Закономерности формирования структуры и свойств в сплавe FeNi при мегапластической деформации кручением под высоким квазигидростатическим давлением Томчук Александр Александрович

Содержание к диссертации

Введение

ГЛАВА 1. Обзор литературы 12

1.1. Структура и свойства чистого железа и сплава FeNi (50Н) 12

1.1.1. Структура и свойства чистого железа 12

1.1.2. Структура и свойства сплава FeNi (50Н) 13

1.2. Мегапластические (интенсивные) деформации 15

1.2.1. Методы создания мегапластических деформаций 15

1.2.2. Физика мегапластических деформаций 22

1.2.3. Мегапластическая деформация железа и его сплавов 30

1.3. Постановка цели и задач исследования 36

ГЛАВА 2. Материал и методики экспериментов 40

2.1. Общая схема проведения экспериментов 40

2.2. Образцы и методика их подготовки 42

2.3. Эксперименты в камере Бриджмена 43

2.4. Описание методов исследования

2.4.1. Локальность методов исследования 45

2.4.2. Рентгеноструктурный анализ 46

2.4.3. Просвечивающая электронная микроскопия 47

2.4.4. EBSD - анализ 50

2.4.5. Мёссбауэровская спектроскопия 53

2.4.6. Измерение термодинамических параметров 54

2.4.7. Измерение магнитных свойств 56

2.4.8. Измерение механических свойств 56

ГЛАВА 3. Влияние мегапластической деформации на структуру и свойства технически чистого oc-Fe 58

3.1. Особенности структурообразования при изменении величины деформации 58

3.2. Непрерывные и дробные деформации з

3.3. Влияние дробности и направления кручения под давлением на характеристики структуры 70

3.4. Влияние дробности и направления кручения под давлением на механические свойства 75

3.5. Природа влияния условий деформирования на структуру

и свойства oc-Fe 78

3.6. Выводы по главе 3 81

ГЛАВА 4. Эволюция структуры сплава feni (50н) при мегапластической деформации 83

4.1. Особенности структурообразования в ходе деформации 83

4.2. Модель «двухфазной» смеси 87

4.3. Природа образования высокоугловых границ зёрен в процессе мегапластической деформации 89

4.4. Мёссбауэровские исследования атомной и магнитной структуры 97

4.5. Специфика протекания релаксационных процессов 104

4.6. Выводы по главе 4 114

ГЛАВА 5. Эволюция свойств сплава feni (50н) при мегапластической деформации 115

5.1. Влияние мегапластической деформации на механические свойства 115

5.2. Влияние мегапластической деформации на магнитные свойства 117

5.3. Выводы по главе 5 121

ГЛАВА 6. Влияние отжига после мегапластической деформации на структуру и механические свойства сплава FeNi (50H) 122

6.1. Структурные превращения 122

6.2. Изменение механических свойств 126

6.3. Выводы по главе 6 128

Общие выводы 130

Список литературы

• Мегапластические (интенсивные) деформации
• Описание методов исследования
• Влияние дробности и направления кручения под давлением на характеристики структуры
• Природа образования высокоугловых границ зёрен в процессе мегапластической деформации

Введение к работе

Актуальность темы исследования

Экстремальные воздействия оказывают существенное влияние на структуру и свойства твёрдых тел, что в особенности относится к металлическим материалам. К числу таких воздействий можно отнести и очень большие пластические деформации (интенсивные или мегапластические деформации (МПД)). В последнее время интерес к этому виду обработки материалов существенно возрос, поскольку он даёт возможность существенно повысить физико-механические свойства металлических материалов с одной стороны, а с другой – получить сильно неравновесные состояния твердого тела, интересные с фундаментальной точки зрения. Для фундаментального и прикладного рассмотрения крайне интересными являются также наноструктуры различного вида, полученные при таких воздействиях.

Образующиеся под действием МПД структуры очень необычны и трудно предсказуемы, а применение классических дислокационных подходов к таким структурам оказывается весьма затруднительным. Значительные воздействия на металлические материалы приводят к протеканию принципиально новых процессов, таких как низкотемпературная динамическая рекристаллизация или переходы «кристалл аморфное состояние». К сожалению, существенная часть исследований в области больших пластических деформаций ограничивается лишь изучением конечных состояний и свойств материалов без рассмотрения природы физических процессов, протекающих непосредственно в процессе деформирования.

Представляет большой интерес изучение влияния режимов деформирования (например, непрерывного и дробного характера деформации), температуры деформации (в частности, при криогенных температурах) в условиях камеры Бриджмена (кручение при высоких квазигидростатических давлениях). Большинство экспериментальных работ нацелено на исследование структуры и механических свойств под воздействием МПД в металлах и сплавах на основе Cu, Al, Ti и Fe.

Принципиально важным для понимания природы процессов, происходящих при МПД, является анализ влияния больших деформаций на физические свойства металлов и сплавов, в частности, на магнитные параметры ферромагнетиков. В литературе имеется крайне мало информации о влиянии МПД на структуру и физико-механические свойства сплавов на основе железа, обладающих высокими магнитно-мягкими характеристиками (пермаллой, пермендюр, трансформаторная сталь и т.п.). Большой вклад в изучение атомной структуры магнитных сплавов на основе Fe внесли работы сотрудников

ЦНИИ чермет им. И.П. Бардина д-ра физ-мат. наук В.И. Гоманькова и д-ра физ.-мат. наук Ю.Л. Родионова. Безусловно, важным с методической точки зрения является то, что эти сплавы не содержат большого числа компонентов и позволяют более надежно судить о влиянии структурных перестроек при МПД на их физические и механические свойства.

Цель и задачи диссертации

Цель работы – комплексное исследование закономерностей формирования структуры и свойств (механических, магнитных, термодинамических) промышленного магнитно-мягкого эквиатомного сплава железо–никель (марки 50Н), при различных режимах мегапластической деформации кручением под высоким квазигидростатическим давлением в камере Бриджмена.

Для достижения этой цели были поставлены и решены следующие задачи:

1. Проведение деформационных экспериментов при варьируемых значениях величин МПД (числе полных оборотов подвижной наковальни), для поликристаллических образцов сплава FeNi и технически чистого -Fe при комнатной температуре и при постоянных значениях скорости деформирования и гидростатического давления.

2. Проведение деформационных экспериментов при варьируемых значениях дробных деформаций и направлений кручения, для поликристаллических образцов технически чистого -Fe при постоянном значении общей величины МПД и при постоянстве температуры и скорости деформации, а также при постоянном значении квазигидростатического давления.

3. Проведение детального анализа эволюции дефектной структуры и уровня внутренних напряжений после различных режимов МПД в камере Бриджмена образцов сплава FeNi и -Fe c помощью методов: просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ), рентгеноструктурного анализа (РСА), сканирующей электронной микроскопии (СЭМ), метода дифракции обратно отражённых электронов (EBSD-анализа) и мёссбауэровской спектроскопии.

4. Определение термодинамических параметров сплава FeNi методом мгновенного фиксирования электродвижущей силы (ЭДС) после различных режимов МПД.

5. Проведение различных режимов термической обработки сплава FeNi после определённых значений МПД.

6. Проведение детального анализа эволюции дефектной структуры в образцах сплава FeNi после различных режимов термической обработки: с помощью методов ПЭМ, РСА и EBSD-анализа.

7. Проведение детального анализа эволюции магнитных (намагниченность насыщения и коэрцитивная сила), механических (микротвердость) и термо-

динамических (химический потенциал и энергия Гиббса) свойств сплава FeNi после различных режимов МПД.

8. Разработка на основе использованных в работе дифракционных и спектроскопических методов исследования моделей структурообразования, способных корректно объяснить наблюдаемые, в сплаве FeNi и технически чистом -Fe, особенности изменения магнитных и механических свойств в ходе МПД и последующей термической обработки.

9. Рассмотрение предложенных моделей структурообразования при МПД, в сплаве FeNi и в технически чистом -Fe, в рамках предложенной ранее общей концепции описания МПД как открытой синергетической системы и существования в ней дополнительных каналов диссипации механической энергии.

Для достижения поставленных задач в диссертационной работе были применены высокоэффективные методы исследования структуры и физико-механических свойств: просвечивающая электронная микроскопия (ПЭМ), рент-геноструктурный анализ (РСА), дифракция обратно отражённых электронов (EBSD-анализ), мёссбауэровская спектроскопия, измерение химического потенциала методом мгновенного фиксирования ЭДС, магнитометрия и измерение микротвердости.

Научная новизна

1. Предложена универсальная модель «двухфазной смеси», описывающая структурообразование при МПД -Fe и FeNi как совокупность процессов деформационной фрагментации и низкотемпературной динамической рекристаллизации, циклически сменяющих друг друга.

2. С позиций общего описания МПД как открытой синергетической системы и существования в ней дополнительных каналов диссипации механической энергии выявлены и систематизированы релаксационные процессы, происходящие под действием больших пластических деформаций в сплаве FeNi.

3. Впервые экспериментально выявлены эффекты упорядочения и ближнего расслоения в эквиатомном сплаве железо–никель под действием деформаций. Обнаружено уникальное сочетание магнитных и механических свойств после деформационной обработки в камере Бриджмена.

4. Проведены уникальные исследования дробных деформаций и выявлены эффекты, связанные с ними. Установлено разнонаправленное влияние на структуру железа (соотношение фрагментированной и рекристаллизованной составляющих) дробной деформации в одном и в разных направлениях кручения.

5. Обнаружено, что процесс первичной рекристаллизации при отжиге после МПД сплава FeNi сопровождается ростом ранее возникших при деформа-

ции рекристаллизованных зерен в матрицу, содержащую неспособные к росту деформационные фрагменты, границы которых обладают крайне низкой подвижностью.

Практическая значимость

Обнаруженное в работе аномальное повышение намагниченности насыщения при некоторых режимах деформационной обработки может быть использовано для создания магнитно-мягких материалов, сочетающих повышенные магнитные свойства с уникальными механическими свойствами.

Положения, выносимые на защиту:

6. Модель «двухфазной смеси», состоящей из деформационных фрагментов и динамически рекристаллизованных зёрен, корректно описывает закономерности формирования структуры однофазных сплавов Fe-Ni на стадии мегапластической деформации в камере Бриджмена вне зависимости от типа кристаллической решетки и химического состава.

7. Образование в структуре материала в ходе мегапластических деформаций большой объемной плотности высокоугловых границ зерен обусловлено, главным образом, протеканием процессов динамической рекристаллизации, а не только деформационной фрагментации.

8. Существуют три фактора, определяющих степень протекания динамических релаксационных процессов при мегапластической деформации сплава FeNi: фактор высокого квазигидростатического давления, фактор протекания внутрифазовых превращений в твердом растворе Fe-Ni и фактор релаксации упругой энергии, связанной с накоплением деформационных дефектов.

9. Основным фактором релаксации упругой энергии при мегапластиче-ской деформации сплава FeNi является низкотемпературная динамическая рекристаллизация, активно протекающая при комнатной температуре и за-критических значениях пластической деформации.

10. Термодинамическая устойчивость сплава FeNi после определенных режимов мегапластической деформации не только не снижается относительно менее деформированного состояния, но даже несколько возрастает.

11. В сплаве FeNi, в процессе мегапластической деформации при комнатной температуре происходит одновременное повышение значений коэрцитивной силы и удельной намагниченности насыщения. Последнее является следствием эффектов ближнего упорядочения в первой координационной сфере и изменения межатомного расстояния.

б

7. Дробность (число проходов) и направление кручения при мегапластиче-ской деформации в камере Бриджмена при комнатной температуре оказывают заметное влияние на характер структуры и механические свойства технически чистого -Fe.

8. При отжиге сплава FeNi после значительных мегапластических деформаций не наблюдаются процессы полигонизации. Процесс первичной рекристаллизации происходит путем миграции ранее образованных рекристалли-зованных зерен, при этом границы деформационных фрагментов не способны к миграции.

Степень достоверности результатов

Достоверность подтверждается применением современных методов анализа структуры и свойств изученных материалов, большим объемом первичных экспериментальных данных, их воспроизводимостью и корректной статистической обработкой. Полученные результаты не противоречат существующим теоретическим представлениям физики конденсированного состояния.

Апробация работы

Основные результаты работы были представлены и обсуждены на следующих российских и международных конференциях:

– VII Международная конференция «Микромеханизмы пластичности, разрушения и сопутствующих явлений», Тамбов, 2013 г.;

– VIII Международная конференция «Фазовые превращения и прочность кристаллов», Черноголовка, 2014 г.;

– V конференция молодых специалистов ЦНИИчермет им. И.П. Бардина. «Перспективы развития металлургических технологий», Москва, 2014 г.;

– VIII Всероссийская конференция «Необратимые процессы в природе и технике», Москва, 2015 г.;

– Евразийская научно-практическая конференция «Прочность неоднородных структур ПРОСТ - 2016», Москва, 2016 г.;

– IX Международная конференция «Фазовые превращения и прочность кристаллов», Черноголовка, 2016 г.;

– LVIII Международная конференция «Актуальные проблемы прочности», Пермь, 2017 г.

– Научный семинар кафедры Физического материаловедения НИТУ «МИСиС», Москва, 2017 г.

Публикации

По теме диссертации опубликовано 9 статей в изданиях, включенных в перечень журналов, рекомендованных ВАК РФ.

Личный вклад автора

Все представленные в работе экспериментальные исследования, а также обработка полученных экспериментальных данных выполнены самостоятельно либо при непосредственном участии автора. Автор непосредственно участвовал в разработке идеи, определении цели и задач исследования, в постановке экспериментов, в обсуждении и формулировке результатов и в написании статей по теме диссертационной работы.

Структура и объем диссертации

Диссертация состоит из введения, шести глав, общих выводов и списка литературы из 126 источников. Объем работы составил 145 страниц; она включает в себя 52 рисунка и 3 таблицы.

Мегапластические (интенсивные) деформации

Низкотемпературная динамическая рекристаллизация, подробно рассматриваемая в данной работе, возможна при деформации материалов с облегченными дислокационными и дисклинационными перестройками после завершения стадии деформационной фрагментации. К таким материалам относятся чистые металлы. При этом суть процесса сводится к освобождению рекристаллизованных областей от избыточного количества дефектов. Далее бездефектные зрна снова подвергаются деформации, сопровождающейся накоплением дефектов и фрагментацией, а затем опять происходит динамическая рекристаллизация. Таким образом, по мере роста величины деформации наблюдается цикличность процессов: фрагментация, рекристаллизация, фрагментация, рекристаллизация и т.д. (ветвь 1 на рисунке 1.8) [5]. Стоит отметить, что хорошо известным фактом является уменьшение температуры рекристаллизации многих металлических материалов с ростом величины деформации [50]. Также некоторые экспериментальные данные говорят о том, что процесс рекристаллизации реализуем при температуре, равной и даже ниже комнатной [51, 52].

Поскольку рекристаллизация является чисто диффузионным процессом, диффузия и самодиффузия атомов замещения, необходимые для образования и роста зародышей рекристаллизации [53], может быть реализована в чистых металлах и некоторых однофазных сплавах, при температурах значительно меньших температуры рекристаллизации этих же металлов в недеформированном состоянии. Согласно [53, 54], температура рекристаллизации большинства металлов технической чистоты имеет значение порядка 30 - 40 % от температуры их плавления. Важно отметить, что сам процесс может быть разделн на непрерывную и прерывистую динамическую рекристаллизацию. В случае непрерывной рекристаллизации новых зародышей зрен не образуется, а в случае прерывистой – они постоянно возникают [55].

Фазовые переходы, являясь дополнительными каналами диссипации энергии, осуществляются при деформации материалов с малой подвижностью дислокаций. К таким материалам можно отнести тврдые растворы и интерметаллиды, а фазовым переходом будет переход кристалла в аморфное состояние. При этом пластическое течение локализуется в аморфной матрице без деформационного упрочнения (ветвь 3 на рисунке 1.8) [5]. Ярким примером может служить деформация никелида титана, переходящего в аморфное состояние, например при деформации кручением [56] или при прокатке [57]. Также при МПД способен происходить и обратный процесс, то есть переход из аморфного состояния в кристалл. Например, исходно аморфный сплав Ti50Ni25Cu25 на основе никелида титана способен переходить в нанокристаллическое состояние под действием деформации кручения в камере Бриджмена [58]. Анализ структуры данного аморфного сплава, выполненный в [59], показывает сложный циклический процесс перехода из аморфного в кристаллическое и из кристаллического в аморфное состояние с ростом величины деформации кручения.

Дислокационно-дисклинационная аккомодация является промежуточным вариантом между рекристаллизацией и фазовым переходом, приводя к стабилизации фрагментированной структуры по мере накопления деформации [5] (ветвь 2 на рисунке 1.8).

Следует отметить, что образцы, подвергаемые деформации кручения в камере Бриджмена, должны иметь крайне неоднородную структуру по их площади, что следует из формул (1.1) и (1.2). Величина деформации должна, хотя и логарифмически слабо, но вс же зависеть от расстояния до центра. При этом деформация в центре вовсе должна отсутствовать (согласно формулам (1.1) и (1.2)). Такая неоднородность структуры и свойств затрудняет многие традиционные методы исследования, такие как просвечивающая электронная микроскопия (ПЭМ), рентгеноструктурный анализ (РСА). Однако согласно работе [60], методом измерения микротврдости вдоль диаметра образца чистого никеля, подвергнутого деформации кручением, были установлены отклонения от предсказанной неоднородности. В частности, было обнаружено повышение однородности микротврдости образца вдоль его диаметра с увеличением деформации (количества оборотов подвижной наковальни), с одной стороны, и с увеличением приложенного к образцу сжимающего давления наковален, с другой [60]. При значении сжимающего давления 1 ГПа наблюдается крайне неравномерные значения микротвердости вдоль диаметра: в центре диска микротврдость примерно на 30 % ниже, чем на краю, в то время как при давлении 9 ГПа разность микротвердостей края и центра образца малозаметна, микротвердость в центре ниже на 11 % [60].

Не менее интересный результат продемонстрирован в работе [61], где на промышленно чистом алюминии, подвергнутом деформации кручения, наблюдается постепенное выравнивание микротврдости по диаметру образца с возрастанием истинной деформации. На основе этих и ряда других работ можно сделать вывод, что выравнивание структуры и свойств дискообразных образцов чистых металлов и сплавов наступает при деформации, превышающей, в среднем, 2 оборота наковальни. При этом наблюдение структуры и измерения свойств в случае небольших деформаций должны проводиться в строго определнных точках образца, с усреднением по довольно большой выборке.

Изменение однородности деформации по плоскости образца объясняется повторяющимся характером деформации. Вначале сдвиг происходит в местах, где с одной стороны выше коэффициент трения, а с другой минимальны сдвиговые напряжения, необходимые для деформации (наименее упрочннные области образца). Дальнейшая деформация этих участков приводит к местному упрочнению материала и, как следствие, к перемещению сдвига в соседние, менее деформированные, участки [37]. Такого рода процессы, согласно [62], формируют периодически повторяющуюся по всему дискообразному образцу и распространяющуюся во внутреннюю его часть деформацию, что выражается волнообразной зависимостью средней по диаметру микротвердости от количества оборотов. Таким образом, течение металла под наковальнями Бриджмена имеет так называемый "вихревой" характер (немонотонное деформирование [46]).

Описание методов исследования

Для получения картин дифракции отраженных электронов, с помощью растрового электронного микроскопа, плоскополированный образец наклоняли под углом около 70 градусов по отношению к горизонтали (в силу пространственной неоднородности интенсивности дифрагирующих электронов), как показано на рисунке 2.6, а. Электронный зонд направлялся в интересующую точку на поверхности образца: упругое рассеяние падающего пучка вынуждало электроны отклоняться от этой точки непосредственно ниже поверхности образца и налетать на кристаллические плоскости со всех сторон. В тех случаях, когда удовлетворялось условие дифракции Брэгга для плоскостей атомов решетки кристалла образовывались по 2 конусообразных пучка дифрагированных электронов. Каждый пучок для своего семейства кристаллических плоскостей. Эти конусы электронов можно сделать видимыми, поместив на их пути фосфоресцирующий экран, а вслед за ним высокочувствительную камеру для наблюдения (цифровую CCD камеру). Обычно камера располагается горизонтально, чтобы фосфоресцирующий экран находился ближе к образцу (с широким углом захвата дифракционной картины). Камера и экран представляют собой детектор EBSD – HKLNordlys (рисунок 2.6.а) [98].

Там, где конусообразные пучки электронов пересекаются с фосфоресцентным экраном, они проявляются в виде тонких полос, называемых полосами Кикучи. Каждая из этих полос соответствует определенной группе кристаллических плоскостей. Результирующие картины ДОЭ состоят из множества полос Кикучи (рисунок 2.6.б). С помощью специальных компьютерных программ автоматически определялись положения каждой из полос Кикучи, производилось сравнение с теоретическими данными о соответствующей кристаллической фазе (гамма- Fe и Ni) и быстро вычислялась трехмерная кристаллографическая ориентация [98].

Качество подготовки поверхности исследования является критически важным для получения четких картин дифракции и дальнейшего анализа (индицирования). Дифракционные картины формируются из глубины образца 5-20 нм – эта толщина должна быть избавлена от повреждений (царапин, оксидных слоев, загрязнений и т.д.) [99]. С этой целью деформированные образцы подвергали шлифовке, механической полировке окисью хрома и дальнейшей электрополировке в электролите того же состава, что и для фольги под ПЭМ. Заключительной стадией подготовки была ионная бомбардировка поверхности, проводившаяся непродолжительное время (около 20 мин, во избежание накопления дополнительных дислокаций у поверхности), с целью удаления окислов и остаточной шероховатости. Ионная бомбардировка проводилась на установке Ionbeamsystem PIPS 691 фирмы GOTAN. Контроль поверхности проводился с помощью видеокамеры. Параметры рабочего режима: напряжение 5 кВ, размер области бомбардировки - 1-2 мм2.

Все исследования методом EBSD - анализа проводились на расстоянии 2 ± 0,2 мм, разрешение составляло 50 нм (шаг сканирования).

Особенностью данного метода является его высокая чувствительность к дефектам и искажениям рештки. Кристаллографические ориентировки зрен и фрагментов определялись с помощью картин линий Кикучи, а, как известно [96], линии можно удовлетворительно наблюдать лишь в совершенных кристаллах. Вследствие этого на изображениях удалось распознать лишь часть структурных составляющих, остальные поля были искусственно интерполированы с помощью специальной программы. EBSD - анализ позволил получить удовлетворительные картины лишь для деформированного сплава 50Н. Исследования деформированного железа практически не дали результата.

Мссбауэровские исследования были проведены на спектрометре Ms-1104 Em с источником 57Co в матрице из родия при комнатной температуре. Обработка спектров выполнялась с помощью программы "Univem Ms". Каждый спектр поглощения гамма-лучей был получен из одного образца. Подробнее детали расшифровки спектров описаны в разделе, касающемся исследований магнитных свойств сплава 50Н. 2.4.6. Измерение термодинамических параметров

Проводилось измерение разности удельной энергии Гиббса (химического потенциала) деформированных и недеформированных образцов сплава 50 Н. С этой целью использовался метод мгновенного фиксирования электродвижущей силы (МФЭ), который является одним из немногих возможностей для правильной оценки термодинамических параметров неравновесных состояний. Впервые данный метод был предложен К. Окаджимой и Х. Сакао [101] для определения химических потенциалов компонентов системы Pb-Sn в электрохимических элементах с солевыми расплавами в качестве электролита.

Основная идея метода сводится к гипотезе о том, что при замыкании электрохимической цепи в момент касания электролитом поверхности электродов, фиксируемая в первый момент времени, величина ЭДС соответствует равновесному значению, то есть является разностью равновесных скачков электродных потенциалов. Эта величина может быть установлена только в результате обратимого протекания электрохимических процессов на электродах. Подобное предположение является обоснованным в случае быстрого установления электродных потенциалов, то есть высоких значений токов обмена. При исследованиях методом МФЭ заранее подготовленные электроды и электролит приводят в соприкосновение и фиксируют с помощью осциллографической записи сигнала значение ЭДС, возникающее в гальваническом элементе. Анализ и расшифровка получаемых осциллограмм состоит в выделении горизонтального плато – участка, отвечающего термодинамически обусловленной равновесной величине ЭДС [102].

Конструкция установки, в которой проводились измерения методом МФЭ при комнатной температуре, подробно описана в работе [102] и схематично показана на рисунке 2.7. Она представляет собой два сообщающихся сосуда, разделенных краном 1. До начала измерения раствор электролита находится в правом сосуде. В левом сосуде заранее закреплена ячейка с электродами. При открывании крана 1 электролит поступает в левый сосуд и замыкает электрохимическую цепь. Осциллографическая запись сигнала производится в течение 0,1 – 0,5 с до момента замыкания для того, чтобы зафиксировать его начальные значения.

Конструкция ячейки для измерения ЭДС представлена на рисунке 2.8. Она представляет собой кварцевую трубку длиной 10-20 мм и диаметром 15 мм, в которую помещены электроды с прикрепленными к ним токоотводами из медной проволоки. Корпус ячейки был надежно изолирован от окружающей среды с помощью герметика (эпоксидной смолы). Водный раствор электролитов приготавливался путем растворения заданного количества соли Fe2(SO4)3 и Ni(NO3)2 в дистиллированной воде. Использовался электролит следующих концентраций: 0,05М; 0,1М и 1М.

Влияние дробности и направления кручения под давлением на характеристики структуры

Если предположение, высказанное и проверенное на примере непрерывных деформаций железа в разделе 3.1, о наличии в структуре двух типов зерен деформационного и рекристаллизационного происхождения, соответствует действительности, то можно, по аналогии с непрерывными деформациями, утверждать, что каждый из этих типов зерен будет характеризоваться своим собственным распределением по размерам. То есть гистограммы, представленные на рисунке 3.6, являются комбинированными и состоят из двух гистограмм распределения зерен, которые различны по природе своего образования.

На рисунке 3.6 показаны оптимальные разбиения каждой экспериментально полученной гистограммы для различных режимов дробного деформирования, на два гауссовых распределения. Из анализа ПЭМ изображений, как и в случае непрерывных деформаций (раздел 3.1.), вытекает, что кривая распределения красного цвета соответствует фрагментам деформационного происхождения, а кривая синего цвета -рекристаллизованным зернам. Для каждого режима деформирования определялись количественная доля деформационных фрагментов и рекристаллизованных зерен путем расчта относительных площадей под гауссовыми распределениями, как описано в разделе 3.1. Рассчитанные значения доли деформационных фрагментов Сф и рекристаллизованных зерен Срз представлены на рисунке 3.8 а и б, в зависимости от величины дробного цикла деформирования п, для экспериментов типа «- » (рисунок 3.8. а) и типа « - » (рисунок 3.8. б). Видно, что для случая «- » «эффект дробности» при МПД приводит к заметному снижению Срз (до 0,25 при п = 1/2) и соответствующему возрастанию Сф (до 0,75 при п = 1/2), которые после непрерывной деформации (и=2) были практически равны (Срз = Сф = 0,5). В случае деформационных экспериментов типа « - » этот «эффект дробности» носит совершенно иной характер: значение Срз имеет тенденцию к некоторому росту с насыщением при малых значениях п (Срз 0,65), а значение Сф - к снижению с насыщением при малых значениях п {Сф= 0,35).

Срз и фрагментов Сф; а - деформация «- »; б - « - » С помощью процедуры разбиения экспериментальных гистограмм на две составляющие (рисунок 3.6), представляется возможным проследить и за тем, как будет меняться средний размер зерна, соответствующий фрагментам и рекристаллизованным зернам, по мере изменения числа циклов МПД. На рисунке 3.9 представлены зависимости среднего размера зерна D фрагментов и рекристаллизованных зерен от n, для деформационных экспериментов типа «- » (рисунок 3.9.а) и типа « - » (рисунок 3.9.б). Зависимости D{n) для обоих типов дробного деформирования имеют схожий характер: средние размеры фрагментов и рекристаллизованных зерен имеют характерный минимум, соответствующий n=1, увеличиваясь (в большей степени для «- ») по мере как снижения, так и роста значения n.

На рисунке 3.10 представлены кривые зависимости микротвердости HV от расстояния между центром образца и точкой измерения при различном числе частных циклов для деформационных экспериментов типа «- » (кручение в одном и том же направлении в каждом цикле) и типа « -»» (кручение с поочередно изменяющимся направлением в каждом следующем цикле). Видно, что повышение числа циклов при постоянстве величины суммарной МПД (N=2) ведет к заметному снижению величины HV, причем «эффект дробности» более ярко выражен для деформации типа « - ». Действительно, например, при «=0,5, среднее значение микротврдости образца ниже, а е распределение вдоль радиуса более равномерно. Данный результат напоминает эффект выравнивания микротврдости по диаметру образца, вызванный ростом количества оборотов деформации, вследствие турбулентного течения металла и влияния проскальзывания наковален (подробно эффект описан в лит. обзоре, раздел 1.2.2.).

Также обращает на себя внимание следующий экспериментальный факт, хорошо видный из рисунка 3.10. а и б. При деформациях «- » два частных прохода (N=2, — , п=1) не дают практически никаких отклонений в распределении значений микротврдости, однако можно заметить возрастание разности микротврдостей на краю (г=4 мм) и в центре (г=0 мм), то есть некоторое возрастание неоднородности распределения величины HV. Одновременно деформация (N=2, н , п=1) сразу вызывает резкую неоднородность микротврдости образца, при этом значение HV в центре становится ниже (4,4 ГПа вместо 5,0 ГПа), а на краю заметно выше (7,0 ГПа вместо 6,5 ГПа). После четырх проходов, (то есть кручение вида N=2, , «=0,5), возникает заметное снижение величины микротврдости и, одновременно, заметное возрастание однородности е распределения. Похожим образом ведт себя и кривая HV=HV(r), соответствующая деформации (N=2, -», «=0,5), превращаясь в горизонтальную прямую (однородное распределение). Однако на следующем этапе (N=2, н , «=0,25), соответствующем уже восьми проходам реверсивной деформации, распределение HV=HV(r) снова крайне неоднородно, хотя степень неоднородности ниже.

Таким образом, опираясь на довольно высокоточные измерения микротврдости, можно обнаружить циклический характер в распределении деформаций по радиусу образца. Приведнные выше рассуждения представлены на рисунке 3.10 в, г.

Природа образования высокоугловых границ зёрен в процессе мегапластической деформации

На основании вышеописанного анализа углов разориентировки границ можно отметить два важных обстоятельства. Во-первых, максимум в распределении высокоугловых границ зрен приходится на значения углов разориентировки (р = 40...50, которые соответствуют наибольшей подвижности высокоугловых границ и, следовательно, наиболее эффективному росту зародышей рекристаллизации [53]. Во-вторых, по мере снижения минимального значения ртп при построении параметрических зависимостей а(СРЗ), происходит снижение коэффициента линейной корреляции, что, безусловно, свидетельствует о вс возрастающем вкладе процессов динамической фрагментации в формирование границ зрен со средними и малыми углами разориентировки (малоугловые границы).

Таким образом, "двухфазная" модель структуры при МПД чистых металлов и тврдых растворов, предложенная в данной работе, находится в полном соответствии с концепцией существования дополнительных каналов диссипации механической энергии. Сама модель основывается на рассмотрении структуры с позиции "смеси" двух е составляющих -динамически рекристаллизованных зрен и деформационных фрагментов. При этом структурные параметры, такие как количественная или объмная доля и средние размеры рекристаллизованных и фрагментированных областей материала, зависят от степени и условий деформации кручением в камере Бриджмена. Эти параметры могут быть точно определены лишь с помощью статистической обработки данных ПЭМ и EBSD - анализа.

В научной литературе много внимания уделяется влиянию МПД на механические свойства многочисленных металлов и сплавов. К сожалению, имеется лишь незначительное число работ, посвященных влиянию МПД на физические свойства магнитно-твердых материалов [112, 113] и почти полностью отсутствуют подобные исследования для магнитно-мягких ферромагнитных материалов. Здесь можно упомянуть лишь исследования, выполненные для аморфных сплавов на основе железа и кобальта, полученных закалкой из расплава [114]. Следует отметить, что «слабым звеном» аморфных и нанокристаллических сплавов является их относительно низкая намагниченность насыщения, обусловленная, в частности, необходимостью присутствия в их составе высокой концентрации (до 20 ат. %) немагнитных атомов неметаллов (бор, фосфор, кремний и т.п.). В проведенных вышеупомянутых исследованиях было установлено [114], что при некоторых режимах МПД в аморфных сплавах на основе железа происходит изменение (возрастание или снижение) намагниченности насыщения. Экспериментально было установлено, что положительный эффект изменения намагниченности насыщения тем выше, чем большее число ферромагнитных компонентов содержится в сплаве. Однако физическая природа обнаруженного эффекта и его возможное влияние на свойства нанокристаллических магнитно-мягких и магнитно-твердых сплавов в различных структурно-фазовых состояниях остается невыясненной.

Чтобы восполнить этот очевидный пробел в данной работе было проведено детальное исследование влияния МПД различной величины на атомную структуру и магнитные свойства магнитно-мягкого сплава Fe-Ni эквиатомного состава, который имеет большое практическое значение и известен под маркой 50Н [9]. Рассмотрим особенности структурных и фазовых превращений в ферромагнитном сплаве FeNi (50Н), что, по-видимому, дат возможность выяснить общие закономерности влияния больших деформаций на поведение магнитной подсистемы и создать предпосылки для повышения магнитных характеристик реальных функциональных материалов. При этом изучались параметры ближнего и дальнего атомного порядка и их возможное влияние на локальные магнитные моменты на атомах железа, а также на структурную и магнитную анизотропию, наведенную большими деформациями. С этой целью детально изучались мссбауэровские спектры после различных режимов деформации в камере Бриджмена. Подобная постановка исследований оригинальна и не имеет мировых аналогов. Анализ дифрактограмм (рисунок 4.12) показал, что после всех проведенных деформационных обработок сплав FeNi (50Н) находится в однофазном состоянии ГЦК твердого раствора. Размер областей когерентного рассеяния после различных величин МПД варьировался в пределах 55 - 60 нм. Средняя величина микроискажений решетки внутри зерен составила 0,33 – 0,З8 %. Наблюдается заметная плоскостная кристаллографическая текстура типа {111}, линии 111 и 200 сильно смещены (рисунок 4.12), что может свидетельствовать о высокой объемной плотности дефектов упаковки.

На рисунке 4.13 показаны полученные мссбауэровские спектры исходного образца и образцов после деформаций N = 0,5, 1, 2 и 4. Характер спектров после N =3 и 4 был аналогичен, поэтому на рисунке приведен только один из них. Как спектр исходного образца, так и спектры деформированных образцов были разложены на 5 секстетов, обеспечивающих минимальное значение X2, (параметра, описывающего величину расхождения экспериментального спектра и рассчитанного по программе «Univem Ms). Все спектры имеют близкий к нулю изомерный сдвиг и квадрупольное расщепление, характерные для oc-Fe.

Площади секстетов в порядке уменьшения магнитных полей на ядрах Fe57 можно рассматривать как вероятности обнаружить атомные конфигурации с определнным количеством атомов железа и никеля в первой координационной сфере (ПКС) резонансных атомов в массе образца, а форму соответствующих кривых распределения - как характер упорядочения атомов железа. Графически это можно наблюдать на рисунке 4.14. Распределение атомов железа в исходном состоянии характеризуется гало с двумя небольшими максимумами, что можно рассматривать как неупорядоченное (статистическое) распределение атомов железа и никеля. Спектр образца после N = 0,5 показывает, что максимум вероятности смещается в сторону большей концентрации Ni в ПКС 57Fe, а после N = 1 наблюдается симметричный и наиболее узкий пик, максимум которого приходится на 50%-ную вероятность, что можно интерпретировать как упорядоченное по типу Ы0 распределение атомов Fe и Ni в рамках ПКС. После N = 2 максимум пика также приходится на 50 %-ную вероятность, но его интенсивность уменьшается, что свидетельствует о соответствующем уменьшении степени упорядочения атомов. После N = 3 и 4 максимум распределения смещается в сторону большей концентрации атомов железа, что соответствует ближнему расслоению в сплаве FeNi при различных параметрах МПД.