Основные закономерности структурно-фазовых превращений "аморфное состояние ⇔ кристалл" в металлических сплавах при мегапластической деформации тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 01.04.07, кандидат физико-математических наук Сундеев, Роман Вячеславович

• Сундеев, Роман Вячеславович
• кандидат физико-математических наук
• 2013

Оглавление диссертации кандидат физико-математических наук Сундеев, Роман Вячеславович

ОГЛАВЛЕНИЕ

ВВЕДЕНИЕ

1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР

1.1 Структурные и фазовые превращения в сплавах на основе никелида титана, железа и циркония

1.1.1 Система Ть№ и Ть№-Си (Н^

1.1.2 Система Бе-Ме-В

1.1.3 Система гг-Ть№-Си

1.2 Мегапластическая деформация

1.2.1 Способы осуществления мегапластической деформации

1.2.1.1 Кручение под высоким давлением

1.2.1.2 Равноканальное угловое прессование, всесторонняя ковка, винтовая экструзия и другие методы

1.2.2 Природа мегапластической деформации

1.3 Основные принципы аморфизации металлических материалов

1.4 Основные принципы нанокристаллизации при деформации аморфных сплавов

1.5 Постановка задач исследования

2. МАТЕРИАЛ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

2.1 Материалы, их получение и обработка

2.2 Методы исследования

2.2.1 Просвечивающая электронная микроскопия

2.2.2 Рентгеноструктурный анализ

2.2.3 Калориметрические исследования

2.2.4 Измерение микротвердости

2.2.5 Измерение нанотвердости

2.2.6 Измерение удельного электросопротивления

3. ОСОБЕННОСТИ ДЕФОРМАЦИОННОЙ АМОРФИЗАЦИИ КРИСТАЛЛИЧЕСКИХ СПЛАВОВ ПРИ МЕГАПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ

3.1 Склонность к аморфизации при кручении под высоким

давлением сплавов на основе никелида титана, циркония и железа

3.1.1 Сплавы с высокой склонностью к деформационной аморфизации

3.1.2 Сплавы с низкой склонностью к деформационной аморфизации

3.2 Влияние скорости вращения подвижной наковальни камеры Бриджмена

3.3 Факторы определяющие склонность к деформационной аморфизации

3.3.1 Механический фактор

3.3.2 Термодинамический фактор

3.3.3 Концентрационный фактор

3.4 Соотношение между склонностью к деформационной и к термической аморфизации

3.5 Выводы по главе 3

4. ОСОБЕННОСТИ ДЕФОРМАЦИОННОЙ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ АМОРФНЫХ СПЛАВОВ ПРИ МЕГАПЛАСТИЧЕСКОЙ

ДЕФОРМАЦИИ

4.1. Аморфный сплав 7г5о№18Т117Си15

4.2 Аморфные сплавы на основе железа

4.3. Природа деформационной кристаллизации аморфных сплавов

4.4. Выводы по главе 4

5. НАБЛЮДЕНИЕ ЦИКЛИЧЕСКИХ СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ «АМОРФНОЕ СОСТОЯНИЕ «КРИСТАЛЛ» В СПЛАВЕ Т15о№25Си25 ПРИ КРУЧЕНИИ ПОД ВЫСОКИМ ДАВЛЕНИЕМ

5.1 Структурные и фазовые превращения в аморфном сплаве Т15о№25Си25

5.2 Структурные и фазовые превращения в кристаллическом сплаве Т150№25Си25

5.3 Особенности циклических структурно-фазовых превращений при мегапластической деформации

5.4 Выводы по главе 5

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

СПИСОК ИСПОЛЬЗУЕМОЙ ЛИТЕРАТУРЫ

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Основные закономерности структурно-фазовых превращений "аморфное состояние ⇔ кристалл" в металлических сплавах при мегапластической деформации»

ВВЕДЕНИЕ

В современной науке и технике одной из основных задач является разработка новых функциональных материалов с высоким уровнем эксплуатационных свойств. Одним из важных классов таких материалов являются сплавы с нанокристаллической и аморфно - нанокристаллической структурой. Эти сплавы, как правило, обладают высокими физическими и механическими свойствами, которые по своему уровню превосходят свойства поликристаллических материалов. Как известно, переход на наноструктурный уровень приводит к резкому повышению механических, магнитных, электрических и других свойств материалов.

Среди различных классов функциональных материалов можно особо выделить сплавы с термоупругим мартенситным превращением, обладающие эффектом памяти формы, и прежде всего это сплавы на основе никелида титана. Эти сплавы нашли широкое практическое применение в технике благодаря высоким значениям прочности и пластичности, к тому же эти сплавы имеют высокую коррозионную стойкость и сопротивление усталости, а также высокие значения эффекта обратимой памяти формы. Совокупность этих свойств обеспечивает возможность широкого применения этих сплавов в медицине, авиакосмической технике и других отраслях приборостроения в качестве функциональных материалов.

В настоящие время одним из перспективных направлений получения нанокристаллических материалов являются методы мегапластической (интенсивной) деформации (МПД), в частности деформации кручением под высоким квазигидростатическим давлением (КВД). В литературе имеются лишь отдельные попытки объяснить природу структурных и фазовых изменений, происходящих в материале при мегапластической деформации. Вместе с тем, для создания функциональных материалов нового поколения путем целенаправленного воздействия на их структуру необходимо понимание

основных закономерностей структурно-фазовых превращений, протекающих в материале в ходе мегапластической деформации.

Цель работы - систематическое изучение и комплексный анализ основных закономерностей структурных и фазовых превращений в аморфных и кристаллических сплавах на основе никелида титана, железа и циркония, включая аморфизацию и кристаллизацию, в процессе мегапластической деформации при кручении под высоким квазигидростатическим давлением.

Для достижения поставленной цели были решены следующие конкретные задачи:

1. Изучить основные закономерности перехода кристаллических сплавов на основе никелида титана, железа и циркония в аморфное состояние в условиях кручения под высоким квазигидростатическим давлением при комнатной температуре.

2. Установить основные физические параметры, определяющие склонность к деформационной аморфизации для кристаллических сплавов при мегапластической деформации. Провести сравнение склонности к деформационной и к термической аморфизации для одних и тех же составов сплавов.

3. Изучить особенности деформационной кристаллизации серии аморфных сплавов на основе железа, в ходе деформации кручением под высоким квазигидростатическим давлением. Провести экспериментальную и теоретическую оценку факторов, способствующих появлению нанокристаллических фаз при мегапластической деформации аморфных сплавов.

4. Исследовать эволюцию структуры и закономерности прямых и обратных фазовых превращений типа «аморфное состояние <=> кристалл» в сплавах на основе никелида титана в исходно аморфном и исходно кристаллическом состояниях в процессе деформации кручением под высоким квазигидростатическом давлением при различных величинах

мегапластической деформации и скоростях вращения подвижной наковальни камеры Бриджмена.

Для достижения поставленных задач в работе были использованы высокоэффективные методы структурных исследований

(рентгеноструктурный анализ и просвечивающая электронная микроскопия), а также методы дифференциальной сканирующей калориметрии и измерения нано- и микротвердости и удельного электросопротивления.

Диссертационная работа состоит из введения, пяти глав и общих выводов. В заключение глав 3-5, содержащих результаты проведенного исследования, представлены выводы по результатам, полученным в каждой из глав.

В первой главе представлен обзор литературных данных, посвященных структурным и фазовым превращениям в сплавах на основе никелида титана, железа и циркония, использовавшихся в работе, а также подробно описаны методы мегапластической деформации и установленные в литературе закономерности кристаллизации и аморфизации металлических материалов при очень больших деформациях. В заключение главы представлен раздел, посвященный постановке задачи данного исследования.

Во второй главе подробно описаны использованные в диссертации материалы и методы исследования. В качестве материала исследования выбраны следующие сплавы: Т15о№25Си25, №50Т1зоН^о, Zr5oNil8Til7Cu15, Ре78В8.5819Р4.5, Ре83С,зВ4, Ре80В,3817. Ре76Сг162г4.5ВзСо.5, Ре58№25В17, Ре57Со24Сг16В3 и Ре5оМ33В17, полученные методом закалки из жидкого состояния.

В третьей главе изучены особенности перехода кристаллических сплавов Т^5о№25Си25, №5оТл3оНТ2о, Zr5oNi18Til7Cul5 и Ре78В8.5819Р4.5 в аморфное состояние в ходе деформации в камере Бриджмена при комнатной температуре. Установлены основные факторы определяющие склонность к деформационной аморфизации кристаллических сплавов. Проведено

сравнение между склонностью к деформационной и к термической аморфизации для сплавов Т150№25Си25, МзоТлзоН^о и 7г5о№18гП17Си15.

В четвертой главе исследована эволюция структуры при деформации кручением под высоким квазигидростатическим давлением массивного аморфного сплава Zr5oNi18Til7Cul5 в широком интервале величин деформации. Изучены особенности деформационной кристаллизации аморфных сплавов Ре8зС]зВ4, Ре8оВ1з817;Ре76Сг16гг4:5ВзСо,5, Ре58М125В17, Ре57Со24Сг,6Вз и Ре50№ззВ17 в ходе мегапластической деформации в камере Бриджмена.

В пятой главе методами просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) и рентгеноструктурного анализа (РСА) изучены особенности эволюции структуры и фазовых превращений «кристалл <=> аморфное состояние» в процессе деформации кручением под высоким квазигидростатическим давлением исходно аморфного и исходно кристаллического сплава Т15оК125Си25.

Научная новизна. Выявлены физические факторы (термодинамический, механический и концентрационный), определяющие склонность кристаллических сплавов и отдельных кристаллических фаз к деформационной аморфизации в процессе мегапластической деформации кручением под высоким квазигидростатическим давлением. Экспериментально установлено, что в аморфизирующихся сплавах на основе никелида титана и циркония склонность к деформационной аморфизации при мегапластической деформации существенным образом отличается от их склонности к термической аморфизации при закалке из жидкого состояния. Показано, что эффект деформационной кристаллизации при деформации кручением под высоким квазигидростатическим давлением при комнатной температуре аморфных сплавов на основе железа обусловлен адиабатическим повышением температуры в деформационных полосах сдвига и существенным повышением в этих полосах концентрации областей избыточного свободного объема. Обнаружено, что при мегапластической деформации при комнатной температуре исходно аморфного и исходно кристаллического сплава

Т15о№25Си25 происходят многократные циклические структурно - фазовые превращения «кристалл <=> аморфное состояние».

Практическая значимость. Проведенные исследования позволяют внести существенный вклад в понимание природы структурообразования в процессе мегапластической деформации сплавов на основе никелида титана, железа и циркония, а также в создание научных основ разработки новых аморфно-нанокристаллических материалов с высокими физико-механическими свойствами.

На защиту выносятся следующие положения:

1. При деформации кручением под высоким квазигидростатическим давлением аморфного и кристаллического сплава Т15о№25Си25 по мере возрастания величины мегапластической деформации наблюдается цикличность взаимосвязанных фазовых переходов «аморфное состояние кристалл».

2. Склонность к деформационной аморфизации кристаллических сплавов на основе никелида титана, железа и циркония в ходе мегапластической деформации определяется термодинамическим, механическим и концентрационным факторами.

3. Склонность к образованию аморфного состояния при мегапластической деформации и при закалке из жидкого состояния для заданного состава сплава могут существенно различаться.

4. Чем ниже температура кристаллизации аморфного сплава на основе железа, тем выше значение объемной доли кристаллической фазы, формирующейся при мегапластической деформации при комнатной температуре.

5. В ходе мегапластической деформации кручением под высоким квазигидростатическим давлением при комнатной температуре в аморфных сплавах 7г5о]чЛ18гП17Си15 и Т^Т^бС^ образуются нанокристаллические фазы, которые обычно наблюдаются только после высокотемпературного отжига.

Автор выражает благодарность научному руководителю доктору физико-математических наук, профессору Александру Марковичу Глезеру. А также кандидату физико-математических наук, ведущему научному сотруднику Анне Владимировне Шалимовой за помощь в обсуждении результатов и коллективу Института Металловедения и Физики Металлов им. Г.В. Курдюмова ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина» за помощью, оказанную в работе над диссертацией.

1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР

1Л Структурные и фазовые превращения в сплавах на основе ннкелида титана, железа и циркония

1ЛЛ Система Ti-Ni и Ti-Ni-Cu (Hf)

В 30-е гг. прошлого века появились сообщения в научных журналах, описывающие интерметаллическое соединение TiNi вблизи стехиометрического состава [1]. Но активное изучение сплава TiNi началось в 1960-х г. с открытием эффекта памяти формы (ЭПФ) в этом сплаве. Сплавы на основе никелида титана являются сплавами с ЭПФ благодаря протекающим в них термоупругим мартенситным превращениям [2]. Механизм эффекта памяти формы реализуется при бездиффузионной мартенситной перестройке в результате кооперативного согласованного сдвига атомов [3]. В результате реализации обратного мартенситного превращения в этих сплавах возможно полное восстановление формы. Эти сплавы обладают высокими показателями прочности и пластичности, вследствие чего эти сплавы нашли широкое применение в технике и медицине.

Сплавы на основе соединения TiNi вблизи эквиатомного состава в высокотемпературном аустенитном состоянии имеют структуру В2 с ОЦК решеткой с атомно-упорядоченной структурой по типу CsCl [2]. При температуре, близкой к комнатой, сплавы на основе Ti-Ni испытывают термоупругое мартенситное превращение, в результате которого аустенитная фаза В2 переходит в мартенситную фазу В19'. Мартенситная фаза В19' имеет моноклинно искаженную орторомбическую (моноклинную) решетку с параметрами решетки при комнатной температуре, близкие а = 0,291 нм, b = 0,411 нм, с = 0,466 нм и (3 = 97,9° [4]. Авторы [5,6] установили, что при приближение к точки термоупругого мартенситного превращения в этих

сплавах реализуется предпереходное состояние. Предмартенситные состояния описываются ближним порядком смещений атомов, с меняющимся промежуточными структурами сдвига, локализованных в пределах микродоменов.

О ГО 20 30 ¥0 50 60 70 90 50 Т00 ТС N1, <Уо(ат.) М

Рисунок 1 - Диаграмма фазового равновесия системы Тл-№

В зависимости от состава сплава Тл№ вблизи эквиатомного состава возможно варьировать температуру и последовательность мартенситных превращений В2 фазы при охлаждении.

В сплавах эквиатомного или обогащенного титаном состава мартенситные превращения могут протекать либо в один этап: В2 => В19', либо при температуре начала мартенситного превращения сначала происходит образование моноклинной структуры В19', затем превращение продолжается внутри двухфазной области формированием ромбоэдрической фазы Я: В2 => В2 + В19' => Я + В19' => В19' [2,7,8].

В сплавах, обогащенных никелем, последовательность структурных фазовых переходов другая. В начале мартенситного превращения образуется

А/С, % {по масее) 0 /О го 30 40 50 60 70 вО 90 /00

600

R-фаза, которая практически сразу занимает весь объем материала, затем формируется моноклинная структура В19' т.е. схема мартенситного превращения: B2=>R=>R + B19'=>B19'.

Следует отметить, что в квазибинарных сплавах TiNi-TiMe, при замещении никеля медью наблюдается высокая растворимость третьего компонента (свыше 25 ат. % Си). Рассмотрим влияние легирования медью на температуру и последовательность мартенситных превращений сплавов системы Ti-Ni.

Легированные сплавы на основе никелида титана существенно нестехиометрического состава испытывают эвтектический (или эвтектоидный) распад. Среди этих сплавов широкое практическое распространение получили сплавы тройной системы Ti-Ni-Cu [9]. Особое внимание привлекает к себе сплав Ti5oNi25Cu25 благодаря тому, что в данном сплаве протекает одноступенчатое мартенситное превращение В2 <=> В19 с узким температурным гистерезисом, а также с высоким уровнем термомеханических параметров при проявлении эффекта памяти формы. Данный сплав нашел широкое практическое применение в качестве функциональных элементов быстродействующих миниатюрных термодатчиков и актюаторов.

При охлаждении сплавов системы Ti5oNi5o^Cu^ при х < 6 термоупругое мартенситное превращение представляет собой одностадийный фазовый переход В2 => В19'. При концентрации Си около 6 ат. %, происходит ступенчатый переход В2 => В19 => В19'. Начиная с jc > 17 ат. % Си осуществляется единственный переход В2 => В19 при температуре выше комнатной [9,10]. Критические температуры мартенситных превращений в сплавах на основе TiNi-TiCu при переходе к нано- и субмикрокристаллической структуре несколько снижаются, но в целом структурные типы и параметры решетки мартенситных фаз, как и последовательность превращений, не изменяются.

Для получения ЭПФ в требуемом интервале температур и, следовательно, для реализации необходимых значений температур начала и

конца термоупругого мартенситного превращения, в тройных сплавах Тл-М-Си проводится замена меди на другие элементы. В работах [11,12] показано, что замена Си на Ж в сплавах системы Тл-ЬЛ-Ме приводит к повышению температуры проявления эффекта памяти формы (более 100°С) и при этом сплавы имеют достаточно высокие значения характеристик ЭПФ по сравнению с другими системами сплавов. Для применения в области высоких температур эти сплавы можно рассматривать в качестве наиболее перспективных материалов с ЭПФ. Во многих областях применения от этих сплавов требуется высокое быстродействие элементов с ЭПФ, что приводит к необходимости создание тонкомерных материалов. Однако добавление Ш приводит к заметному упрочнению сплава и снижению его обрабатываемости, что крайне затрудняет получение из него тонких профилей.

Авторы работы [13] провели исследование микроструктуры быстрозакаленных сплавов Тл-№-Ш и влияния термоциклирования при постоянной нагрузке на свойства ЭПФ. Методами рентгеноструктурного анализ и просвечивающей электронной микроскопии было установлено, что при комнатной температуре сплав с 20 % Ж находится в аморфном состоянии. В сплаве с 15 % Ш доля аморфной фазы значительно сокращается и очень незначительна в сплаве с 10 % Н£ После закалки из расплава в них наблюдается преимущественно моноклинный В19'-мартенсит и небольшое количество аустенитной В2-фазы. В сплаве с 10 ат. % Ж были найдены различные типы морфологии мартенсита: игольчатый, клинообразный и пакетный мартенсит. Возникает также новый морфологический тип структуры, соответствующий нерегулярной структуре, в которой мартенсит сосуществует с остаточным аустенитом. Кристаллографическое ориентационное соотношение между зернами мартенсита и аустенита определяется как [100]В19//[100]В2; (011)в19'//(001)В2, то есть аналогично массивному материалу [14]. Таким образом, при одинаковой скорости охлаждения формирование аморфного состояния в быстрозакаленных сплавах ТьМ-Ш напрямую зависит от содержания Н£

В сплаве с 15 ат. % Hf были также обнаружены вышеупомянутые морфологии структуры [13]. Интересным фактом для этого сплава является наличие частиц почти абсолютной сферической формы, диаметр которых варьируется от нескольких десятков нанометров до нескольких десятков микрон. В окружении этих частиц присутствуют как мартенсит и аустенит, так и аморфная фаза. Как оказалось, частицы содержат пакетный мартенсит и аустенит. Примечательной особенностью является появление в структуре этого сплава наноразмерных частиц. В сплаве с 20 % Hf также присутствуют сферические частицы, но они внедрены в аморфную матрицу и в их окружении отсутствует мартенсит или аустенит.

Используя ДСК-анализ, авторы работы [13] показали, что в сплаве с 20 % Hf протекает одноступенчатое мартенситное превращение В2 => В19', а в сплаве с 10 % Hf наблюдали два пика как при прямом, так и при обратном мартенситном превращении. Увеличение концентрации Hf приводит к сужению температурного интервал мартенситного превращения, но к увеличению гистерезиса и критических температур мартенситного превращения.

1.1.2 Система Fe-Me-B

Аморфные сплавы двойной системы Feioo-xBx могут быть получены только в ограниченном концентрационном диапазоне вблизи эвтектического состава в интервале концентрации бора от 11 до 25 ат.% [15]. В зависимости от различных концентраций бора и режимов термообработки в данных сплавах реализуются различные схемы кристаллизации. В славах Fe-B доэвтектического состава характерна ДСК-кривая, содержащая два пика. На начальных стадиях кристаллизации аморфного сплава выделяется преимущественно a-Fe фаза, а второй пик кривой ДСК соответствует выделению РезВ. В эвтектических и заэвтектических сплавах при кристаллизации происходит одновременное образование a-Fe и Fe3B фаз, по

эвтектическому механизму кристаллизации. В аморфных сплавах при 25 ат.% В соотношение железа и бора такое же, как и стехиометрической фазе Fe3B, в связи с чем, кристаллизация аморфного сплава происходит по полиморфному механизму, в результате чего сплав переходит в метастабильную кристаллическую фазу Fe3B. При этом, в соответствие с диаграммами фазового равновесия равновесными фазами для системы Fe-B является a-Fe и Fe2B фазы.

В сплавах системы Fe-B замещение части атомов бора атомами кремния приводит к изменению процессов кристаллизации и образованию кристаллических фаз. В работе [16] было детально проанализированы и выделено четыре возможных способа кристаллизации аморфных сплавов Fe-Si-B в зависимости от стехиометрического состава.

%е

Рисунок 2 - Диаграмма зависимости процесса кристаллизации в аморфных

сплавах системы Ре^-В [16]

Авторами работы [16] в расчетах было сделано предположение, что в концентрационной области I образуется фаза РезВ, в области, ограниченной слева прямой А, образуется твердый раствор Ре(81) с концентрацией кремния,

не превышающей 8 ат.%. В области II при кристаллизации сплава образуется вместо Fe3B фаза Fe2B, в результате чего твердый раствор Fe(Si) имеет более низкую концентрацию кремния за счет дополнительных атомов железа. В области III и IV прямая В определяет состав аморфных сплавов, при которых в твердом растворе концентрация кремния равняется 18 ат.%, а прямая С соответствует 28 ат.% кремния. При этом в области III также образуется и фаза Fe3B.

В работе [17] было показано, что в аморфные сплавы системы Fe83.xNixBi7 на начальных этапах кристаллизации образуется нанокристаллическая фаза Fe-Ni, имеющая различный тип кристаллической решетки (ОЦК или ГЦК). В сплаве Fe5oNi33Bi7 нанокристаллические частицы у-фазы (ГЦК), имеют форму, близкую к равноосной, и размер 20 нм при любых параметрах отжига, а в сплаве FesglS^sBn наночастицы а-фазы (ОЦК) обнаруживают четкую огранку по плоскостям {100} и растут в процессе отжига от 100 до 170 нм. В аморфном сплаве Ni44Fe29Coi5Bl0Si2 на начальном этапе отжига образуется нанокристаллическая у-фаза (ГЦК), при этом средний размер нанокристаллов в процессе отжига практически не менялся и составлял 20 нм.

1.1.3 Система Zr-Ti-Ni-Cu

Известно, что аморфные сплавы на основе циркония, как правило, обладают высокой склонностью к аморфизации при закалке из жидкого состояния [18,19] и относятся к классу массивных аморфных сплавов.

В работе [20] авторы подробно исследовали процессы кристаллизации аморфного сплав Z^oNiigTinCuis. Проведенные авторами сравнения, измеренных физических свойств со структурными данными, показали, что расстеклования аморфного сплава Zr5oNii8Ti17Cui5 начинается с процесса кластерообразования при температуре 630-680 К. При данной температуре на ДТА-кривой наблюдался экзотермический пик, а при дилатометрических исследования было зафиксировано уменьшения длины образца. Однако,

согласно ПЭМ и РСА данным сплав оставался аморфным. При увеличение температуры нагрева до 686-726 К образовывался пересыщенный твердый раствор, основанный на тройной фазе Лавеса ггП(№,Си) (а = 5,207 А, с = 8,574 А, с/а = 1,646), со структурный типом MgZn2. При дальнейшем нагреве происходил распад пресыщенной фазы Лавеса на две равновесный фазы: на тетрагональную фазу 2г2Си (структурный тип Мо812) при температуре 842 К и тетрагональную фазу 7г2№ (структурный тип СиА12) при температуре 905 К.

Авторы работы [21] исследовали влияния нагрева на фазовые превращения в массивном аморфном сплаве Zr5oTi16Cul5Nil9. В работе было установлено, что кристаллизация аморфного сплава при температуре выше температуры стеклования протекает в две стадии. Сначала выделяется гексагональная фаза с решеткой гг6СоА12 (состав фазы 7г47Т118Си16№|9), а затем параллельно образуются квазикристаллическая фаза (состав фазы 7г65Т14Си12Ы121) и гексагональная фаза с решеткой типа ]У^7п2 (состав фазы 7г49Т17С11,2:№з2).

1.2 Мегапластическая деформация

1.2.1 Способы осуществления мегапластической деформации

Одним из перспективных направлений повышения функциональны свойств существующих материалов является создания в них объемной нанокристаллической структуры. В настоящий момент времени существует три магистральных направления получения объемных нанокристаллических материалов: компактирование ультрадисперсных порошков [22], контролируемая кристаллизация аморфных сплавов [23] и мегапластическая деформация (МПД) [24].

Рассмотрим методы получения объемных нанокристаллических материалов с применением очень больших степеней деформации - МПД, которую в научной периодике называют также интенсивной [24]. Методы

МПД позволяют получать очень большие величины деформации в условиях высоких приложенных давлений и при относительно низких температурах деформации. В основе действия МПД лежит принцип сильного измельчение зерна в металлах и сплавах до наноразмеров (менее 100 нм). Для получения объемных нанокристаллических материалов необходимо использовать специальные схемы деформации, отличные от стандартных методов обработки металлов давлением (прокатка, экструзия и т.д.). Среди этих схем МПД наиболее широкое распространения получили методы деформации кручением под высоким квазигидростатическим давлением (КВД), равноканальное угловое прессование (РКУП), всесторонняя ковка, винтовая экструзия и аккумулируемая прокатка.

1.2.1.1 Кручение под высоким давлением

Идея наковален Бриджмена [25] легла в основу конструкции установки, в которой проводят деформацию КВД (рисунок 3).

Р

Образец

Рисунок 3 - Принципиальная схема метода КВД

При данном способе деформации образец помещается между двумя бойками и сжимается под квазигидростатическом давлении Р (несколько ГПа). Нижняя наковальня вращается и под действием сил поверхностного трения образец деформируется сдвигом. В результате такой деформации образец имеет форму диска диаметром, как правило, 10 мм и толщиной 0,2-0,6 мм. В итоге образец подвергается большим величинам деформации. Так как деформация происходит в условия квазигидростатического сжатия, разрушение образца не происходит [24].

Для расчета величины деформации образцов при КВД используются различные соотношения. Истинная логарифмическая величина деформации 8 в упрощенном виде рассчитывается по формуле [26]:

8 = 1п(2ттК/Н) (1)

где п - количество оборотов;

Я - радиус образца;

Н - толщина образца.

Величины деформации, рассчитанные с помощью аналитических формул, имеют значения лишь примерно равные реальным величинам деформации, так как формирование конечной структуры при МПД происходит под действием не только внешних, но и внутренних напряжений. Так, формула (1) не имеет строго физического обоснования. Например, согласно этой формуле, деформация в центре образца равна нулю, а экспериментальные исследования показывают, что с увеличением количества оборотов структура, как правило, становится однородна по радиусу образца [26]. Поэтому для оценки эволюции микроструктуры в процессе деформации КВД часто более правильно рассматривать не величину деформации, рассчитанную с помощью аналитической формулы, а использовать число оборотов подвижной наковальни [27]. Отличительной особенностью деформации КВД от других способов МПД является возможность осуществления непрерывной

деформации в процессе обработки. При других способах деформации (РКУП, всесторонняя ковка, винтовая экструзия, аккумулируемая прокатка) между каждым проходом в процессе МПД могут протекать релаксационные процессы, что, в конечном счете, должно оказать заметное влияние на структурные изменения.

1.2.1.2 Равноканальное угловое прессование, всесторонняя ковка, винтовая экструзия и другие методы

Равноканальное угловое прессование

В 70-х годах прошлого века В.М. Сегалом с коллегами [28] был разработан способ РКУП, который позволял осуществлять деформацию массивных образцов простым сдвигом. Этот метод позволяет пластически деформировать материал без изменения поперечного сечения образца, создавая возможность для их повторной деформации.

р

Пуансон

Рисунок 4 - Принципиальная схема метода РКУП

При данном способе деформации образец многократно продавливается в специальной оснастке через два канала с одинаковыми поперечными сечениями. Эти два канала пересекаются под разными углами в зависимости от необходимой величины деформации. Иногда деформация осуществляется при повышенных температурах, например, в случае обработки труднодеформируемых материалов.

Истинная деформация при РКУП определяется следующей формулой

[24]:

е = 2nctg((p/2)/V3 (2)

где п - количество проходо;

Ф - угол пересечения каналов.

Следует отметить, что важным фактором, определяющим структуру материала после РКУП, является направление и число проходов образца через каналы в процессе деформации. В процессе РКУП наиболее часто используются следующие схемы (рисунок 5): 1) при каждом проходе ориентация образца остается неизменной; 2) после каждого прохода образец поворачивается вокруг своей продольной оси на угол 90°; 3) после каждого прохода образец поворачивается вокруг своей продольной оси на угол 180°.

JL

шш

ж

а//////,

90е

ШШг^ <шш шйр

180е

Рисунок 5 - Различные направления деформации при РКУП [24]

В результате все три маршрута различаются направлением сдвига при повторных проходах образца через пересекающиеся каналы, что приводит к возникновению сферической ячейки в теле образца в процессе РКУП.

Применение всех трех маршрутов приводит к быстрому росту предела прочности и текучести обрабатываемого материала, которые уже после нескольких проходов достигают насыщения [29].

Всесторонняя ковка

Авторами работ [30,31] был предложен еще один способ создания больших величин деформации в образцах, который получил название, всестороння ковка. Схема всесторонней ковки представлена на рисунке 6. В процессе всесторонней ковки в материале обычно протекают процессы динамической рекристаллизации.

Переход 1: Осадка

Переход 2: Кантовка на 90° и осадка

Переход 3: Кантовка на 90" и осадка

Переход 4: Протяжка

Рисунок 6 - Принципиальная схема метода всесторонней ковки

Основная идея всесторонней ковки заключается в использовании многократного повторения операции свободной ковки, а именно, осадка-протяжка со сменой оси прилагаемого деформирующего усилия. Данный способ МПД отличается невысокой однородностью деформации по сравнению с КВД и РКУП. Однако, данная технология деформации материалов позволяет обрабатывать достаточно хрупкие материалы, так как деформацию начинают с небольших удельных нагрузок и при повышенных температурах.

23

Винтовая экструзия.

Принципиальная схема винтовой экструзии [32] основывается на том, что призматическую заготовку пропускают через винтовую матрицу (рисунок 7). Канал матрицы состоит из трех участков: входной 1, винтовой 2 и калибрующей 3. /? - угол наклона винтовой линии. Форма заготовки после винтовой экструзии практически не изменяется, поэтому поперечные сечения всех участков образца остаются одинаковыми.

Рисунок 7 - Принципиальная схема винтовой экструзии;

1 - входной канал; 2 - винтовой канал; 3 - калибрующей канал

Технологическая схема винтовой экструзии осуществляется следующим образом. Для передачи усилия противодавления деформируемой заготовке на начальной стадии прессования, в канал контейнера помещают фальш-заготовку. Затем, осуществляют запрессовку фальш-заготовки в винтовую часть канала матрицы под действием верхнего штока, после чего шток извлекают из контейнера 1, и в него помещается заготовка. Далее для передачи давления от верхнего штока к заднему торцу заготовки в канал контейнера

необходимо засыпать рабочую среду на основе графита. Затем, заготовку укладывают во входную часть канала и производят ее выдавливание, осуществляя тем самым процесс винтовой экструзии заготовок. В процессе деформации фальш-заготовка проходит входной, винтовой и калибрующие участки матрицы. Заготовки, проходя через винтовой участок канала матрицы, постепенно вращается относительно оси деформации, накапливая при этом деформацию одного знака. Затем заготовка получает деформацию обратного знака и приобретает свою первоначальную призматическую форму, проходя через калибрующие части канала матрицы. Когда пресс-штемпель входит во входную часть канала матрицы, прессование останавливают и цикл повторяют.

Формула (3) дает хорошую оценку для максимальной величины деформации етах за один проход винтовой экструзии [32]:

етах = 2/л/3^ртах (3)

где Р - максимальное значение угла наклона винтовой линии к оси экструзии.

Аккумулируемая прокатка

Аккумулируемая прокатка также является одним из методов МПД [33]. Схема осуществления аккумулируемой прокатки представлена на рисунке 8. Метод аккумулируемой прокатки лишен основных недостатков методов РКУП и КВД. Метод аккумулируемой прокатки обладает высокой производительностью и позволяет получать большеразмерные образцы [34]. Технологическая схема аккумулируемой прокатки позволяет использовать обычный прокатный комплекс.

с

ПОВЕРХНОСТНАЯ ОБРАБОТКА

)-

Грезка

^_

3

Рисунок 8 - Схема метода аккумулируемой прокатки

В процессе такой обработки металлический лист прокатывается до 50%. Затем лист разрезается на две части и обе части складываются вместе, таким образом, восстанавливается первоначальная толщина листа. Для достижения хорошего соединения двух частей листа при прокатке, поверхность материала обезжиривают, обрабатывают металлической щеткой и иногда прокатку проводят при повышенной температуре, но ниже температуры рекристаллизации материала. В результате такой многократной прокатки достигаются большие величины пластической деформации [35]. Главным недостатком метода аккумулируемой прокатки является возникновения трещин на краю листа при большом количестве проходов из-за невыполнения условия гидростатичности процесса.

1.2.2 Природа мегапластической деформации

В последние время большое число работ посвящено изучения влияния гигантских деформаций на структуру и свойства металлов и сплавов. В ходе МПД на разных её этапах могут формироваться различные структурные состояния. Однако, в литературе пока нет единой точки зрения относительно возможных путей эволюции структуры в процессе МПД. К тому же имеются противоречивые и неоднозначные данные. В различных исследованиях при испытаниях одних и тех же материалов в сопоставимых условиях деформации наблюдаются различные структуры [36].

Исследования показали [36], что в ходе деформации структурные изменения в поликристалических металлах имеют ярко выраженный стадийный характер. На начальных стадиях деформации происходит образования дислокационной ячеистой структуры. Измельчение структуры в материалах с низкой энергией дефектов упаковки идет путем формирования полос сдвига. Переход к фрагментированной структуре от дислокационной в ходе деформации осуществляется, как правило, через промежуточное состояние - образование полосовой структуры. Полосовая структура представляет собой систему почти параллельных полос переориентации, шириной 0,1-1,5 мкм, образующие малоугловые границы с преимущественной составляющей кручения [36,37]. При этом, как правило, каждому зерну соответствует одна система полос. Полоса сдвига, выходя на границу зерна, образует на ней ступеньку, высота которой определяется высотой сдвига.

Показано [37], что в ходе пластической деформации таких материалов происходит рост величины разориентации решетки в полосах сдвига и уменьшение их толщины. В то же время, равномерно по объему полосовой структуры начинают накапливаться дислокации одного знака, что приводит к увеличению градиента кручения кристаллической решетки. Происходит появление градиента разориентировки вдоль границ и их искривление. В процессе деформации может возникать вторая и третья система границ,

пересекающая границы первой системы, результатом чего является образования субмикрокристаллической структуры. Таким образом, при деформации поликристаллических металлов возникает структура из разориентированных равных областей, то есть наблюдается переход от полосовой структуры к субструктуре с непрерывными и дискретными разориетировками. В результате деформации происходит формирование структурного состояния с минимумом энергии. При условии низкой подвижности дислокаций в материале наблюдается низкая способность к релаксации возникающих в ходе деформации напряжений, в итоге образуется неравновесная дефектная структура, сильно отличающаяся от равновесной [37].

В.В. Рыбин [38] предложил наиболее стройную концепцию больших пластических деформаций, основанную на доминирующей роли дисклинационных мод, которые приводят к фрагментации структуры. В соответствие с этой концепцией, по мере увеличения деформации наблюдается плавное уменьшение размеров фрагментов, которые достигают постоянного минимального значения около 0,2 мкм. Из этого подхода также следует, что получить наноструктурное состояния, с размером зерна около 100 нм, за счет действия дисклинационных мод вряд ли возможно.

В работах A.M. Глезера отмечается [36,39], что при условии подавления процессов разрушения и в зависимости от природы материала, температуры и скорости активной деформации могут реализовываться различные варианты развития фрагментированной структуры в процессе деформации (рисунок 9):

- выход средних размеров на насыщение и разориентация фрагментов

- циклическое изменение размеров и морфологии структурных элементов при возникновении низкотемпературной динамической рекристаллизации

непрерывное уменьшение размеров фрагментов и формирование наноструктуры

- аморфизация материала (фазовый переход).

т/т

пл

НИЗКОТЕМПЕРАТУРНАЯ ДИНАМИЧЕСКАЯ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ

ВТОРИЧНАЯ ФРАГМЕНТАЦИЯ

ЦИКЛИЧЕСКИМ РЕЖИМ СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЯ

ФРАГМЕНТИРОВАННАЯ СТРУКТУРА

ч

т

Стэ

ДЕФОРМАЦИОННЫЙ ВОЗВРАТ

НАКОПЛЕНИЕ ДЕФОРМАЦИОННЫХ ДЕФЕКТОВ

СТАЦИОНАРНЫЙ РЕЖИМ ФРАГМЕНТАЦИИ

АМОРФИЗАЦИЯ

ОБРАЗОВАНИЕ НАНОКРИСТАЛЛОВ

Область МПД (е > 1)

Рисунок 9 - Различные сценарии развития фрагментированной структуры в процессе деформации в зависимости от природы материала, температуры и

скорости деформации [40]

При деформации твердого тела важную роль играю энергетические аспекты [39]. Твердому телу сообщается большое количество механической энергии. Действенным каналам диссипации механической энергии в этом случае может стать пластическая деформация. В случае его исчерпания эффективным каналам диссипации энергии может быть разрушение. Но МПД проходит в условиях всестороннего сжатия, когда процессы разрушения подавлены. Если концепция В.В. Рыбина верна, то пластическая деформация эффективна до определенного момента, когда происходит формирование критической дефектной структуры, затем каналами диссипации энергии могут стать другие физические процессы: динамическая рекристаллизация, фазовые превращения и/или выделение тепла (рисунок 10).

Механическая

энергия -►

Рисунок 10 - Возможные каналы диссипации механической энергии при внешнем воздействии на твердое тело [39]

В материалах, в которых облегчены процессы дислокационных и дисклинационных перестроек, эффективным каналам диссипации энергии может стать низкотемпературная динамическая рекристаллизация [39]. В условиях низкой температуры и высокого барьера Пайерлса мощным каналам диссипации упругой энергии может стать фазовый переход. Чаще всего это фазовый переход «кристалл => аморфное состояние». При некоторых условиях, возможно возникновение промежуточного случая, когда дополнительным каналам диссипации энергии могут служить дисклинационные перестройки, приводящие к стабилизации фрагментированной структуры в ходе МПД [36].

Авторы работ [36,39] предполагают, что в ходе МПД возможно осуществление принципа цикличности структурно-фазовых превращений. Авторы считают что, если рассматривать структурные изменения в выделенном микрообъеме деформируемого образца, то в нем после протекания динамической рекристаллизации или аморфизации процесс пластической деформации как бы начинается «с чистого листа» во вновь образовавшемся рекристаллизованном зерне или в области аморфной фазы [39]. Затем, в ходе деформации снова происходит накопления дефектов, и процесс повторяется. В связи с этим в работе [39] была предложена упрощенная схема возможных структурных превращений, демонстрирующая вероятный принцип цикличности в ходе МПД (рисунок 11).

Твердое тело

Пластическая деформация

Рекристаллизация

Фазовые превращения

Разрушение

Тепловая энергия

II

Принцип цикличности при МПД

Тд<0,3 Т|

пл

Заключение диссертации по теме «Физика конденсированного состояния», Сундеев, Роман Вячеславович

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

1. Установлены основные закономерности эволюции структуры и свойств аморфизирующихся многокомпонентных сплавов на основе железа, никелида титана и циркония в исходно аморфном и в исходно кристаллическом состояниях в процессе последовательно нарастающей мегапластической (интенсивной) деформации при комнатной температуре при кручении под квазигидростатическим давлением в камере Бриджмена.

2. Обнаружено, что склонность к деформационной аморфизации кристаллических сплавов и соответствующих кристаллических фаз при мегапластической деформации определяется тремя факторами: механическим, термодинамическим и концентрационным. На основании экспериментальных данных доказано, что склонность к деформационной аморфизации кристаллических сплавов определяется аддитивной склонностью к деформационной аморфизации кристаллических фаз, входящих в состав сплавов. Показано, что склонность к деформационной аморфизации при кручении в условиях высокого квазигидростатического давления при комнатной температуре кардинальным образом отличается от склонности к аморфизации при закалке из жидкого состояния. Это обусловлено существенным различием физических параметров, определяющих аморфизацию при мегапластической деформации и при закалке из расплава.

3. Установлено, что эффект деформационной кристаллизации в аморфных сплавах на основе железа при мегапластической деформации обусловлен адиабатическим выделением тепла и соответствующим повышением температуры в деформационных, сильно локализованных полосах сдвига, а также заметным увеличением концентрации областей избыточного свободного объема в этих полосах. Показано также, что относительный вклад адиабатического нагрева зависит от температуры кристаллизации аморфного сплава и от диссипативной способности аморфной фазы в полосах сдвига.

4. Обнаружено, что в ходе мегапластической деформации при комнатной температуре аморфных сплавов 2г5о№18Т117Си15 и Т^оМ^Си^ образуются нанокристаллическая фаза Лавеса ZrTi(Ni,Cu) и фаза типа В2 соответственно, которые стабильны только при высоких температурах.

5. Показано, что мегапластическая деформация при комнатной температуре в исходно аморфном или исходно кристаллическом сплаве Тл5о№25Си25 приводит к реализации нескольких циклов взаимосвязанных фазовых превращений типа «кристалл аморфное состояние». Это явление можно объяснить в рамках модели суперпозиции различных каналов диссипации механической энергии в процессе мегапластической деформации.

6. Установлено, что приложение только высокого квазигидростатического давления (4 ГПа) в камере Бриджмена без кручения приводит в аморфном сплаве Т15о№25Си25 к фазовому превращению «аморфное состояние кристаллическая фаза В19», а в аморфном сплаве 2г5о№18'П17Си15 - к образованию зародышей нанокристаллических фаз.

Список литературы диссертационного исследования кандидат физико-математических наук Сундеев, Роман Вячеславович, 2013 год

СПИСОК ИСПОЛЬЗУЕМОЙ ЛИТЕРАТУРЫ

1. Lawes F., Wallbaum H.J. Crystal Chemistry of Titanium Alloys // Naturwissenschaften. 1939. V. 27. №3. P. 674-681.

2. Хачин B.H., Кондратьев В.В., Пушин В.Г. Никелид титана. Структура и свойства. -М.: Наука, 1992. - 160 с.

3. Журавлев В.Н., Пушин В.Г. Сплавы с термомеханической памятью и их применение в медицине. - Екатеринбург: УрО РАН, 2000. - 151 с.

4. Otsuka К., Wayman С.М. Shape Memory Materials. - Cambridge: Cambridge Press. 1999. - 284 p.

5. Пушин В.Г., Хачин B.H., Кондратьев B.B., Муслов С.А., Павлова С.П., Юрченко Л.И. Структура и свойства В2-соединений титана I. Предмартенситные явления // ФММ. 1988. Т. 66. № 2. С. 350-358.

6. Кондратьев В.В., Муслов С.А., Пушин В.Г., Хачин В.Н. Структура и свойства В2-соединений титана II. Предмартенситная неустойчивость ОЦК (В2)-решетки // ФММ. 1988. Т. 66. № 2. С. 359-369.

7. Shape Memory Alloys: Fundamentals, Modeling, Applications. / V. Brailovski, S. Prokoshkin, P. Terriault, F. Trochu, Editors - Montreal: ETS Publ., 2003, 851 p.

8. Prokoshkin S.D., Korotitskiy A.V., Brailovski V., Terenne S., Khmelevskaya I.Yu., Trubitsyna I.B. On the lattice parameters of phases in binary Ti-Ni shape memory alloy // Acta Materialia. 2004. V. 52. P. 4479-4492.

9. Пушин В.Г. и др. Сплавы никелида титана. Часть 1. Структура, фазовые превращения и свойства. - Екатеринбург: УрО РАН, 2006. - 400 с.

10. Пушин В.Г., Волкова С.Б., Матвеева Н.М. Структурные и фазовые превращения в квазибинарных сплавах системы TiNi-TiCu, быстрозакаленных из расплава. III // ФММ. 1997. Т.83. № 4. С. 155-166.

11. Liu М., Zhang Х.М., Liu L., Li Y.Y., Shelyakov A.V. In situ ТЕМ observations of martensite-austenite transformations in a Ni49Ti36Hf|5 high

temperature shape memory alloy // J. Materials Science Letters. 2000. V. 19. P. 13831386.

12. Potapov P., Shelyakov A., Gulyaev A., Svistunova E., Matveeva N., and Hodgson D. Effect of Hf on the structure of Ni-Ti martensitic alloys // Materials Letters. 1997. V. 32. P. 247-250.

13. Кареев С.И., Шеляков А.В., Глезер A.M. Микроструктура и эффект памяти формы быстрозакаленных сплавов системы Ti-Ni-Hf // Деформация и разрушение материалов. 2007. № 7. С. 22-26.

14. Han X.D., Zou W.H., Wang R., Zhang Z. and Yang D.Z. Structure and substructure of martensite in a Ti36 5Ni48 5Hfi5 high temperature shape memory alloy // Acta Mater. 1996. V. 44. P. 3711-3721.

15. Takahashi M., Koshimura M., Abuzuka T. Phase diagram of amorphous and crystallized Fe-B alloy system // Jap. j. of Appl. Phys. 1981. V. 20 № 10. P. 18211832.

16. Zaluska A., Matyja H. Crystallization characteristics of amorphous Fe-Si-B alloys // J. of Materials Science. 1983. V. 18. P. 2163-2172.

17. Глезер A.M., C.E. Манаенков, И.Е. Пермякова, H.A. Шурыгина. Влияние нанокристаллизации на механическое поведение аморфных сплавов на основе Fe-Ni // Деформация и разрушение материалов. 2010. № 8. С. 1-10.

18. Zhang, T., Inoue, A., Masumoto, Т., Amorphous Zr-Al-TM (ТМ = Со, Ni, Си) alloys with significant supercooled liquid region of over 100 К // Materials Transactions JIM. 1991. V. 32. P. 1005-1010.

19. Inoue A. Bulk Amorphous Alloys, Preparation and Fundamental Characteristics // Materials Science Foundations. Trans Tech Publications. 1998. V. 4. P. 1-37.

20. Molokanov V.V., Chebotnikov V.N. Glass forming ability, structure and properties of Ti and Zr-intermetallic compound based alloys // Key Engineering Matériels. 1990. V. 40-41. P. 319-332.

21. Абросимова Г.Е., Аронин А.С., Матвеев Д.В., Молоканов В.В. Образование и структура нанокристаллов в массивном металлическом стекле Zr5oTi16Cui5Ni19'// ФТТ. 2004. Т. 46. №. 12. С. 2119-2123.

22. Gleiter Н. Nanostructured materials // Progress Mater. Sci. 1989. V. 33 P. 223-315.

23. Morris D.G. Crystallization of the metal amorphous alloys // Acta Metall/ 1981. V. 29. P. 1213-1220.

24. Валиев P.3., Александров И.В. Объемные наноструктурные металлические материалы. - М.: ИКЦ Академкнига, 2007. - 397 с.

25. Bridgeman P.W. Studies in large plastic flow and fracture. - N.Y.: McGraw-Hill, 1952. - 444 p.

26. Zhilyaev A.P., Langdon T.G. Using high-pressure torsion for metal processing: fundamentals and applications // Prog. Mater. Sci. 2008. V. 53. P. 893979.

27. Носкова Н.И., Мулюков P.P. Субмикрокристаллические и нанокристаллические металлы и сплавы. - Екатеринбург: УрО РАН, 2003. - 279 с.

28. Сегал В.М., Резников В.И., Дробышевский Ф.Е., Копылов В.И, Пластическая обработка металлов простые сдвигом // Изв. АН СССР. Металлы. 1981. № 1.С. 115-123.

29. Segal, V. М. Materials processing by simple shear // Mater. Sci. Eng. 1995. V. A197. P. 157-164.

30. Salischev G.A., Imaev R.M., Imaev V.M., Gabdulin N.K. Dynamic recrystallization in TiAl and Ti3Al intermetallic compounds // Mater. Sci. Forum. 1993. V. 113-115. P. 613-619.

31. Салищев Г.А., Валиахметов O.P., Галлеев P.M. Малышева С.П. Формирование субмикрокристаллической структуры в титане при пластической деформации и ее влияние на механические свойства // Металлы. 1996. №4. С. 86-91.

32. Бейгельзимер Я.Е., Варюхин В.Н., Орлов Д.В., Сынков С.Г. Винтовая экструзия - процесс накопления деформации. - Донецк: ТЕАН, 2003. - 86 с.

33. Saito Y., Utsunomiya Н., Tsuji N., Sakai Т. Novel ultra-high straining process for bulk materials-development of the accumulative roll-bonding (ARB) process // Acta Mater. 1999. V. 47. P. 579-583.

34. Estrin, Y., Vinogradov, A. Extreme grain refinement by severe plastic deformation: A wealth of challenging science // Acta Mater. 2013. V. 63. № 3. P. 782 -817.

35. Tsuji N., Saito Y., Lee S.H. and Minamino Y. ARB (Accumulative RollBonding) and Other New Techniques to Produce Bulk Ultrafine Grained Materials // Advanced Engineering Materials. 2003. V. 5. № 5. P. 338-344.

36. Поздняков B.A., Глезер M.A. Возможные пути эволюции дефектной структуры в процессе больших пластических деформаций: роль релаксационных механизмов // Известия РАН. Серия Физическая. 2004. Т. 68. № 10. С. 1499-1505.

37. Конева Н.А., Козлов Э.В. Структурные уровни пластической деформации и разрушения / Под ред.В.Е. Панина. - Новосибирск: Наука, 1990. - 123 с.

38. Рыбин В.В. Большие пластические деформации и разрушения металлов. - М.: Металлургия, 1986 - 224 с.

39. Глезер М.А. О природе сверхвысоких пластической (мегапластической) деформации // Известия РАН. Серия Физическая. 2007. Т. 71. № 12. С. 1767-1776.

40. Глезер М.А. Поздняков В.А. Механизмы релаксации и различные пути эволюции дефектной структуры при больших пластических деформациях // Доклады РАН. 2004. Т. 398 № 6 С. 756-758.

41. Быков В.М., Лихачев В.А. Никонов Ю.А. и др Фрагментирование и динамическая рекристаллизация в меди при больших и очень больших пластических деформациях // ФММ. 1978. Т. 45. № 1. С. 163-169.

42. Sherif El-Eskandarany M., Aoki K., Sumiyama K., Suzuki K. Cyclic phase transformations of mechanically alloyed Co75Ti25 powders // Acta Met. 2002. V. 50 P.l113-1123.

43. Litovchenko I., Tyumentsev A., Korznikov A. Reversible martensitic transformation produced by severe plastic deformation of metastable austenitic steel // 9-th European Symposium on Martensitic Transformations «ESOMAT 2012» Санкт-Петербург. 2012. с. 49.

44. Аморфные металлы. Судзуки К., Фудзимори X., Хасимото К. / Под ред. Ц. Масумото. - М.: Металлургия, 1987. - 328 с.

45. Глезер A.M., Молотилов Б.В. Структура аморфных сплавов // ФММ. 1990. № 2. С. 5-28.

46. Аморфные металлические сплавы: Сб. науч. тр. / Под ред. Ф.Е. Люборского - М.: Металлургия, 1987. - 584 с.

47. Klement W., Willens R. Н., Duwez P. Non-crystalline Structure in Solidified Gold-Silicon Alloys // Nature. 1967. V. 187. P. 869-870.

48. Schwarz R.B., Koch C.C. Formation of amorphous alloys by the mechanical alloying of crystalline powders of pure metals and powders of intermetallics // Appl. Phys. Lett. 1986. V. 49 P. 146-149.

49. Weeber A.W., Bakker H., de Boer F.R. Formation of Ni-Zr amorphous powder by ball milling // Europhys.Lett. 1986. V. 2. № II. P. 445-451.

50. Бродова И.Г., Гундеров Д.В., Чердынцев B.B., С.Д. Калошкин, Т.И. Яблонских, Ю.В. Валдохин, Д.В. Башлыков, В.В. Столяров. Эволюция структуры и фазового состава быстрозакаленных лент Al-Fe в процессе ИПД // ФММ. 2003. Т.95, С. 96-103.

51. Huang J.Y., Zhu Y.T., Liao X.Z., Valiev R.Z. Amorphization of TiNi induced by high - pressure torsion // Phyl. Mag. Lett. 2004. V. 84. № 3. P. 183-190.

52. Куранова H.H., Макаров B.B., Пушин В.Г., Уксусников А.Н., Валиев Р.З., Гундеров Д.В., Лукьянов А.В., Прокофьев Е.А. Аморфизация объемных сплавов на основе никелида титана методом интенсивной пластической

деформации кручением // Известия РАН. Серия физическая. 2009. Т. 73. С. 1179-1181.

53. Татьянин Е.В., Курдюмов В.Г., Федоров В.Б. Получение аморфного сплава TiNi при деформации сдвигом под давлением // ФММ. 1986. Т. 62. С. 133-137.

54. Гундеров Д.В. Некоторые закономерности аморфизации и нанокристаллизации при интенсивной пластической деформации кристаллических и аморфных многокомпонентных сплавов // Электронный многопредметный научный журнал «Исследовано в России». 2006. Т. 151. С. 1404-1413. http://zhurnal.ape.relarn.rU/articles/2006/l51 .pdf

55. Gleiter Н. Die formanderung von ausscheidungen durch diffusion im spannungsfeld von versetzungen // Acta Met. 1968. V. 16. № 3. P. 455-464.

56. Зельдович В.И., Фролов Н.Ю., Пилюгин В.П. и др. Формирование аморфной структуры в никелиде титана при пластической деформации // ФММ. 2005. Т.99 С. 90-100.

57. Gunderov D., Lukyanov A., Prokofiev Е., Pushin V. Mechanical properties of the nanocryctalline T^^Niso^ alloy, produced by high pressure torsion // Eur. Phys. J., Special Topics. 2008. V. 158. P. 53-58.

58. Nakayma H., Tsuchiya K.K., Umemoto M. Crystal refinement and amorphisation by cold rolling in Ti-Ni shape memory alloy // Scripta Mater. 2001. V. 44 № 8-9 P. 1781-1785.

59. Зельдович В.И., Фролов Н.Ю., Пилюгин В.П. и др. Аморфные и нанокристаллические структуры в никелиде титана // Деформация и разрешение материаллов. 2005. № 3. С. 35-40.

60. Гундеров Д.В., Куранова Н.Н., Лукьянов А.В., и др. Применение интенсивной пластической деформации кручением для формирования аморфного и нанокристаллического состояния в большеразмерных образцах сплава TiNi // ФММ. 2009. Т. 108. № 2. С. 139-146.

61. Абросимова Т.Е., Аронин А.С., Добаткин С.В., Зверькова И.И., Матвеев Д.В., Рыбченко О.Г., Татьянин Е.В. Нанокристаллизация аморфного

сплава Fe80B20 под действием интенсивной пластической деформации // ФТТ. 2007. Т. 49. № 6. С. 983-989.

62. Татьянин Е.В., Боровиков Н.Ф., Курдюмов В.Г., Инденбом B.JI. Аморфные полосы сдвига в деформированном TiNi-сплаве // ФТТ. 1997. Т. 39. № 7. С.1237-1239.

63. Глезер A.M., Плотникова М.Р., Шалимова А.В., Добаткин С.В. Мегапластическая деформация аморфных сплавов. I. Структура и механические свойства // Известия РАН. Серия физическая. 2009. Т. 73. № 9. С. 1302-1309.

64. Chen Н., Не Y., Shiflet G.J., Poon S.J. Deformation-induced nanocrystal formation in shear bands of amorphous alloys // Nature. 1994. V. 367. P. 541-543.

65. Абросимова Г.Е., Аронин A.C., Матвеев Д.В., Молоканов В.В. Образование и структура нанокристаллов в массивном металлическом стекле Zr5oTii6Cui5Nii9 // ФТТ. 2004. Т. 46. №.12. С. 2119-2123.

66. Liu С Т, Heatherly L, Easton D S, et al. Test environments and mechanical properties of Zr-base bulk amorphous alloys // Metall. Mater. Trans. 1998. V. 29. № 7. P. 1811-1820.

67. Тупица Д.И., Пилюгин В.П., Кузнецов Р.И., Талуц Г.Г., Теплов В.А. Фазовые переходы, вызываемые деформацией сплава Х29Н8 при высоком давлении // ФММ. 1986. Т. 61. № 2. С. 325-330.

68. Hartley К.А., Duffy J., Hawley R.H. Measurement of the temperature profile during shear band formation in steels deforming at high strain rates // J. Mech. Solids. 1987. V. 35 № 3. P. 283-301.

69. Li J.G., Umemoto M., Todaka Y., Fujisaku K., Tsuchiya K. The dynamic phase transformation and formation of nanocrystal line structure in SUS304 austenitic stainless steel subjected to high pressure torsion // Rev. Adv. Mater. Sci. 2008. № 18. P. 577-582.

70. Lewandowski J.J., Greer A.L. Temperature rise at shear bands in metallic glasses //Nature Mater. 2006. V. 5. P. 15-18.

71. Табачникова Е.Д.,. Бенгус В.З, Молоканов В.В., Михайлова Т.Н. Экспериментальное наблюдение «венного» узора на поверхности вязкого

сдвигового разрушения при сжатии аморфного сплава // ФТТ. 1994. Т.36 № 8. С. 2355-2359.

72. Donovan Р.Е., Stobbs W.M. The structure of shear bands in metallic glasses //Acta metall. 1981. V. 29, №11. P. 1419-1436.

73. Физическое металловедение / Под ред. Кана Р.У. - М.: Металлургия, 1987.-640 с.

74. Jiang W.H., Pinkerton F.E., Atzmon М. Deformation-induced nanocrystallization: A comparison of two amorphous Al-based alloys // J. Mater. Res. 2005. V.20. № 31 P. 345-350.

75. Wilde G., Rosner H. Nanocrystallization in a shear band: An in situ investigation // Appl. Phys. Lett. 2011. V.98. P. 251904-3.

76. Гундеров Д.В., Пушин В.Г., Валиев P.3., Валиев Э.З. Структурные и фазовые превращения в аморфном быстрозакаленном сплаве Ti-Ni-Cu, подвергнутом интенсивной пластической деформации и термообработкам // Деформация и разрушение материалов. 2006. № 4. С. 22-25.

77. Уманский Я.С., Скаков Ю.А., Иванов А.Н., Расторгуев JI.H., Кристаллография, рентгенография и электронная микроскопия. - М.: Металлургия, 1982. - 632 с.

78. Горелик С.С., Скаков Ю.А., Расторгуев JI.H. Рентгенографический и электронно-оптический анализ. - М.: МИСиС, 2002. - 358 с.

79. Глезер A.M., Молотилов Б.В., Утевская O.JI. К методике электронно-микроскопического изучения структуры аморфных металлических материалов // Заводская лаборатория. 1981. Т. 47. № 10. С. 22-24.

80. Шелехов Е.В., Свиридова Т.А. Программы для рентгеновского анализа поликристаллов // МиТОМ. 2000. № 8. С. 16-19.

81. Утевский Л.М., Дифракционная электронная мироскопия в металловедении. - М.: Металлургия, 1973. - 583 с.

82. Уэндландт У. Термические методы анализа / Пер. с англ. под ред. Степанова В.А. и Берштейна В.А. - М.: Мир, 1978. - 526 с.

83. ГОСТ Р ИСО 6507-1-2007 Металлы и сплавы. Измерение твердости по Виккерсу. Часть 1. Метод измерения.

84. Павлов Л.П. Методы измерения параметров полупроводниковых материалов: Учебник для вузов. - М.: Высш. шк., 1987. - 239 с.

85. Дьяконова Н.Б, Молотилов Б.В., Власова Е.Н., Лясоцкий И.В. Структурные превращения в аморфных электротехнических сталях // Сталь. 2000. № 7. С. 65-70.

86. Сагарадзе В.В., Морозов С.В., Шабашов В.А., Ромашев Л.Н., Кузнецов Р.И. Растворение сферических и пластинчатых интерметаллидов в Fe-Ni-Ti аустенитных сплавах при холодной пластической деформации // ФММ. 1988. № 2. С. 328-338.

87. Nelson D.R. Structure of amorphous metals.// J. Non-Cryst. Sol. 1984. V. 61. №3. P. 475-486.

88. Morris R.S. Disclination-dislocation model of metallic glass structure.// J. Appl. Phys. 1979.V.50. № 5. P. 3250-3257.

89. Глезер A.M., Пермякова И.Е., Громов B.E., Коваленко B.B. Механическое поведение аморфных сплавов. - Новокузнецк: СибГУ, 2006. -416 с.

90. Штремель М.А. Прочность сплавов. - М.: МИСиС, 1997. - 526 с.

91. Глезер A.M., Носова Г.И., Сундеев Р.В., Шалимова А.В. Фазовые превращения в кристаллическом сплаве Ti-Ni-Cu в процессе мегапластической деформации // Известия РАН. Серия физическая. 2010. Т. 74. № 11. С. 15761582.

92. Djakonova N.P., Sviridova Т.А., Zakharova Е.А., Molokanov V.V., Petrzhik M.I. // Journal of Alloys and Compounds. 2004. V. 367. P. 191-198.

93. Метастабильные и неравновесные сплавы / Под ред. Ю.В. Ефимова -М.: Металлургия, 1988. - 383 с.

94. Rosner Н., Shelyakov A.V., Gleser A.M., Schlobmacher P. On the origin of the two-stage behavior of the martensitic transformation of Ti5oNi25Cu25 shape memory melt-spun ribbons // Mater. Sci. Eng. A. 2001. V. 307. № 1-2. P. 188-189.

95. Lu J.P., Liu C.T. A new glass-forming ability criterion for balk metallic glasses // Acta Mater. 2002. V.50. P.3501-3512.

96. Egami T. Structural relaxation in amorphous alloy and compositional short range ordering // Mater.Res. Bull. 1978. V. 13. № 6. P. 557-562.

97. Spiriano S., Antonione C., Doglione R., Battezzati L., Cardoso S., Soares J.C., Da Silva M.F. Crystallization and mechanical behaviour of bulk Zr-Ti-Ni-Cu-Be metallic glasses // Phil. Mag. B. 1997. V. 76. № 4. P. 529-540.

98. Lyasotcky I.V., Dyakonova N.B., Dyakonov D.L., Vlasova E.I., Jazvitsky M.Yu. Metastable phases and nanostructuring of Fe-Nb-Si-B base rapidly quenched alloys // Rev. Adv. Mater. Sci. 2008. V.18. № 8. P. 695-702.

99. Глезер A.M., Плотникова M.P., Шалимова A.B., Перов H.C. Мегапластическая деформация аморфных сплавов. II. Магнитные свойства // Известия РАН. Серия физическая , 2009, Т. 73, № 9, С. 1310-1314.

100. Abrosimova G., Aronin A., Matveev D., Zverkova I., Molokanov V., Pan S., Slipenyuk A. The structure and mechanical properties of bulk Z^oTii^CuHNi^s metallic glass // J. Mater. Sci. 2001. V. 36. № 16. P. 3933-3939.

101. Глезер A.M., Зайченко С.Г., Плотникова М.Р. Природа нанокристаллизации в полосах сдвига при мегапластической деформации аморфных сплавов // Известия РАН. Серия физическая. 2012. Т. 76. № 1. С. 6370.

102. Gilbert С.J., Ager J.W., Schroeder V., Ritchie R.O., Lloyd J.P., Graham J.R. Light emission during fracture of a Zr-Ti-Ni-Cu-Be bulk metallic glass // Appl. Phys. Lett. 1999. V. 74. № 25. P. 3809-3812.

103. Csontos A.A., Shiflet G.J. Formation and chemistry of nanocrystalline phases formed during deformation in aluminum-rich metallic glasses // Nanostruct. Mater. 1997. V. 9. P. 281-289.

104. Kim J.J., Choi Y., Suresh S., Argon A.S. Nanocrystallization during nanoindentation of a bulk amorphous metal alloy at room temperature // Sci. Mag. 2002. V. 295 P. 654-657.

105. Hebert R.J., Perepezko J.H., Rosner H. Wilde G. Dislocation formation during deformation induced synthesis of nanocrystals in amorphous and partially crystalline amorphous Al88Y7Fe5 alloy // Scripta Materialia. 2006. V. 54. P. 25-29.

106. Прокошкин С. Д., Браиловский В., Коротицкий А.В. и др. Особенности формирования структуры никелида титана при ТМО, включающей холодную пластическую деформацию от умеренной до интенсивной // ФММ. 2010. Т. 110. № 3. С. 305-320.

107. Налимов В.В. Теория эксперимента. -М.: Наука, 1971. - 207 с.

108. Ландау Л.Д., Лифшиц Е.М. Механика. - М.: Наука, 1965. - 203 с.

109. Gavrichev K.S., Golushina L.N., Gorbunov V.E., Zaitsev A.I., Zaitseva N.E., Mogutnov B.M., Molokanov V.V., Khoroshilov A.V. Absolute entropy of the Ni0,667Zr0,333 and Ni0,333Zr0,667 amorphous alloy // J. Phys. Condense matter. 2004. V. 16. P. 1995-20002.

110. Уманский Я.С., Финкелыптейн Б.Н., Блантер M.E. Физические основы металловедения. - М.: Металлургиздат, 1949. - 591 с.

111. Mazzone G., Montone A., Antisari M.V. Effect of plastic flow on the kinetics of amorphous phase growth by solid state reaction in the Ni-Zr system // Phys. Rev. Letters. 1990. V. 65. № 16. P. 2019-2022.

112. Hampel G., Pundt A., Hesse J. Crystallization of Fe^sCuiM^Sin^B^ structure and kinetics examined by x-ray diffraction and Mossbauer effect spectroscopy.// J. Phys. Condense matter. 1992. V. 4. № 12. P. 3195-3214.

113. Cohen M.H., Turnbull D. J. Molecular transport in liquids and glasses // J. Chem. Phys. 1959. V.31. №.5. P. 1164-1169.

114. Матвеева H.M., Пушин В.Г., Шеляков A.B., .Быковский Ю.А, Волкова С.Б., Крапошин B.C. Влияние условий кристаллизации аморфных сплавов системы TiNi-TiCu на структуру и эффект памяти формы // ФММ. 1997. Т. 83. №6. С. 82-91.

115. Пушин В.Г., Кондратьев В.В., Хачин В.Н. Предпереходные явления и мартенситные превращения. - Екатеринбург: ИФМ УрО РАН, 1998. - 368 с.

116. Глезер A.M., Метлов J1.С. Физика мегапластической (интенсивной) деформации твердых тел // ФТТ. 2010. Т. 52. №. 6. С. 1090-1097.

117. Пашинская Е.Г. // Тез. докл. Всерос. конф. "Петербургские чтения по проблемам прочности". СПб, 2007. Ч. 1. С. 278.

118. Прокошкин С.Д., Хмелевская И.Ю., Добаткин С.В., Трубицына И.Б., Татьянин Е.В., Столяров В.В., Прокофьев Е.А. Эволюция структуры при интенсивной пластической деформации сплавов с памятью формы на основе никелида титана // ФММ. 2004. Т. 97, С. 84-90.

119. Rosner Н., Schlobmacher P., Shelyakov A.V., Glezer A.M. The influence of coherent and semi-coherent TiCu precipitates on the martensitic transformation of melt-spun Ti5oNi25Cu25 shape memory ribbons // Mater. Transact. 2001. V.42. № 8. P. 1758-1762.

120. Glezer A.M., Blinova E.N., Pozdnyakov V.A., Shelyakov A.V. Martensite transformation in nanoparticles and nanomaterials // J. Nanopart. Res. 2003. V. 5. P. 551-560.