникает бифуркационное вакантное структурное состояние. Под действием напряжения атом В из уплотненной зоны ряда I переходит в бифуркационное структурное состояние, а инжектированный атом А занимает место атома В. В ряду I в зоне атома А устанавливается трансляционная инвариантность, и, следовательно, данный процесс является релаксационным.

Однако переход атома В в бифуркационное структурное состояние сопровождается повышением энергии взаимодействия в парах атомов C,D и F,G, что является автокаталитическим фактором нелинейной волны. В дальнейшем такой волновой процесс эстафетно продолжается по плоскости скольжения, обусловливая движение солитона кривизны под действием напряжения , поэтому движение дислокаций по плоскостям скольжения трансляционно-инвариантного кристалла В. Е. Панин классифицирует как нелинейный волновой процесс [15].

Исследование результатов совместной пластической деформации медных и стальных дисков

При совместной пластической деформации медного и стального дисков в паровоздушном молоте, возникли зоны точечного контакта со значительным изменением удельного объема. Зоны точечного контакта сформировались за счет микрошероховатости образцов. Стальной и медный диски отделяли друг от друга для исследования поверхностей контакта.

Поверхности медного и стального дисков после твердофазного взаимодействия исследовали с помощью сканирующего электронного микроскопа. Перед началом осадки диски были отполированы. После отделения деформированных стального и медного диска друг от друга исследовали структуру их поверхности, которая стала шероховатой и неоднородной, что видно на изображениях, приведенных на рисунке 3.1. После прохождения твердофазного взаимодействия в образцах наблюдалась самоорганизация структуры на мезоуровне вдоль выделенных направлений в зоне контакта дисков (рисунок 3.1, б).

Выявленные неоднородности на поверхностях, были проанализированы с помощью энергодисперсионного метода. Спектр, снятый с неоднородности обнаруженой на стальном диске, представлен на рисунке 3.2.

Видно, что в зоне неоднородности, кроме элементов, содержавшихся в стали, присутствует медь. Это может свидетельствовать о твердофазной реакции прошедшей между сталью и медью. Химический состав неоднородности, изображенной на рисунке 3.1, а (область анализа отмечена крестиком), представлен в таблице 3.1.

Из таблицы 3.1 следует, что исследованная неоднородность содержит значительное количество меди. Результаты исследований химического состава поверхности медного диска показали (таблица 3.2), что неоднородности на его поверхности значительно обогащены железом и другими компонентами из стального образца.

Известно, что нерастворимые в равновесных условиях металлы, под действием динамических нагрузок, могут иметь достаточно широкую область растворимости [308, 309] поэтому возникновение твердых растворов железа в меди и меди в железе вполне объяснимо.

С целью выяснения возможности прохождения твердофазной реакции между медным и стальным образцами, обе поверхности подверглись рентгеновскому фазовому анализу. Рентгенограмма, полученная с поверхности медного образца, приведена на рисунке 3.3. Здесь же квадратами показаны табличные рефлексы чистой меди, которую выбрали в качестве эталона. Анализ интенсивностей рефлексов дифракции рентгеновских лучей свидетельствуют о возникновении текстуры с осью зоны [200]. Рефлекс от плоскостей (111), который должен быть самым интенсивным (см. эталонные квадраты), в нашем случае, на рисунке 3.3, имеет интенсивность меньшую, чем рефлекс от плоскостей (200). Такое перераспределение возможно, когда под действием механической нагрузки зерна испытывают деформацию по схеме «сдвиг-поворот» [310], приводящей к возникновению текстуры.

Кроме того, выявлены слабые структурные рефлексы характерные для фаз ОЦК Fe-Cu, существующих наравне с фазами ГЦК Cu-Fe.

На рисунке 3.3 хорошо видно, что рефлексы (111) и (200) сблизились на оси брэгговских углов, в то время как рефлекс (222) смещен относительно рефлекса меди в сторону увеличения параметра решетки.

Структурная самоорганизация на мезомасштабном уровне, наблюдавшаяся на поверхностях отделённых друг от друга дисков (рисунок 3.1, б), равно как и ориентированная перекристаллизация приводящая к текстуре (рисунок 3.3) возможны благодаря аномально быстрому массопереносу в зонах концентрации пластической деформации.

Наряду со структурными рефлексами в обоих фазах появились сверхструктурные рефлексы (в таблице 3.3, обозначены ). Для фазы ГЦК Cu-Fe рефлексы [110] и [201]. Для фазы ОЦК Fe-Cu рефлекс [100]. Появление таких рефлексов соответствует возникновению атомно-упорядоченных структур меди с железом как на основе ГЦК решетки меди, так и на основе ОЦК решетки железа.

Полученные результаты по самоорганизации структуры и образования новых фаз в зоне пластической деформации могут быть объяснены с позиций физической мезомеханики. В работе [311] рассматривается природа возникновения пластического сдвига при пластической деформации. Авторы указывают, что любой пластический сдвиг связан с локальным структурным превращением в нагруженном кристалле и должен классифицироваться как локальный структурно-фазовый переход, термодинамика которого требует возникновения в нагруженном кристалле критического мезообъема неравновесных состояний, в котором должен образоваться зародыш новой «фазы» со структурой генерируемого деформационного дефекта.

Поскольку на тонком интерфейсе «поверхностный слой – подложка» возникает высокочастотное гофрирование, наложение на него осцилляции нормальных напряжений на мезомасштабном уровне приведет к перераспределению высокочастотных возмущений на интерфейсе (рисунок 3.4) [312]. Как видно из рисунка 3.4, деформация поверхностного слоя приводит к периодическому чередованию в нем областей растяжения и сжатия. Это связано с соответствующей пространственной осцилляцией растягивающих и сжимающих нормальных напряжений.

Наноконфигурационные возмущения структуры кристалла на интерфейсе с увеличенным удельным атомным объемом должны концентрироваться в мезообъемах с растягивающими нормальными напряжениями, а наноконфигурационные возмущения с уменьшенным удельным атомным объемом – в мезообъемах со сжимающими нормальными напряжениями.

В областях растягивающих нормальных напряжений, представленных на рисунке 3.5 ветвью ОВ кривой Е = Е(r) происходит возрастание энтропии. Оно обусловлено увеличением амплитуды динамических колебаний, возникновением статистических смещений атомов и атом-вакансионных конфигурационных возбуждений, связанных с появлением в растянутом пространстве междоузлии неравновесных структурных состоянии, определяющих последующий пластический сдвиг.

В результате вдоль интерфейса возникнут периодически распределенные мезообъемы кристалла, в которых имеются избыточный свободный объем и сильнонеравновесное структурное состояние. Согласно [39, 40, 313], в пространстве междоузлий сильновозбужденного кристалла возникают новые разрешенные структурные состояния, равновесные для данного локального неравновесного мезообъема. В этих зонах происходит локальный структурно-фазовый переход, и рождаются зародыши новой фазы, наиболее близкие по энергии к структуре исходного кристалла.

В работе [311], был проведен численный эксперимент по моделированию вышеуказанного стохастического распределения конфигурационных возмущений на интерфейсе и синусоидального распределения растягивающих и сжимающих нормальных напряжений на границе раздела между поверхностным слоем и подложкой, результаты которого приведены на рисунке 3.6. Можно видеть сходство в самоорганизации структуры, представленной на рисунке 3.1, б и 3.6.

Изменение молярного объема в пластически деформированной стали Гадфильда

Для определения молярного объема в деформированной стали 110Г13Л рассмотрим, как изменяется параметр кристаллической решетки аустенита [425, 426] в различных образцах в сравнении с литературными данными. В таблице 4.5 приведены параметры и межплоскостные расстояния кристаллической решетки аустенита различных исследованных нами образцов стали 110Г13Л до и после деформации. Можно видеть, что до деформации параметр кристаллической решетки аустенита составляет 3,614±0,003 , что в целом соответствует литературным данным. Аустенит образца, содержащего цементитные карбиды, характеризуется пониженным параметром кристаллической решетки (3,609 ).

Образцы, обладавшие хорошими показателями качества (высокой ударной вязкостью и износостойкостью при ударных нагрузках), в которых были выявлены икосаэдрические фазы, демонстрируют аномально маленький параметр кристаллической решетки аустенита (3,583±0,001) .

В таблице 4.6 собраны литературные данные о параметрах кристаллической решетки аустенита различных железомарганцевых сплавов с углеродом и без него, полученных в различных условиях.

Из таблицы 4.6 видно, что содержание марганца существенно влияет на параметр кристаллической решетки аустенита. Известно, что увеличение содержания марганца в системе ведет к росту периода решетки аустенита [350, 357, 433]. Это подтверждается графиками на рисунке 4.35, построенными на основании данных таблицы 4.6.

Другим фактором, влияющим на параметр кристаллической решетки аустенита стали 110Г13Л, является углерод. Из рисунка 4.35 следует, что присутствие углерода способствует некоторому увеличению параметра кристаллической решетки аустенита. Известен эффект увеличения параметра кристаллической решетки аустенита при добавлении углерода, на величину 0,0342 на один массовый процент углерода [420].

Влияние углерода на параметр кристаллической решетки аустенита не может быть рассмотрено отдельно от характера фазовых превращений. Поскольку углерод образует с железом твердые растворы внедрения (в отличие от марганца, образующего твердые растворы замещения), то диффузионная подвижность атомов углерода существенно больше, чем диффузионная подвижность атомов марганца. Поэтому при неравновесных процессах возможно интенсивное перераспределение углерода между исходным аустенитом и образующимся мартенситом. Поэтому при неравновесных воздействиях на сталь (термических или механических) выявить однозначное влияние углерода на решетку аустенита затруднительно.

Наибольшую сложность для интерпретации представляют значения параметра кристаллической решетки аустенита после деформации, с аномально маленьким параметром кристаллической решетки аустенита 3,58 , выявленные в наших экспериментах (таблица 4.5). Необходимо выяснить, фиксировались ли когда-либо подобные значения параметра кристаллической решетки. На основании данных таблицы 4.6 можно утверждать, что подобные параметры кристаллической решетки в сплавах железо-марганец-углерод действительно наблюдались.

Так, в работе [357] указывается, что в сплаве состава Fe-15 % Mn в равновесных условиях наблюдается параметр аустенита 3,588 . Эти данные имеют для нашего случая ограниченную ценность из-за равновесных условий их получения и отсутствия в сплаве углерода.

Рассмотрим возможности изменения параметров кристаллической решетки аустенита в неравновесных условиях. Поскольку аномальные параметры кристаллической решетки аустенита были получены нами после существенной пластической деформации, необходимо рассмотреть влияние процессов пластической деформации на этот параметр. К сожалению, данные, касающиеся этого вопроса, крайне немногочисленны (таблица 4.6). Единственное подробное исследование этого вопроса приведено в работе [183], по сплаву состава Fe-12%Mn-1,3%С, подвергнутому прокатке с различными степенями деформации. Полученные авторами [183] значения линейно аппроксимированы и представлены на рисунке 4.36. Видно, что с увеличением степени деформации стали 110Г13Л существует тенденция к уменьшению параметра кристаллической решетки аустенита. Однако величина снижения параметра относительно невелика. Это может быть связано со схемой приложения нагрузки при прокатке. Можно предположить, что при других условиях приложения нагрузки, например, многократных ударах при эксплуатации реальных изделий или при испытании образцов-свидетелей на ударную вязкость, влияние деформации на параметр кристаллической решетки аустенита будет больше.

Другим способом получения неравновесного состояния металла, помимо деформации, являются особые температурно-временные условия обработки материала. Рассмотрим возможное влияние этого вида неравновесности на структуру сплавов железо-марганец-углерод.

На рисунке 4.37, а показаны параметры кристаллической решетки аустенита в зависимости от температуры, измеренные для трех сплавов системы железо-марганец-углерод, где заполненные и открытые круги, треугольники и квадраты описывают параметры решетки соответственно при охлаждении и нагреве [428]. Видно, что параметр решетки аустенита всех сплавов линейно уменьшается с температурой до возникновения мартенситного превращения. Однако после начала мартенситных превращений они отклоняются от линейной зависимости в сторону уменьшения. Величина уменьшения становится больше с понижением температуры и/или увеличением количества мартенсита. Сокращение быстро проявляется в двух сплавах с 1,25 и 0,93% C и постепенно в сплаве с 0,57% C. Быстрое проявление эффекта уменьшения параметра решетки в первых двух сплавах авторы [428] объясняют высокой скоростью роста мартенситных кристаллов в высокоуглеродистых сталях. Параметры решетки аустенита двух сплавов после завершения мартенситного превращения практически линейно уменьшаются с температурой, и в сплаве состава Fe-8,7%Mn-0,57%C, при температуре –100 С достигают значения 3,588 (рисунок 4.37, а).

На рисунке 4.37, б представлена величина уменьшения параметра кристаллической решетки аустенита в зависимости от количества образовавшегося -мартенсита. Видно, что чем полнее идет мартенситное превращение и чем больше сплав содержит марганца, тем сильнее уменьшается параметр кристаллической решетки аустенита. Так, при содержании мартенсита около 50 % изменения параметра кристаллической решетки минимальны, и поведение сплавов с различным содержанием марганца практически совпадает; если же количество мартенсита растет, растет и разница в параметре решетки аустенита [428]. Если эту зависимость распространить на стали с бльшим количеством марганца, можно ожидать и бльшего снижения параметра кристаллической решетки, что мы наблюдаем в нашем эксперименте.

Рисунок 4.37, в показывает, как изменяется параметр решетки аустенита в зависимости от содержания углерода и количества мартенсита в сплаве. Видно, что, с одной стороны, при увеличении содержания углерода влияние фазовых превращений на параметр решетки слабеет, с другой стороны, рисунок 4.37, в хорошо согласуется с рисунком 4.37, б, подтверждая значительное влияние количества мартенсита в сплаве на параметр решетки.

Таким образом, показано, что параметр кристаллической решетки аустенита быстро снижается в связи с протеканием мартенситного превращения, причем это напрямую связано с объемом появляющегося мартенсита, а не только обычным тепловым сжатием. Показано, что содержание углерода является менее значимым фактором, чем содержание марганца. В сплаве Fe-8,7%Mn-0,57%С, уменьшение параметров решетки остаточного аустенита проявляется в бльшей степени. Превращение в этом сплаве осложняется выделением -мартенсита, что, очевидно, влияет на зависимость представленную на рисунке 4.37 [428].

Характерной особенностью -FeMn сплавов является возникновение антиинварного эффекта в антиферромагнитном состоянии, вызванным магнитообъемной неустойчивостью, в результате аномального теплового расширения в широком диапазоне температур ниже температуры магнитного упорядочения [185, 434, 435]. Подобно тому, как инварный эффект описывает систему с мньшим, чем «нормальное» коэффициентом теплового расширения в магнитоупорядоченном состоянии, систему с бльшим, чем «нормальный» коэффициентом теплового расширения в магнитонеупорядоченном состоянии можно охарактеризовать как антиинвар [430]. Антиинварные свойства были определены в ряде бинарных и тройных сплавов 3d-металлов с решеткой ГЦК намного выше температуры магнитных упорядочения. В то время как инвар характеризуется низкотемпературной неустойчивостью параметров «намагниченность-объем», антиинвар определяют как высокотемпературную неустойчивость «намагниченность-объем». Оба эффекта характеризуют основное состояние вещества. В инварных сплавах состояние с объемом, бльшим критического, называют высокоспиновым состоянием. Состояние с объемом меньше критического – низкоспиновым. Оба состояния отличаются энергией в несколько миллиридберг (mRy). Высокоспиновое состояние считают ферромагнитным, низкоспиновое – антиферромагнитным.

Исследование магнитных свойств деформированных образцов сплава Ni51Ti49 и моделирование локальной электронной структуры кластеров никелида титана методом рассеянных волн

В наших работах [473, 477, 524, 525] было показано, что в сплаве никель-титан близком к эквиатомному может появляться намагниченность, вызванная пластической деформацией образцов. В результате пластической деформации в сплаве происходит мартенситное превращение с появлением мартенсита деформации, а также выделение новых фаз типа Ni2Ti3 и др.

Данные по измерению температурной зависимости магнитной восприимчивости для сплава почти эквиатомного состава свидетельствуют о качественном изменении в положении уровня Ферми при мартенситном превращении [526]. Авторами показано, что любое искажение, связанное со структурной неустойчивостью, приводит к более стабильной структуре. Структурная неустойчивость, характерная для никелида титана, приводит к сосуществованию нескольких фаз с различным типом кристаллической структуры [235, 473, 488, 527].

Из диаграммы фазовых равновесий следует, что ферромагнитное состояние сплава при комнатной температуре может быть реализовано только при содержании Тi не более 9 ат.% (рисунок 5.34).

На рисунке 5.35 представлены экспериментальные результаты исследования образцов сплава Ni51Ti49 методом крутящих магнитных моментов в зависимости от угла поворота поля после различного количества циклических прямых и обратных мартенситных переходов. Здесь по оси абсцисс отложены значения углов поворта внешнего поля Н, а вдоль оси ординат значения крутящих моментов L. – 20 циклов; 2 – 25 циклов; 3 – 35 циклов

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.

Из экспериментальных кривых крутящих магнитных моментов (рисунок 5.35) видно, что ферромагнитная фаза распределена по образцу неоднородно [528]. В случае однородного распределения магнитного материала по объему образца кривые крутящих моментов имели бы вид правильных синусоид, т. е. соответствовали бы формуле (2.4). В нашем случае при мартенситных превращениях зарождаются линзовидные кристаллы, что приводит к обогащению никелем некоторых областей, которые разрастаются до больших размеров при последующих деформациях (см. кривые 1, 2, 3 на рисунке 5.35).

Наш эксперимент свидетельствует о том, что образец NiTi после многократных превращений становится магнитодвуосным. Магнитные частицы могут выпадать в выделенных направлениях под углом друг к другу и тем самым создавать имитацию двуосного ферромагнетика. Такое распределение выделений действительно наблюдалось после отжига в работах [216, 529].

На рисунке 5.36 представлены петли магнитного гистерезиса, полученные на индукционном петлескопе, с образца до деформации и после растяжения в испытательной машине. Видно, что до деформации образец не обладал магнитным моментом, а после деформации стал ферромагнитным. – до деформации; 2 – после деформации

Эффект, связанный с возникновением магнетизма в никелиде титана, обусловлен перестройкой его атомно-кристаллической структуры. Известно [530], что при понижении симметрии кристаллической фазы с кубической решеткой в ней может появляться намагниченность. При мартенситном переходе из аустенита с кубической симметрией в фазы, обладающие искаженной относительно кубической симметрией (см. например рисунки 5.25 и 5.31, в), электронная подсистема переконфигурируется с возникновением магнитных свойств.

Электронно-микроскопические исследования, проведенные на сканирующем электронном микроскопе для образцов до и после деформации, показали, что после растяжения вокруг линзовидных выделений сформировались области с мартенситной структурой (рисунок 5.37).

Исследования, проведенные с помощью сканирующего электронного микроскопа в режиме микроанализа, показали, что существенного перераспределения компонентов сплава не происходит (рисунок 5.38). Выделения и до и после деформации характеризуются повышенным количеством титана. Фаз, обогащенных никелем, за счет которых могла появиться намагниченность, в никелиде титана не наблюдается. Выделения могут быть охарактеризованы как фаза Ti2Ni.

На спектрах рентгеновской дифракции (рисунок 5.39), снятых с образца Ni51Ti49 до деформации, обнаружено наличие фазы В2 и Ti3Ni4. После пластической деформации выявляется фазы В2, В19 , Ti3Ni4, Ti2Ni, Ni2Ti3.

Обычно предполагается, что плотность вещества является его фундаментальной константой, а молярный объем не зависит от концентрации. Однако, если это не так, то в твердом теле флуктуации состава будут сопровождаться упругими напряжениями, которые дадут вклад в полную свободную энергию системы. Эта гипотеза, высказанная в работе [531], подтверждается данным экспериментом, связанным с проблемой эффекта памяти формы в NiTi.

В работе [526] сделан расчет плотности электронных состояний Ti3Ni4 (рисунок 5.40), и показано, что перестройка плотности электронных состояний вблизи уровня Ферми возможна при изменении электронных характеристик сплава за счет трансформации состояний титана на уровне Ферми. В этой же работе указывается на возможное расслоение в сплаве TiNi при мартенситном превращении и обогащении поверхностных слоев образца никелем.

Чтобы понять механизм формирования намагниченности в образцах сплава никелида титана, по нашей просьбе, группа ученых Томского государственного университета (А.В. Нявро, В.Н. Черепанов и др.) сделала ряд расчетов электронной структуры пентагональных кластеров, которые могут формироваться в структуре никелида титана [524].

В рамках метода рассеянных волн [297, 299] проведен расчет спектра энергии, плотности состояний кластера Ni10Ti6 (рисунок 5.41), являющегося аналогом структуры Франка-Каспера (ФК16) стали Гадфильда, а также для Ni8Ti5, являющегося аналогом структуры Франка-Каспера (ФК12).

Расчет проводился для кластера Ni10Ti6 (рисунок 5.41) со структурой, близкой к сферической структуре ФК16 и для искаженного кластера (вытянутого на 5 % по оси Z).

Расчет показал (рисунок 5.42), что в случае, если кластер не искажен, то он имеет небольшой магнитный момент, около 0,3 B.

В случае же, когда атомы кластера смещены (деформированный кластер), спины атомов ( и ) не компенсируют друг друга, вследствие чего величина магнитного момента у него оказывается почти в три раза больше, чем у неискаженного кластера (рисунок 5.43), и составляет 0,8 B на один атом. При этом плотность состояний около уровня Ферми для деформированного кластера уменьшается.