§6.9. Фазовые превращения при деформации

Если фазовый состав сплава неравновесный, в ходе деформации возможны фазовые превращения. Они меняют структуру и, естествен­но, сопротивление течению. Иногда (как при образовании перлита во время деформации аустенита [1656] или изменениях частиц при ползу­чести - см. §6.8) деформация лишь меняет место зарождения, или меха­низм роста, или морфологию новой фазы. Превращение создает сопро­тивление последующей деформации, но само по себе формоизменения не дает.

Иной случай, обычный для быстрых бездчффузионных превраще­ний: превращение и само дает деформацию, направляемую внешним полем, и добавляет деформацию аккомодации матрицы. Для диффузи­онных превращений это редкость (как перемещение и поворот гидри­дов полем напряжений, возможные из-за огромной подвижности водо­рода - см. §5.7).

Классы превращений. Все полиморфные превращения твердых тел можно разделить на четыре класса по двум независимым признакам: по способу движения границы фаз - на сдвиговые и нормальные, а по участию потоков компонентов - на диффузионные и бездиффузионные. В открытых Г.В.Курдюмовым (1930 г.) сдвиговых превращениях (§1.8) решетки хорошо сопряжены, граница фаз - стенка частичных дислока­ций, и ее перемещение перестраивает решетку с результирующим мак­роскопическим сдвигом ум ~ При нормальном же превращении гра­ница фаз подобна границе зерна, и при ее миграции смещения атомов не дают результирующего сдвига.

В диффузионных превращениях участвуют потоки компонентов, т. е. их диффузия на расстояние много больше межатомного. Полиморфные превращения чистых металлов - бездиффузионные по определению: при любом способе перестройки решетки перераспределяться путем диффузии нечему. Среди диффузионных превращений есть и сдвиго­вые, например образование бейнита. Меняя исходную структуру и скорость нагрева, в одном и том же сплаве Fe-Ni получали все четыре варианта а->у превращения [1532].

Мартенсит деформации. Сдвиговое превращение - самостоятельный механизм пластической деформации (наряду со скольжением и двой- никованием). Необходимость аккомодации взаимно ориентирует сдви­ги в смежных кристаллах, и, пока нет внешних сил, их сумма нулевая. Внешние силы могут, дав преимущество одному направлению мартен­ситного сдвига из нескольких возможных, создать фазовым превраще­нием довольно большую макродеформацию непосредственно. Предельный случай - мартенсит напряжения (§1.8): другие меха­низмы деформации еще не действуют и макродеформация может достичь величины кристаллографического мартенситного сдвига ум-

Чаще встречаются, однако, "смешанные" процессы, где фазовые пре­вращения идут наряду с иной пластической деформацией, во взаимоза­висимости и взаимовлиянии. Названием "мартенсит деформации" объ­единяют все случаи, когда прежде сдвигового превращения необходи­мы скольжение или двойникование.

Роль пластической деформации в сдвиговом превращении многооб­разна: во-первых, она поднимает напряжение до уровня, достаточного для появления мартенсита напряжения (чтобы преодолеть сопротивле­ние аккомодации - см. §1.8). Во-вторых, деформация создает зародыши мартенсита как вполне определенный дефект решетки. Так, в аустенит­ной стали (18 % Сг, 8 % Ni) зародыш - пластинка а-мартенсита толщи­ной 5...7 нм рождается у стыка двух серий дислокаций (что прослежено in situ [1657]) или при пересечении двух стопок дефектов упаковки в полосе скольжения [1658]. (Поскольку зародыш мартенсита создает пластическая деформация, термодинамические или "флуктуационные" оценки зарождения неэффективны). В-третьих, предшествующая де­формация меняет среду, где растет кристалл, а с ней его морфологию и кинетику превращения.

В отличие от "мартенсита напряжения" для "мартенсита деформа­ции", образующегося по мере деформации, существенны все три фак­тора.

Остаточный аустенит. При деформации закаленной стали напря­жение направляет мартенситный сдвиг у_м всех объемов остаточного аустенита в одну сторону, совершая пластическую деформацию образ­ца Упл ⁼ УмД v_r Пока деформация у мартенсита матрицы упругая, коли­чество превращенного аустенита Л i/_Y~y (и тогда ущ/у = const, так что диаграмма т(у) остается линейной, хотя есть и остаточное удлинение [1659]). Но пропорции здесь сильно зависят как от состояния аустенита (содержания углерода и сегрегации его на границах), так и от размера и формы его включений.

В стали с углеродом сосуществуют обычно два типа мартенсита: па­кеты реек и линзы (§1.8). Соответственно есть и два места для остаточ­ного аустенита: треугольники (поперечником ~1 мкм) меж "молниями" линз (или в стыках пакетов) и прослойки между некоторыми из реек (0,1 мкм и тоньше) [162]. Устойчивость аустенита в них разная. Поэто­му, например, пластическое сжатие отпущенной при 200 С стали с 0,5 % С всего на 0,002 % устраняло ²/₃ остаточного аустенита, но оста­ток далее не менялся [1661]. В одной и той же стали и при сходной структуре тонкие прослойки аустенита (10...50 нм) меж рейками бейни- та устойчивее, чем меж рейками мартенсита. Остаточный аустенит в бейните богаче углеродом и при деформации он сохранялся, а в мар­тенсите превращался [1662].

Регулировать всю диаграмму деформации, меняя количество аустенита в широких пределах vy = 20 ..60%. можно в безуглеродистых сталях с 6 9% Ni (или 5. .9% Мп и

2. % Сг), где аустенит не остаточный, а "ревертированный". получен нагревом пакетного мартенсита в двухфазную (а+у)-о.бласть. Его количество, состав и устойчивость опреде­ляются температурой и временем "отпуска" при 560...640°С (выдержки в двухфазной области, где аустенит обогащается марганцем в соответствии с диаграммой состояния Fe-Mn) [1663]. В прослойках между рейками и в крупных островах по углам пакета аустенит может оказаться и разного состава, так как тонкие прослойки насытятся мар­ганцем быстрее. Поэтому в сталях с 5...9 % Мп (2 % Сг и 0,5 % Мо) от 7г до ²Л аустенита распадается уже при последующей деформации до ср = 0,03 (по экспоненциальному закону Д vy ~ е "^РФ), но остаток далее не меняется и при больших деформациях.

С увеличением содержания аустенита (от 10% до 43 %) предел текучести сто.2( vy) ли­нейно снижался (на 1/3), но зато показатель упрочнения для диаграммы деформации 5 = 5₀ф“ круто рос: п- vMrtM+tyiy. Мартенсит упрочняется слабо (пм = 0,02...0,05), а аустенит сильно: экстраполированное к vy-*l значение пу = 0,21...0,76. Оно тем больше, чем меньше в аустените марганца (в пределах 9...36% Мп), т. е. чем менее он устойчив [1664].

При больших деформациях стали, закаленной из (а+у)-области, ва­жен не сдвиг от превращения остаточного аустенита, а появление твер­дых включений мартенсита. Диаграмму деформации можно предска­зать (так же, как для двухфазных сплавов - см. §6.5), зная диаграммы 5(ф) компонентов и степень превращения по мере деформации. Так, в структуре из 80 % феррита и 10 % мартенсита аустенит (10 %) превра­щался с деформацией на 90 % при ф = 0,1 по экспоненциальному закону

vtf)=v£0)e* (6.9.1)

У мартенсита предел текучести был в 4 раза выше, чем у феррита, а показатель упрочнения п - в 5 раз меньше, и при таком большом раз­личии численный синтез по схеме (6.5.2) - (6.5.3) дал диаграмму дефор­мации, совпадавшую с измеренной вплоть до предела прочности [228].

Превращение меняет всю диаграмму деформации. Разная морфоло­гия возникшего мартенсита изменяет деформацию аустенита, а струк­тура деформации аустенита меняет место зарождения и масштабы рос­та кристалла мартенсита. Поэтому для численного предсказания диа­граммы 5(ф) из дифференциальных уравнений, связывающих превра­щение и упрочнение, в общем случае надо обеспечить константами и обратные связи: изменения самбго закона упрочнения а(^м,ф) и темпа образования новой фазы ёум/ёф = jF(vm,<p)« Здесь надежны пока лишь качественные прогнозы изменений я(ф), когда условия меняют в окре­стностях известной "точки наблюдения".

Равномерная пластичность. Если численное интегрирование диффе­ренциальных уравнений превращения (1) и упрочнения предсказывает равномерное удлинение ф_р и предел прочности 5_в(ф_р) в зависимости от количества аустенита и прочности мартенсита (температуры отпуска), то можно решать и обратную задачу - оптимизации: найти количество и параметры стабильности аустенита, обеспечивающие максимум рав­номерной деформации двухфазной (и трехфазной у+М+а) структуры.

Если феррит и аустенит матрицы текут одинаково, а мартенсит образу­ется от самого начала деформации, то максимум ср_р, например для ста­ли с 10% аустенита и 20% мартенсита (в исходном состоянии), дала умеренная стабильность аустенита (когда он превращается на 90 % при ф₉₀ = 0,57). Как при мало устойчивом (конец превращения ф₉₀ = 0,086), так и при слишком устойчивом аустените (превращение в интервале Ф = 0,2... 1,2) равномерная пластичность хуже [1665].

Обычно цель получения структур с "островами" остаточного аустенита - улучшить пластичность при наличии мартенсита или бейнита. Так, равномерную деформацию до 29 % дает "зеренная" структура or: у: бейнит (1:1: 3), полученная закалкой стали (0,35 % С, 1 % Мп, 2 % Si) из (а+у)-области [1666]. Здесь легко регулировать темп распа­да аустенита содержанием в нем углерода. Но важен и размер зерна: при деформации закаленной из двухфазной области стали (0,1 %С, 2%Mn, 1 % Si) зерна остаточного аустенита размером 2...6 мкм превращались в мартенсит быстро, а более мелкие - лишь после больших деформаций [1667].

Деформация метастабильного аустенита. Превращение меняет всю диаграмму деформации исходно однофазной структуры ("аустенита"). Мартенсит образуется ниже температуры равновесия фаз Т₀, начиная от некоторой точки M_d<T₀, но выше мартенситной точки М_н. Темп превращения dv^/dy зависит не только от температуры деформации (от ее превышения над точкой М_н), но и от деталей механизма превра­щения.

Силу этих обстоятельств демонстрируют различия в превращениях метастабильного аустенита в системах Fe-Ni и Fe-Mn. Марганец сильнее, чем никель, понижает и энергию дефекта упаковки аустенита, и температуру Т₀ для равновесия у : а (рис. 144). Но граница у : б (ГЦК: ГПУ) до 30 % Мп поднимается (с 400 до 500 К) и пересекает границу у : а около см_п«0,15 (рис. 144,6) [1659]. Соответственно при больших содержаниях марганца есть область температур, где дефор­мация метастабильного аустенита может дать только е-мартенсит, но не а, а ниже нее - также и а, но е - легче и раньше. Если после у-»е идет и е—>а превращение, то пластинки е-мартенсита деформации уже рас­секли все зерно, а а-мартенсит возникает короткими клиньями от сты­ка е-кристаллов (внутри них) и останавливает образование е-пластин (как в стали с 13 % Сг, 9 % Мп, 0,3 % С) [1659].

Напротив, в Fe-Ni граница у : е всюду ниже, чем у : а, и всегда обра­зуется только а-мартенсит.

Превращение ГЦК-»ГПУ "проще", чем ГЦК-ЮЦК: оно меняет лишь порядок укладки плотноупакованных слоев: ...АВСАВСАВС...->...АВАВАВАВА... (рис. 145). Формально ГПУ - это ГЦК с дефектами упаковки через один слой (см. рис. 145Д). Если же уложить их через четыре слоя, то это ГЦК с вероятностью дефекта упа­ковки а_ду = 7₄. Но такую укладку можно интерпретировать и как ГПУ с а_Л£ = ¹/₄ (только дефектны другие слои - см. рис. 145,в). В любом слу-

чае а_ду> /₄ невозмож­но, так как такую укладку правильнее приписать иной ре­шетке (с меньшим

т,к

т,к

Fe

Ni

Fe

мп

ОСду).

Рис.144. Температуры 7Ь равновесия фаз у:а и уе в системах Fe-Ni (а) и Fe-Mn (б) [1659]

Ниже температуры равновесия ГЦК фаза неустойчива: энергия дефекта упаковки у_ду<0, и дислокации расщепляются неог­раниченно. Посколь­ку дефекты упаковки пересекаются трудно (§5.1), преобладают случайные стопки параллельных дефек­тов. Накопление все новых дефектов упа­ковки в случайной

стопке - это беззародышевый переход ГЦК->ГПУ через случайные политопы: как при большой деформации кобальта (размоле в аттрито- ре) [1668] или в полосах деформации аустенита (14%Мп, 9%Сг,

5. % Ni, 6 % Si), где электронная микроскопия с разрешением решетки находит пачки у : е пластин толщиной 1...10нм [1669]. Мартенситный

сдвиг накапливается

а б бед

Рис. 145. Переход ГЦК-» ГПУ через случайные полити­пы (дефекты упаковки - пунктир): а, б- укладка ГЦК с дефектами упаковки; в - укладка с вероятностью дефекта упаковки a_w=1/4 (как для ГЦК, так и для ГПУ); г, д- укладка ГПУ

постепенно,

пропорцио- и "точка

ду>

нально а

а_ду = 7₄ здесь

перевала ничем не выделяется. Чтобы достичь ее, дос­таточен сдвиг у = = a_wb\lh = 1/4^2-0,18 в одной системе скольже­ния - задача 192 (Л - межплоскостное рас­стояние (111), Ь\ - век­тор Бюргерса частичной дислокации). Так, рас­тяжение при 183 К стали с 23 % Мп, 12 % Сг, 0,3 % С до ф = 0,47 при-

вело к динамическому равновесию у*-»в: новые дефекты упаковки в в- фазе превращают ее обратно в у, и пропорция

б : у « 3 : 2 с деформацией дальше не меняется [1659]. Только двойнико­вание 6-пластин "поперек" - по плоскостям {1012}- помешало продол­жению скольжения "вдоль", по плоскости базиса.

Легирование и путь превращения. Третьи элементы, например в растворе Fe-Mn-X, по-разному сдвигают границы у а и у . б Поэтому разное легирование дает при одина­ковой мартенситной точке М_н разный путь превращения (у-*е->а или у->а), а оттого и разный мартенсит деформации. Так, в сплавах системы Fe-Mn-C при 20°С большой сдвиг ф = 8,4 под давлением {р!Е = 0,08) превращает безуглеродистый аустенит с 40 % Мп полностью в 6-фазу, при 11 % Мп и 0,7 % С - в а+6 (20 и 80 %), при 4 % Мп и 1,2 % С - в у+а (40%).

Но сталь Гадфильда (13 % Мп и 1,1 % С) и при этом, несмотря на измельчение зерна до 10 нм, остается на 100 % аустенитной, хотя и со многими дефектами упаковки [1670]. Она уникальна умеренностью накопления дефектов упаковки без у->а превращения: видимо, энергия параллельных дефектов упаковки от их сближения возрастает (из-за неизвестной нам специфики электронного строения раствора внедрения, где больше

5. %(ат.) углерода). Тогда неограниченное расщепление дислокаций, подавляя динамиче­ский возврат, дает линейное упрочнение вплоть до больших деформаций (§5.1).

Пластичность, наведенная превращением. Чем ближе температура деформации к мартенситной точке М_н, тем меньше нужно напряжение, чтобы образовался мартенсит (и дал остаточную деформацию). По­этому в аустените Fe-Ni-C измеренный предел упругости Оо.ооДТ)—>0, когда Г—>М_Н [1671]. В интервале Ма-М_н остаточная деформация от мартенситного сдвига под напряжением воспринимается как "аномальный провал" предела текучести: остаточную деформацию у = 0,2 % дадут всего ^м~у/ум~0,5 % мартенсита (задача 193).

Если получить за счет превращения линейную результирующую диа­грамму деформации s((p) с постоянным упрочнением ds/dср = const до больших деформаций ср (рис. 146), то точка потери устойчивости тече­ния (при ф_р = п для £~ф^п) смещается до предела ф_р->1 при п ->1 (§1.6). Так строго дозированное образование мартенсита по мере деформации метастабильного аустенита обеспечивает максимум пластичности при некоторой температуре между M_d и М_н - ПНП-эффект ("пластичность, наведенная превращением") или TRIP-эффект ("transformation induced plasticity").

Если без превращения показатель упрочнения аустенита n_v мартен­сит должен появиться лишь около ф = п_у, чтобы предупредить образо­вание шейки. Но далее, как только образование мартенсита прекратит­ся, упрочнение dJ/dф пойдет на спад и шейка появится [1659]. Поэтому нужно растянуть образование мартенсита: если до ф_р = 1, то необходим средний темп превращения d v_M/d<p < v-_M^max/( 1 - п_у).

Общая деформация при ПНП-эффекте может намного превысить наибольший возможный вклад мартенситного сдвига ^мум- Чем боль­ше углерода в аустените, тем прочнее мартенсит из него и тем меньше

Рис.146. Изменение истинной диаграммы деформации s(q>) в зависимости от темпа образования мартенсита у«(ф) (упрочнение от мартенсита заштри­ховано); ф_р - точка потери устойчивости течения при деформации без пре­вращения, ф'_р - с превращением:

а - "слишком быстрое" превращение; б - оптимальное ("спрямляющее диа­грамму"); в - "запоздалое" {1-2- участок неустойчивого течения).

необходимый темп превращения d ^м/dcp для "поддержания диаграм­мы" [1659]. При ударе пластичность от ПНП-эффекта может быть вы­ше, если адиабатный разогрев растягивает превращение на больший интервал деформаций [1659].

Если появление мартенсита запоздает, на диаграмме деформации 5(ф) появится перегиб (см. рис. 146,в). Тогда есть три точки, где s = сЪМф, и между первой и второй течение неустойчиво: есть площад­ка и фронт Людерса (§1.6) - "бегущая шейка".

Ширину интервала температур аномальной пластичности (между Мй и Md) опреде­ляет тип легирования, в никелевой стали (29 % Ni, 0,26 % С) он всего 90 К, а в марганце­вой (26%Мп, 0,26% С) достигает 450 К, поскольку превращение здесь у->е [1659]. В обоих случаях к моменту разрушения образовалось 25...35 % мартенсита (а если больше, то он "расходуется неэкономно" и устойчивость потеряется раньше). В Fe-Mn-C есть еще и максимум пластичности от е->у превращения при нагреве [1674] (выше точки равновесия фаз То).

Можно поднять пластичность ПНП-сталей деформацией и полигонизацией над точ­кой Md, чтобы укоротить впоследствии кристалл мартенсита и снизить темп превраще­ния. В сталях с углеродом попутно можно выделением карбидов из аустенита смещать интервал Md - М_н [1656].

Кроме макроскопического ПНП-эффекта, предотвращающего суже­ние в шейку, есть и микроскопический: тем же способом предотвраща­ется сужение перемычек между порами - "ямками" вязкого излома, если они возникнут прежде макрошейки.

Главная трудность применения ПНП-сталей: их пластичность высо­кая лишь в узком интервале температур. Другая трудность - большое равномерное удлинение означает и высокое сопротивление большой деформации 5_в(ф_р): ПНП-стали трудно обрабатываются и давлением, и резанием. Но, например, получив из такой стали (Fe-Mn-Al-Cr-C) проволоку - закалкой вращающейся струи расплава в закрученных

струях воды, дальнейшим волочением до ф = 2,3 доводили предел теку- чести до 3,8 ГПа (ст/£=2-10 ²) [1675].

ПНП-эффект возможен при сдвиговых превращениях в любых системах. Например, в р-титане с 16...20 % V уже небольшая (5 %) деформация при 300 К порождает своеобраз­ные р-двойники, рассеченные поперек тонкими (50 нм) прослойками ©-фазы. Мартен- ситное превращение дает крутое линейное упрочнение DIE - V50 и удлинение до 40 %. Когда же ванадия более 28 %, идет только скольжение, упрочнение втрое ниже и удлинение всего 10%. При 77 К область составов с p-ко превращением шире, а удлине­ния достигают 50 % [1676].

Если пластической аккомодации нет, мартенситный сдвиг в изолированном объеме создает вокруг встречное "поле противодействия" [1672], что используют для повышения вязкости керамики: мартенситное превращение включений Z1O2 перед фронтом трещи­ны в AI2O3 вынуждает ее повернуть [1673].

Наследование дислокаций. Конечную дислокационную структуру по­сле сдвигового превращения деформированного кристалла определяет способ взаимодействия дислокаций с движущейся границей фаз. Они либо "выметаются” из матрицы, накапливаясь в границе (чем портят сопряжение, останавливают рост и тем измельчают кристаллы новой фазы), либо проникают сквозь границу, оставаясь неподвижными, "врастая" в новую фазу. Такое наследование дислокаций было предска­зано [1677] из представлений о механизме превращения и найдено элек­тронномикроскопически: субграницы аустенита "врастают" в мартен­сит, сохраняя свой угол разворота [488].

Мартенситный сдвиг одинаково преобразует и решетку, и вектор Бюргерса, и плоскость скольжения дислокации. Тогда в новой решетке кристаллографические индексы п,Ь не обязательно "удобные для скольжения". Пример: при мартенситном превращении в железе с ори­ентационным соответствием Курдюмова-Закса (§1.8) из трех разных векторов Бюргерса <110>_у в плоскости сдвига (111)_у || (110)_а только два могут стать <111 >_а — дислокация третьей ориентировки b должна либо превратиться в трудноподвижную <100>_а либо остаться в границе фаз [1677].

Зная соответствие плоскостей п_а||пу и направлений b_a||by для мартенситного сдвига, можно написать матрицу преобразования координат Т, чтобы найти, во что превратят­ся векторы Бюргерса и плоскости скольжения. Пусть единичные векторы Пу, by и 1у = = (пу х by )/|пу х Ьу\ составляют вектор-строки матрицы Ру, описывающей поворот осей куба решетки ГЦК (заданных единичной матрицей Еу) до совпадения с направлением мартенситного сдвига by и нормалью к плоскости Пу. Точно так же п^, Ь_а, 1_а составляют матрицу Ра поворота к той же плоскости и направлению от осей ОЦК Е_а. Умножение матриц описывает повороты РуЕу и Р_а Е_а, чтобы оси совпали, т. е. РуЕу = Р_а Е_а. Отсю­да Р_а^-1 Ру Еу = Е_а = Р_а^-1 Ру Еу = Р*_аРу Еу = ТЕу (обратная матрица поворота Р_а^-1 = Р*_а равна транспонированной Р*_а)- Тогда матрица превращения Т = Р*_аРу указывает пре­образование любого вектора ту решетки у в вектор т_а = Тту в решетке а в результате сдвигового превращения у-»ос

Так описана систематика возможных исходов наследования [1678, 852]. При ГЦК-»ОЦК превращении векторы Бюргере^ (я/2)<110> должны превращаться в (я/2)<110> и я<100> (в пропорции 8 . 4). а при обратном [1678] - только (а/2)<)) 1>-»(а/2)<110> Зато плоскости скольжения [852] для ГЦК-ЮЦК всегда {1111у->{11С}_а, а для ОЦК-+ГЦК {1 Ю>_а->{ 111>_у и {U0}_a-»O00}_y (4 и 2 плоскости соответственно), {2Н}_а-> {110}_у, {211 }_а-»{311 }_у (4 и 8 плоскостей). Так же и для пре­вращений ГЦК-^ГПУ и ОЦК-»ГПУ [852] геометрическое преобразование переводит часть наследуемых дислокаций в непригодные для скольжения плоскости и придает им несуществующие в этой решетке векторы Бюргерса.

Но неизвестно, какие из "испорченных" таким образом дислокаций реально наследуются (и становятся неподвижными дислокациями но­вой решетки), а какие получают обычный вектор Бюргерса после реак­ции с дислокациями превращения на границе фаз (или поглощаются фронтом превращения целиком). В одном и том же образце (сталь с 28 % Сг, 9 % Ni, 2 % Мп) при сдвиговом превращении а->у одни суб­границы у-кристалл поглощал как целое (с вытеснением и потерей час­ти дислокаций и уменьшением разворота), другие - рассыпал, толкая дислокации перед собой [852]. Исход зависит как от взаимной ориен­тировки систем скольжения и мартенситного сдвига, так и от типа суб­границ (границы наклона в ОЦК матрице могут скользить как одно целое, а границы кручения не могут - ч. 1 ,с. 193).

Если новая фаза сравнительно мягкая, то наследование дислокаций меняет ее прочность сильно. Углеродистый мартенсит высокопрочный, и в нем наследование проявится косвенно: в измельчении кристаллов, изменении морфологии (от "ферм" к пакетам), кинетике отпуска [1656].

Нормальные полиморфные превращения во время деформации. Такие превращения не дают вклада в удлинение, но они тоже могут спрям­лять диаграмму горячей деформации, если образующаяся фаза прочнее исходной. Так, деформация аустенита сокращает инкубационный пе­риод образования перлита, а с его появлением диаграмма деформации круто идет вверх - "переламывается". На ней несколько точек потери устойчивости, где dr/d(p = 5, и потому на образце две размытых шейки. Подбирая температуру растяжения, удлинение доводили до 100% [1656]. Прогноз усложняется тем, что последующая горячая деформа­ция смягчает перлит, дробя и округляя его пластинки [1561].

В цикле a-*y->a небольшую остаточную деформацию можно получить и от нор­мального превращения железа. Если при нормальном превращении фазы сопряжены по границе, то весь объемный эффект превращения АУ переходит в удлинение е-АУ/Упо нормали к фронту роста (вместо г = AV/3V при изотропном расширении) Когда ориен­тировка фронта превращения в образце при нагреве и при охлаждении разная, направ­ление этих удлинений не совпадает, и цикл дает остаточное удлинение. Так, если стер­жень постепенно погружать в печь, фронт превращения движется вдоль него, сохраняя постоянную форму "чаши" ( поскольку зарождение легче на поверхности, где нет сопро­тивления среды) В тонкой проволоке чаша глубокая, и превращение дает расширение по радиусу, в толстой - фронт почти плоский и расширение - вдоль оси Ведя нагрев и охлаждение с разной скоростью, после цикла a-*y->a получали (за счет разной формы фронта) остаточную деформацию от +0,9 % в толстой проволоке (2,5 мм) до -0,6% - в тонкой (0,3 мм) [1679] (возможные пределы |е|<|Д VIV\ - 1 %) Малое напряжение может переориентировать такое удлинение под нагрузкой о1Е - 0.7 10'⁶ тонкая проволока удлинялась ta цикл на +0,05%, а при ofE = 2 10 ^s - на +0,5%, и вплоть до 20 циклов ^таточные деформации складывались [1680].

Нормальное превращение почти все дислокации уничтожает на границе фаз. При ка­ких условиях высокотемпературное а->у превращение должно быть сдвиговое - не ясно. \\о из деформированного феррита получали аустенит с субзерном (чтобы затем при У_*М превращении ограничить рост кристаллов мартенсита и поднять сопротивление разрушению, мало меняя сопротивление течению) [1656].

Остаточную деформацию дает и диффузионное сдвиговое превращение, удлинение до 2% от образования бейнита под нагрузкой много больше, чем объемный эффект превращения [1660]. Сдвиговое диффузионное превращение а->у демонстрирует память формы (§1.8) если пластинку из стали с 0,4 % С и 31 % Ni при 77 К пластически изогнуть в полуокружность ( деформация 1,7% с образованием мартенсита), при быстром ото­греве до 1073 К она распрямляется с восстановлением формы на 92 %, хотя проходит и полный распад мартенсита, и обратное растворение карбидов [1681].

Превращения от адиабатного разогрева. Особые случаи - фазовые превращения вследствие разогрева от большой и быстрой деформации. После выхода в иную область фазовой диаграммы идет диффузионное фазовое превращение - например, образование аустенита из феррит- цементитной структуры при трении. Хотя разогрев задан скоростью деформации, но результат превращения определяется медленным ох­лаждением после него. Разогрев может быть и локальным: в полосах сдвига (§3.2) при ударе или в пятнах касания на поверхности трения.

В них возможно и превращение с захватом и диффузией компонен­тов среды: углерода в паре железо-железо со смазкой маслом, кисло­рода и азота - на воздухе (на глубину разогрева при длительном тре­нии). Трением закаленной стали по стали получали аморфный слой толщиной до 40 мкм, из которого при нагреве выпали карбонитриды и оксиды [1682].

Местный разогрев от деформации может доходить и до плавления (эвтектического - ниже точки плавления обоих разнородных материа­лов при их контакте).

Механическое легирование. Кроме всех этих эффектов существует и нетепловое - механическое легирование - образование соединений или растворов из элементов без участия диффузии (хотя часто и его описы­вают как "аномально быструю диффузию”). Так, при размоле Ti, Zr, Nb, Та, Сг, Мо в азоте образуются их нитриды [1683], а при совместном помоле графита и алюминия - карбид AI4C3 в виде частиц, сопряжен­ных с матрицей алюминия [1684].

Большой сдвиг у = d!b в частице второй фазы поперечником d пере­двинет каждый из ее атомных слоев на подложку из матрицы: размажет ее вещество в моноатомный слой. Слой может быть "размешан” далее до изолированных атомов сдвигом в других системах. Истинная де­формация <р = [ln(l+y²)]/2 * In у. Тогда ф = 7 достаточно, чтобы "перемолоть" двухфазную структуру с частицами dfb< 10³ в однородный раствор. Действительно, в смеси 1:1 порошков железа и меди или желе­за и никеля (d = 50... 120 нм, <#6~200...500) кручением под давлением

4. .8 ГПа за 1 с при 20°С получено до 10 % твердого раствора Си или Ni в у-железе (что видно по появлению линии немагнитного аустенита в спектре ядерного гамма-резонанса на ⁵⁷Fe) [1685]. Диффузия на рас- стояние d за это время возможна лишь вблизи точки плавления. Про- изошло "перемешивание сдвигом" с образованием твердого раствора. При равновесной растворимости менее 1 % механическим легировани­ем получали раствор Fe-Ag 50 : 50 с зерном 10 нм [1686] и Nb-Au (ОЦК, если ниобия более 50 % (ат.), и ГЦК, если преобладало золото

1687. ).

Процесс холодного образования твердого раствора давно известен в парах трения, но осмыслен и получил имя лишь после создания техно­логии механического легирования - совместного высокоэнергетиче­ского помола двух порошков в аттриторе или шаровой мельнице, обеспечивающей большие совместные деформации разнородных по составу частиц и их пластическое схватывание при каждом соударении за счет большой скорости шаров (8м/с). Из кинетической энергии пары шаров 5... 10 % за время соударения (10 "⁵ с) затрачивается на пластиче­скую деформацию примерно 10³ частиц порошка, попавших между ними. Они схватываются в рыхлую губку, которая дальнейшими уда­рами уплотняется: до относительной плотности 90 % за 10...30 ударов

1687. . Скорость и частота ударов шара (~100Гц) и количество порош­ка на нем регулируются пропорцией объема шаров, порошка и камеры

1688. . Растрескивание и раскрашивание "лепешки" по периметру под­держивают неизменным (несмотря на схватывание) распределение раз­меров частиц [1690]. Эволюцию проследили по стадиям (вытравливая цинк из композиции Ag-Zn): сначала из более твердых частиц (серебра) выдавливаются длинные языки толщиной 1 мкм; последую­щие сдвиги рассекают их на равноосные частицы размером 0,02...0,2 мкм [1691].

При размоле большие деформации не приводят к большим плотностям дислокаций, потому что из мелких частиц они извлекаются на поверхность силой собственного на­тяжения U = aGb². Если дислокация лежит вдоль диаметра частицы d, т.о смещение на Ьх укорачивает ее на ЬЬ~Ьх с выигрышем в энергии C/8L. Против силы Пайерлса т_п совер­шается работа А - x_nbdbx. Дислокация уйдет из частицы, если VbL>A или тJG < abld, т.е. для металлов, где x_nIG <1(Г\ из частиц размером dlb< 10⁴а. Поскольку а* * In (^/2г_я)/4тс, частицы менее 1 мкм могут, пластически деформируясь, сами освобож­даться от дислокаций (задача 196) [1692].

Если пара частиц размером d = 10 мкм, попав между шарами, при ударе сплющивается вдвое, то при однородном распределении сдвигов за N = lg (d/b)flg2 « 15 ударов смесь порошков компонентов преврати­лась бы в твердый раствор (задача 195). Случайный же характер на­гружения требует многочасового помола: порошки Zr и Со (d = 5...40 мкм) через 1,5 часа помола слипаются в двухфазные чешуйки (до 200 мкм), где цирконий и кобальт чередуются слоями по 0,5...5 мкм толщиной; через 20 ч на рентгенограмме нет исходных фаз, а раствор - 464 аморфный [1693] (хотя разогрев частиц при ударах - не более 40 К [1694]).

Недиффузионным путем образуются несуществующие на диаграм­мах состояния растворы столь больших концентраций, что их нельзя отнести на счет сегрегаций на дислокациях (предел c<pb²), на границах зерна (c<bld) или изменения .растворимости под давлением. Твердый раствор из нерастворимых компонентов может дать при распаде лю­бые ’’сконструированные" структуры.

Аморфизация. Невозможный по диаграмме состояния раствор может оказаться аморфным или образовать соединения, часто метастабильные и неизвестные. Смесь порошков Ni и W при размоле в аттриторе образует аморфный раствор, который рас­падается на N14W и NiW лишь после нагрева выше 1000 К [1695]. Но при холодном кру­чении шайбы из стопки листов меди и цинка ( по 0,1 мм) соединения появились без нагрева: количество гексагональной е-фазы, достигнув 28 % после деформации <р = 4,4, пошло на убыль, а содержание твердой y-CusZne нарастало до 56 % после <р = 5,4 [1696].

После сжатия пластинок Ni и Zr при 0,2 Т_т давлением 10 ГПа (р/Е<*0,05) в слое тол­щиной до 8 нм оказался аморфный раствор Ni-Zr. Для такой взаимодиффузии даже с учетом адиабатного разогрева необходимо время на 4...6 порядков больше [1697]. Так же быстро, "недиффузионно" растет как еФ с деформацией <р аморфный слой при про­катке пакета фольг Ni : Zr [1698]. С длиной пакета L растет и площадь поверхности границы фаз F~L. Если объем v аморфной фазы пропорционален этой площади, то из Ф = In (L/Lq) следует v~ F~ L~ еФ [1699].

Аморфизация возможна и ранее "полного перемешивания". Если удельная энергия границы двух металлов Г, а энергия аморфного раствора превышает энергию чистых компонентов на величину Я, то аморфное выгоднее пакета из пластин толщиной А, когда энергия всех границ в объеме (Tb²)(b/h)>H (то и другое в расчете на один атом). Но энергия границы T<2a_TGb (для свободной поверхности a_T~10^_1), а энергия аморфи- зации H<a_mGb³ не превышает теплоту плавления (а™ *0,03). Аморфизация может на­ступить при толщине h/b~2aJoL_m ~6 - близко к полному перемешиванию.

Действительно, пакет из фольг А1 и Pt аморфизировался после 130 проходов прокат­ки (ф = 4,1), когда достигли Л/6» 3 [1699]. Но энергия аморфизации Я, видимо, важна: после одинаково большого сдвига в наковальнях Бриджмена пакетов фольг из Cu, Ag, Au, А1 аморфный раствор дали лишь те пары (Al-Ag, Al-Au, Ag-Au), где в равновесии существует эвтектика (и потому ниже энергия аморфизации [1699]). В системах Та - Fe, Со, Ni, где есть эвтектики, механическое легирование дает эквиатомные аморфные сплавы, которые кристаллизуются лишь выше 1000 К [1700]. Состав может направлять превращение и в обратную сторону: из закаленного из расплава аморфного Al9oFe5Ce5 при размоле в аттриторе выпадают нанокристаллы алюминия [1701].

Сходным образом оценивается предел измельчения частиц при механическом леги­ровании: при dJb <5 энергия поверхности раздела больше теплоты образования твердого раствора из несмешивающихся компонентов [1702].

Помол в аттриторе смеси порошков Al, Mg, Si и экструзия дали композицию Al-Mg₂Si, сохраняющую до 0,6 Т_пп предел текучести а/Е» 1 10~³, с вдвое большей удельной жесткостью Е/у по сравнению с алюминием, но, к сожалению, и хрупкую до этих же температур [1703]. Чтобы целенаправленно получать новые структуры путем совместной деформации компонентов, надо много информации для прогноза са­мих фаз, условий их образования, устойчивости и свойств.