научная статья по теме СКЛОННОСТЬ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ КРИСТАЛЛОВ К АМОРФИЗАЦИИ В ПРОЦЕССЕ МЕГАПЛАСТИЧЕСКОЙ (ИНТЕНСИВНОЙ) ДЕФОРМАЦИИ Математика

Текст научной статьи на тему «СКЛОННОСТЬ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ КРИСТАЛЛОВ К АМОРФИЗАЦИИ В ПРОЦЕССЕ МЕГАПЛАСТИЧЕСКОЙ (ИНТЕНСИВНОЙ) ДЕФОРМАЦИИ»

ДОКЛАДЫ АКАДЕМИИ НАУК, 2012, том 447, № 2, с. 158-161

ТЕХНИЧЕСКАЯ ФИЗИКА

УДК 669.018.567.41

СКЛОННОСТЬ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ КРИСТАЛЛОВ К АМОРФИЗАЦИИ В ПРОЦЕССЕ МЕГАПЛАСТИЧЕСКОЙ (ИНТЕНСИВНОЙ) ДЕФОРМАЦИИ © 2012 г. А. М. Глезер, Р. В. Сундеев, А. В. Шалимова

Представлено академиком О.А. Банных 21.06.2012 г. Поступило 28.06.2012 г.

Известно, в процессе мегапластической деформации ряд многокомпонентных металлических сплавов и интерметаллидов при относительно низких температурах переходят из кристаллического состояния в аморфное [1]. Это явление твердофазной деформационной аморфизации до сих пор детально не изучено. В свете углубленного изучения твердофазной аморфизации представляется интересным и весьма перспективным провести параллель между склонностью к деформационной аморфизации (СДА) при мегапласти-ческой деформации и к термической аморфиза-ции (СТА) при закалке из жидкого состояния (ЗЖС). Для исследования были выбраны сплавы №5011з0НГ20, 1150№25Си25 в практически однофазном кристаллическом состоянии [2], сплав 2г50№18Т117Си15 в двухфазном состоянии и сплав Ре78Б8.5819Р4.5 как в однофазном (1), так и в двухфазном (2) состояниях. Однофазное состояние сплава Ре78Б8.5819Р4.5 (1) достигается отжигом при 540° С 30 с, в ходе которого образуется метаста-бильная тетрагональная я-фаза (структурный аналог Р-Мп, а = 0.619 нм) со среднем размером частиц около 100 нм.

Кристаллические образцы для деформации были получены отжигом аморфного состояния всех изученных сплавов, приготовленных из чистых компонентов методом ЗЖС. Деформацию всех образцов в камере Бриджмена проводили при квазигидростатическом давлении 4 ГПа и при комнатной температуре. Полное число оборотов подвижной наковальни п в эксперименте изменяли от 1/4 до 9 при постоянной скорости вращения 1 и 0.67 об/мин. Изучение структурных и фазовых превращений проводили методами рентгеноструктурного анализа и просвечивающей электронной микроскопии.

На рис. 1 показано изменение объемной доли кристаллической фазы V для всех изученных сплавов по мере увеличения п. Значения объемной доли на рис. 1 были нормированы на 100% исходной кристаллической фазы при п = 0 (V*), поскольку для удобства деформирования в каждом сплаве в исходном кристаллическом состоянии было сохранено небольшое количество (~10 об. %) аморфной фазы. Наклон зависимостей У*(п), очевидно, характеризует значение dV*

СДА =

dn

. Численные значения £,е для изу-

ченных сплавов сведены в табл. 1.

Из анализа рис. 1 и табл. 1 видно, что все изученные сплавы можно условно разделить на две группы.

Первая группа — сплавы в однофазном состоянии: №501130^20, Т15о№25Си25 и Ре78Б8.5819Р4.5(1), имеющие относительно высокие значения £,с.

Вторая группа — сплавы в двухфазном состоянии: Zr50Ni181l17Cu15 и Ре78Б85819Р45(2)., имеющие относительно низкие значения £,с.

V *

Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им. И.П. Бардина, Москва

Рис. 1. Зависимость приведенной объемной доли кристаллической фазы V* сплавов от числа оборота п: 1 - Ni50Ti30Hf20, 2 - Ti50Ni25Cu25, 3 -Zr5оNil8Tll7CUl5, 4 - Ре78В8.5^9Р4.5 (1), 5 -

Ре78В8^19Р4.5 (2).

На рис. 1 видно, что после деформации n = 2 в сплавах Ti50Ni25Cu25 и Ni50Ti30Hf20 достигается рент-геноаморфное состояние. Сплав Fe78B8 5Si9P4.5 (1) также аморфизируется относительно быстро (при n = 4).

Фазовый состав сплава второй группы Zr50Ni18Ti17Cu15 представляет собой смесь двух кристаллических фаз в приблизительном соотношении 1:1. Это фаза Zr2Ni со слоистой морфологией (структурный тип CuAl2) и Zr—Ti (Ni,Cu) — фаза Лавеса (структурный тип MgZn2) [3]. Кристаллическое состояние сплава Fe78B8 5Si9P45 (2) представляет собой смесь двух фаз: кристаллической ОЦК-фазы на основе a-Fe, обогащенной кремнием, и тетрагональной фазы Fe3(B,P) [4]. В отличие от сплавов первой группы сплав Fe78B85Si9P45 (2) в процессе деформации аморфизируется медленно. Данные табл. 1 указывают на тот факт, что имеется разница в процессе аморфи-зации однофазных и двухфазных сплавов. Действительно, объемная доля V* ОЦК-фазы a-(Fe— Si) после деформации практически не меняется и колеблется в пределах 0.50—0.53, а аморфизация сплава происходит главным образом за счет уменьшения V* тетрагональной фазы Fe3(B, P) от 0.35 до 0.18 (£,с ~ - Fe3(B, P)). Подобным же образом происходит частичная аморфизация сплава Zr50Ni18Ti17Cu15: значение V* кристаллической фазы медленно снижается до величины 0.32 после n = 7 за счет уменьшения объемной доли фазы Zr2Ni от 0.45 до 0.28 (£,с ~ - Zr—Ti(Ni, Cu)). При этом объемная доля фазы Лавеса в процессе деформации практически не изменяется. Естественно, что для однофазных сплавов справедливо соотношение (£,с = ^ф). Таким образом, различные кристаллические сплавы и различные кристаллические фазы в их составе имеют различную СДА. Среди многих возможных факторов, определяющих СДА кристаллических твердых тел, можно выделить три основных:

Механический фактор (дислокационный). Аморфизация кристалла связана с непосредственным влиянием очень больших (ме-гапластических) деформаций, возникающих в результате специального механического воздействия. Этот фактор, способствующий созданию в кристалле значительной концентрации деформационных дефектов, безусловно, является необходимым, но по-видимому, недостаточным для протекания деформационной аморфизации.

Полученные результаты показывают, что при одинаковой величине деформации интенсивность растворения фаз и, следовательно, скорость аморфизации существенно различаются. Накопление дислокаций в процессе пластической деформации определяется прежде всего эффектив-

Таблица 1. Значения скоростей аморфизации сплавов и кристаллических фаз ^ф

Сплав ^с Кристаллические фазы в исходном состоянии ^ф

Ti50Ni25Cu25 45.5 В19 45.5

Ni50Ti30Hf20 45.5 B19' 45.5

Zr50Ni18Ti17Cu15 2.5 Zr2Ni 2.0

Zr-Ti (Ni,Cu) 0.5

Fe78B8.5Si9P4.5 (1) 13.7 п-фаза 13.7

Fe78B8.5Si9P4.5 (2) 3.6 Fe3(B,P) 3.5

a-(Fe-Si) 0.1

ным барьером Пайерлса ст0, характеризующим их подвижность. В первом приближении значение ст0 пропорционально модулю упругости кристалла [5]. Следовательно, чем ниже модуль упругости конкретной кристаллической фазы при заданной величине макроскопической деформации, тем выше в ней плотность деформационных дефектов. Среди всех рассматриваемых фаз наименьшим модулем упругости обладают мартенситные фазы в сплавах Т1—№—Си и М—И—Ж, температурный интервал мартенситного превращения для которых близок к комнатной температуре [2]. Картина перехода кристаллического состояния в аморфное в рамках структурного подхода для наиболее «мягкой» фазы В19 подробно представлена в работах [6]. Аналогичным образом осуществляется аморфизация сплава №50Т130Н1:20 и сплава Ре78В85819Р45 (1).

Термодинамический фактор. Безусловно, важную роль должен также играть и термодинамический фактор. Из общих соображений предполагаем, что фазовый переход из кристаллического состояния в аморфное может произойти при условии, что ЕДК > Еа, где ЕДК и ЕА — свободные энергии деформированного кристалла и аморфного состояния соответственно. Тогда Ед(О) > ДЕ, где АЕ = Еа — Ек — разность свободных энергий аморфного состояния и бездефектного кристалла и Ед(О) — дополнительная свободная энергия кристалла, связанная с деформационными дефектами и зависящая в первом приближении от модуля сдвига О. Неравенство по существу определяет относительную роль механического фактора Ед(О) и термодинамического фактора ДЕ в ходе превращения кристаллического состояния в аморфное. Чем выше свободная энергия кри-

160

ГЛЕЗЕР и др.

Рис. 2. Зависимость приведенной объемной доли кристаллической фазы V* сплава Т15о№25Си25 от числа оборотов п при различных скоростях вращения подвижной наковальни: 1 - 1, 2 —0.67 об/мин.

сталла, связанная с дислокациями, границами фрагментов и другими дефектами, внесенными в кристалл при деформации, и чем ниже разность свободных энергий кристаллической и аморфной фаз, тем интенсивнее протекают процессы деформационной аморфизации.

В работе [7] в предположении, что мерой устойчивости фазы при деформации является разность между энтальпией аморфной фазы и энтальпией образования кристаллической фазы, на сплаве Zr57Ti5Cu20Ni8Al10 было показано, что фаза Zr2Ni аморфизуется в ходе механоактивации легче, чем фаза Лавеса Zr-Ti (№,Си). В наших исследованиях также обнаружено, что аморфизация двухфазного сплава на базе Zr происходит за счет преимущественного "растворения" фазы Zr2Ni, действительно: ^ф ^г2№] = 2.0, а ^ф ^г—Т1(№, Си)] = = 0.5. Роль термодинамического фактора четко прослеживается на примере сплава Ре78Б8 5819Р4.5 в состояниях (1) и (2). В этом сплаве наименее устойчивой кристаллической фазой является я-фаза, которая распадается на а-(Ре-81) и тетрагональную фазу Ре3(Б, Р) при более высоких температурах отжига [4]. Фаза Ре3(Б, Р) более устойчива, но метастабильна и отсутствует на диаграмме состояний системы Ре-81-Б-Р, а фаза а-(Ре-81) является равновесной и потому наиболее устойчивой. Следовательно, термодинамически менее равновесные фазы обладают более высокой СДА.

Концентрационный фактор. Вполне реально, что деформационный переход кристаллического состояния в аморфное может потребовать перераспределения локальных концентраций одного или нескольких компонентов сплава. В наибольшей степени это относится к случаям, когда химический состав исходной кристаллической и конечной аморфной фаз заметно различается. О важной роли термически активируемых процессов (процессов диффузии) при деформа-

ционной аморфизации свидетельствует весьма неожиданный результат эксперимента по сравнению зависимостей Р*(п) для двух различных скоростей вращения подвижной наковальни 1 и 0.67 об/мин при деформации сплава Т150№25Си25 в камере Бриджмена. Видно, что снижение скорости деформирования ведет к повышению СДА сплава Т!50№25Си25 (рис. 2). По-видимому, этот факт связан с тем, что накопленная в ходе деформации огромная плотность дефектов в объеме кристаллов способна релаксировать путем включения термически активируемых процессов диффузионных перестроек. Последние, по-видимому, будут протекать более полно с пон

Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.

Показать целиком