Структурно-фазовые превращения и критические явления при интенсивном пластическом деформировании и разрушении металлов и сплавов тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

00349 1670 ВАСИЛЬЕВ ЛЕОНИД СЕРГЕЕВИЧ

СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И КРИТИЧЕСКИЕ ЯВЛЕНИЯ ПРИ ИНТЕНСИВНОМ ПЛАСТИЧЕСКОМ ДЕФОРМИРОВАНИИ И РАЗРУШЕНИИ МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ

Специальность 01.04.07 - Физика конденсированного состояния

АВТОРЕФЕРАТ

на соискание ученой степени доктора физико-математических наук

1 1 ФЕЗ 2910 (

Ижевск-2010

003491670

Работа выполнена в Физико-техническом институте УрО РАН, г. Ижевск

Официальные оппоненты: доктор физико-математичесшх наук,

профессор Кондратьев Б.В., Институт физики металлов УрО РАН, г. Екатеринбург

доктор физшсо-математичесьжс назтс,

профессор Козлов Э.В.,

Томский ар хитектурно-строительный

университет,

г. Томск

доктор физико-математических назтс, профессор Кащенко МЛ. Уральский государственный лесотехнический университет, г. Екатеринбург

Ведущая организация Институт физики прочности и

материаловедения СО РАН, г. Томск

Защита состоится 12 марта 2010 г. в 14— ч на заседании,диссертационного совета Д 004.025.01 в Физико-техническом институте УрОЗШ^'пййдресу:ч 426000, г. Ижевск, ул. Кирова, д. 132. / г.-т'1 4

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Физико-технического института УрО РАН

Автореферат разослан «_£_£_» _ ОI 2010 г.

Ученый секретарь диссертационного совета Д 004.025.01 ФТИ УрО РАН доктор физико-математических наук

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

АКТУАЛЬНОСТЬ. Теория структурно-фазовых превращений всегда была тесно связана с теорией прочности твердого тела и ее основной частью -теорией деформаций и разрушений. Преобразование структуры и фазового состава материалов при термообработке автоматически предполагает различного рода атомные перемещения, связанные с изменениями типа симметрии кристаллических решеток, генерированием дефектов, полей внутренних напряжений и т.п. [1]. Известны случаи, когда при структурно-фазовых превращениях наблюдалась макроскопическая пластическая деформация изделий и даже их разрушение. С другой стороны, внешние механические воздействия также способны вызывать многочисленные фазовые переходы, приводить к изменениям фазового и химического состава вещества при фиксированной температуре [1,2].

Несмотря на близость предметов исследования, долгое время эти дисциплины развивались практически независимо друг от друга. В настоящее время физика фазовых превращений представляет собой широко разветвленную науку об устойчивости и взаимных превращениях материальных тел, различающихся способами упорядочения атомной структуры. Ее достижения широко используются в различных областях физики, химии, биологии и т.п. Однако во многих случаях уровень абстракции используемых теоретических моделей (например, модель идеальной кристаллической решетки, игнорирование дефектной структуры кристаллических материалов и т.п.) до сих пор не соответствует сложности проблем, стоящих перед практическим материаловедением.

Аналогичные тенденции наблюдались и в развитии физики прочности. В первой половине XX века она представляла собой достаточно обособленный раздел физики твердого тела. Ее основу составляли методы, развитые в механике сплошной среды и термодинамике [3].

Большие успехи теории дефектов в раскрытии механизмов пластического деформирования и разрушения твердых тел и достижения, связанные с объяснением целого ряда структурных изменений в материалах при деформировании, создавали впечатление об определенной самодостаточности методов физики прочности. Поэтому справедливость ее базовых моделей, базирующихся на теории дефектов, не подвергалась критическому анализу с позиций других физических дисциплин. В частности, в рамках теории прочности практически всегда предполагалось, что структура, химический и фазовый состав твердого тела играют роль некоего вспомогательного постоянного фона, на котором развивались основные процессы развития дефектной подсистемы кристаллов. Такая точка зрения доминировала независимо от того, какой уровень механического воздействия прикладывался к веществу и какого типа дефектные структуры возникали при пластическом деформировании материалов [4]. С течением времени это привело к накоплению достаточно широкого круга противоречий и проблем, находящихся на стыке теории фазовых переходов и теории прочности.

Во второй половине XX века связи обеих теорий заметно укрепились. Этому способствовало открытие процессов мартенситного превращения в сталях и сплавах, явлений сверхпластичности, динамической рекристаллизации, деформационного расслоения твердых растворов и динамического старения [I, 2]. К настоящему времени стало очевидно, что структурно-фазовые превращения, протекающие при механическом нагружении и пластическом деформировании вещества, не только в значительной мере расширяют предмет исследований теории фазовых превращений, но также занимают одно из ведущих мест в теории прочности композиционных материалов.

Тем не менее, современное состояние теории фазовых превращений и теории прочности пока нельзя признать удовлетворительным. В первую очередь это касается проблем описания явлений связанных со структурно-фазовыми превращениями в металлах и сплавах протекающими в условиях экстремальных механических воздействий. Такие условия обычно возникают в процессах интенсивного пластического деформирования, ударного нагружения или разрушения материалов.

Высокие механические нагрузки могут нарушать агрегатные равновесия в системе, переводя твердофазный материал в специфические «твердо-жидкие» (51,) состояния, представляющие собой смеси твердой и жидкой фаз. В современной теории прочности методы исследования таких систем развиты недостаточно. В ряде случаев процессы интенсивного деформирования генерируют в материалах неравновесные состояния, при которых структурно-фазовые превращения протекают в критическом режиме. Однако, в теории критических явлений эти проблемы практически не рассматриваются. В результате возникает необходимость в совместном рассмотрении ряда задач теории прочности и теории критических явлений.

Физика фазовых превращений и физика прочности материалов являются важными и наиболее востребованными дисциплинами современного естествознания. Их достижения и методы используются в различных отраслях науки и техники. На их основе базируется современное материаловедение, производство орудий труда, бытовых и ювелирных изделий Процессы

интенсивного пластического деформирования в настоящее время широко применяются в научных разработках и в производстве для синтеза новых материалов с неизвестными ранее структурой и фазовым составом. Все это делает актуальными исследования процессов структурно-фазовых превращений, протекающих в металлах и сплавах при экстремальных механических воздействиях. ЦЕЛЬ РАБОТЫ

Исследование процессов агрегатных превращений при пластическом деформировании и разрушении сталей и сплавов, анализ критических явлений, возникающих при деформировании металлов, исследование особенностей процесса диффузионного массопереноса при структурно-фазовых превращениях и пластическом деформировании металлических систем.

В работе решались следующие ЗАДАЧИ:

1. Построение моделей и математическое описание процессов взаимодействия фрагментов жидкой фазы с деформируемым твердым телом. Физическая интерпретация эффекта Ребиндера, явлений красноломкости и околосолидусной охрупчиваемости сталей и сплавов.

2. Разработка модели конкуренции процессов сверхпластичности и охрупчиваемости в околосолидусной области деформирования сталей и сплавов.

3. Анализ области абсолютно неустойчивых состояний жидкой фазы и твердо-жидких композиционных материалов на основе металлов и сплавов.

4. Анализ вкладов деформационно-индуцированных структурно-фазовых превращений в ускорение диффузионного массопереноса в нанострукгурированных металлах и сплавах.

5. Оценка влияния сдвиговых напряжений на интенсивность диффузионного массопереноса в твердой фазе.

6. Разработка моделей пластического деформирования и разрушения наноструктурированных и аморфных материалов.

7. Разработка методов расчета диаграмм равновесных агрегатных состояний металлов и сплавов при растягивающих механических нагрузках.

8. Разработка моделей процесса формирования первичных очагов разрушения при пластическом деформировании и модели процесса формирования поверхности излома при усталостном разрушении металлов и сплавов.

9. Анализ критических состояний сплавов в области спинодального распада. Физическая интерпретация процессов хрупко-вязкого перехода, хладноломкости и отпускной хрупкости твердых растворов в металлах.

10. Исследование критических явлений при электрохимическом наводораживании и электролитической коррозии металлов.

НАУЧНАЯ НОВИЗНА

1. Проведен анализ нерешенных проблем, находящихся на стыке теории фазовых превращений и критических явлений, теории прочности и теории диффузионного массопереноса.

2. Установлено, что пластическое деформирование и разрушение металлов индуцируют ряд структурно-фазовых превращений, связанных с изменениями агрегатного состояния вещества, распадом твердых растворов и критическими явлениями.

3. Построены модели и определены механизмы деформационно-индуцированных структурно-фазовых превращений в металлах и сплавах.

4. Установлено, что существует широкий круг критических явлений, связанных со специфическими «закритическими» состояниями высокотемпературной фазы расслаивающихся твердых растворов. Определены области «закритических» состояний на диаграммах фазовых состояний.

5. Показано, что на основе теории деформационно-индуцированных структурно-фазовых превращений может быть построена корректная теория разрушения металлов и сплавов.

6. Определены механизмы аномально быстрого диффузионного массопереноса при деформировании металлов. ПРАКТИЧЕСКАЯ ЗНАЧИМОСТЬ

1. Предложенные в работе механизмы и модели пластического деформирования и разрушения жидко-твердых металлических систем могут быть использованы в различных областях цветной и черной металлургии, обработки металлов давлением, в технологии изготовления и конструирования машин и механизмов, работающих при экстремально высоких температурах, для прогнозирования природных и техногенных катастроф, возникающих в условиях высокотемпературных воздействий.

2. Практическое использование моделей и механизмов ускоренного диффузионного массопереноса при механических воздействиях может значительно повысить эффективность применения методов химико-термической обработки металлов и расширить технологические возможности получения различных материалов.

3. Многоуровневая модель процессов пластического деформирования и разрушения нанокристаллических и аморфных материалов открывает практические возможности прогнозирования структурно-фазового состава и механические свойства этих материалов в различных условиях термомеханических воздействий.

4. Модели и механизмы процессов структурно-фазовых превращений и критических явлений, протекающих при зарождении и развитии первичных очагов разрушения в металлах, позволяют значительно расширить круг задач экспериментальных исследований в материаловедении.

5. Предложенные в работе модели вязко-хрупкого перехода, хладноломкости, околосолидусной хрупкости, отпускной хрупкости, красноломкости и водородной хрупкости твердых растворов позволяют глубже понять процессы и механизмы формирования прочностных свойств металлов и сплавов и расширяют возможности использования этих явлений во многих отраслях науки и производства.

ЗАЩИЩАЕМЫЕ ПОЛОЖЕНИЯ

1. Модели и механизмы структурно-фазовых превращений и критических явлений при пластическом деформировании и разрушении конденсированных металлических систем, содержащих фрагменты жидких и твердых фаз.

2. Модели и механизмы аномально ускоренных процессов диффузионного массопереноса при механических воздействиях в средах со структурно-фазовыми превращениями.

3. Многоуровневая модель процессов пластического деформирования и разрушения нанокристаллических и аморфных материалов.

4. Модели и механизмы структурно-фазовых превращений и критических явлений при зарождении и развитии очагов разрушения в пластически деформируемых твердофазных металлических системах.

5. Модели и механизмы процессов усталостного разрушения.

6. Модели и механизмы критических явлений в расслаивающихся твердых растворах.

7. Модели и механизмы вязко-хрупкого перехода, хладноломкости и отпускной хрупкости сталей и сплавов, а также и водородной хрупкости нанокристаллических систем на основе железа при электрохимической коррозии.

ЛИЧНЫЙ ВКЛАД АВТОРА заключается в формулировке проблем, постановке цели и задач исследования, в разработке моделей и механизмов исследуемых процессов, в разработке теоретических методов решения поставленных задач, в получении и интерпретации основных результатов, в формулировке основных выводов.

АПРОБАЦИЯ РАБОТЫ. Результаты работы докладывались и обсуждались на следующих Российских и Международных конференциях и семинарах: Всесоюз. симп. «Повышение износостойкости деталей машин обработкой концентрированными источниками энергии», Звенигород, 1985; Всесоюз. конф. «Современные методы исследования в металловедении», Устинов, 1985; 1, 2, 3, 4, 5 Рос. универ.-акад. науч.-практ. конф., Ижевск, 1993, 1995,1997,1999,2001; 14,15 Междун. конф. «Физика прочности и пластичности материалов», Самара, 1995, Тольятти, 2003; 1, 2, 3 Междун. конф. «Микромеханизмы пластичности, разрушения и сопутствующих явлений», Тамбов, 1996,2000, 2003; 11 зимняя школа по механике сплошных сред, Пермь, 1997; 4 Междун. сем. «Структурные основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий», Обнинск, 1997; Всерос. конф. «Применение ядерно-физических методов в магнетизме и материаловедении», Ижевск, 1998; Intern. Confer, on Colloid Chemistry and Physical-Chemical Mechanics, Moskow, 1998; 14 Уральская школа металловедов-термистов «Фундаментальные основы физического металловедения перспективных материалов», Ижевск, 1998; 33, 35,36, 38 сем., 44 конф. «Актуальные проблемы прочности», Новгород, 1997, Псков, 1999, Витебск (Беларусь), 2000, 2004; Вологда, 2005; 4, 5, 6 Междун. симп. «Современные проблемы прочности», Старая Русса, 2000, 2002, 2003; Intern. Sem. «Scaning probe microscopy», Nizhny Novgorod, 2001, 2002; Intern. Confer. Fundamental Bases of Mechanochemical Technologies, Novosibirsk, 2001; 6 Междун. школа-сем. «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах. Компьютерное моделирование» Барнаул, 2002; 9 Междун. сем. «Дислокационная структура и механические свойства металлов и сплавов» Екатеринбург, 2002; Всерос. конф. «Дефекты структуры и прочность кристаллов», Черноголовка, 2002; Междун. зимняя школа по теорет. физике «Коуровка-2002», Кунгур, 2002; Russia-China Seminar "Fundamental problems and modern technologies of material science" Barnaul, 2002; Intern. Confer, on Mechanochemistry and Mechanical Alloying., Braunshweig (Germany), 2003; 27 Междун. конф. «Актуальные проблемы прочности», Калуга, 2004; 3 Междун. конф. «Фазовые превращения и прочность кристаллов», Черноголовка, 2004; 7 Всерос. конф. «Физико-химия ультрадисперсных (нано-) систем», Ершово. Московская обл., 2005; 5 Междун. конф. по механохимии и механическому сплавлению "INCOME 2006", Новосибирск, 2006; 1 Междун. конф. «Деформация и разрушение материалов», Москва, 2006; 2 Всерос. конф. по наноматериалам «НАНО-2007», 4 Рос.-Белорус. междун. сем.

«Наноструктурные материалы-2007», Новосибирск, 2007; 4 Всерос. конф. «Необратимые процессы в природе и технике», Москва, 2007; 5 Междун. научная конф. «Прочность и разрушение материалов и конструкций», Оренбург, 2008; 1 Междун. Междисциплинарный симп. «Физика низкоразмерных систем и поверхностей» Ростов-на-Дону, 2008; 11 Междун. конф. «Дислокационная структура и механические свойства металлов и сплавов», Екатеринбург, 2008; 5 Междун. междисциплинарный симп. "Прикладная синергетика в нанотехнологиях", 2008; 1, 2 Междун. междисциплинарный симп. «Плавление и кристаллизация металлов и оксидов», Ростов-на-Дону, 2007,2009; 9,10,11,12 Междун. симп. «Фазовые превращения в минералах и сплавах», Ростов-на-Дону, 2006,2007, 2008,2009.

Исследования по тематике диссертационной работы проводились в рамках тем научно-исследовательских работ ФТИ УрО РАН: № госрег. 01.9.40 003587 «Структура и магнитные свойства неравновесных механоактивированных сплавов на основе железа с sp-элементами», № госрег. 01.9.90 002477 «Исследование процессов локальной адсорбции молекул на поверхности металлов при формировании функциональных ультратонких органических слоев», № госрег. 01.9.90 002472 «Исследование микроскопических механизмов и кинетики образования метастабильных фаз и нанокристаллических разупорядоченных структур на основе железа при механическом сплавлении», № госрег. 0120.0 603319 «Исследование процессов межфазных взаимодействий при формировании наноструктурных композиционных материалов», № госрег. 01.2.003 05811 «Структура, фазовый состав, межфазные взаимодействия и физико-химические свойства наносистем на основе Fe и sp-элементов при деформационных и термических воздействиях»; по грантам РФФИ 03-03-32081, 04-03-96023, 07-03-96006, 0703-960011, по программам Президиума РАН 2004-2005 гг., 2006-2007 гг., 2009-2011 гг.

СТРУКТУРА И ОБЪЕМ ДИССЕРТАЦИИ

Диссертация состоит из введения, 4-х глав, 3-х приложений на 8 стр., заключения и списка литературы из 500 наименований. Объем диссертации -390 стр., включая 85 рис.

Во введении обсуждаются актуальность темы диссертации, анализируются нерешенные общие проблемы теории фазовых превращений и теории прочности. Формулируются цели и задачи работы. Обосновывается научная новизна, практическая значимость и защищаемые положения. К нерешенным общим проблемам проблемы теории фазовых превращений и теории прочности отнесено следующее.

1. Проблема агрегатного состояния вещества в объеме дефектов сплошности. При исследовании процессов зарождения и роста различных дефектов сплошности (пор, микротрещин и т.п.) в химически чистых металлах в теории прочности предполагается, что их внутренний объем пуст. С точки зрения физики фазовых превращений предположения такого рода некорректны. Чтобы убедиться в этом, достаточно проанализировать диаграмму агрегатных состояний любого химически чистого вещества (рис. 16). Из нее видно, что

твердая фаза не может находиться в равновесном состоянии при контакте с вакуумом. Ее равновесные состояния возможны лишь при контакте со своим паром или расплавом, а в тройной точке Тз с обеими фазами одновременно. К примеру, если в твердом теле имеется сферическая пора (рис. 1а), она должна быть заполнена либо паром (1), либо жидким расплавом (2). Если объем этих пор увеличить путем механического воздействия (случаи /',2'), количества жидкой и газообразной фаз также увеличатся. Отсюда следует, что разрушение твердого тела

превращениями на множестве

В случае Г оно сопровождаются испарением твердой фазы в пору, а в случае 2' при разрушении происходит плавление (аморфизация) материала вокруг поры. Такие же явления должны протекать и в том случае, когда поры зарождаются во время действия внешней силы.

Главный вывод из сказанного состоит в том, что термодинамические условия зарождения очагов

локального плавления и сублимации в твердом теле полностью совпадают с сопутствующих им дефектов сплошности. И наоборот, условия воникновения очагов локального разрушения твердой фазы всегда должны быть идентичны условиям протекания процессов локального испарения или плавления материала, сопровождающих зарождение и развитие дефектов сплошности. Осуществление какого-нибудь одного из этих процессов в принципе невозможно без соответствующего сопровождения его другим, неразрывно связанным с ним, процессом.

Тем не менее агрегатные превращения вещества в современной теории прочности не рассматриваются.

2. Проблема устойчивости структуры твердой фазы вблизи концентраторов напряжений. Одним из основных понятий теории прочности является понятие концентратора напряжений. В теории дефектов построены многочисленные модели таких концентраторов и показано, что вблизи них могут достигаться значения растягивающих напряжений, сравнимые с теоретическим пределом прочности материала [4]. Однако, ни одна из этих моделей не была тестирована на устойчивость материала, его структуры и фазового состава при столь высоких растягивающих нагрузках. Между тем, из теории фазовых превращений известно, что давление существенно влияет на

неразрывно связано со струюурно-фазовыми агрегатных состояний вещества.

Рис. 1. Формирование структурно - фазовых состояний конденсированной среды под действием внешней механической нагрузки: а) связь роста дефектов сплошности с изменениями агрегатного состояния среды; б) диаграмма равновесных агрегатных фазовых состояний материала з области сжимающих нагрузок; 1, Г - поры, заполненные газовой фазой; 2, 2' - то же, жидкой; 7з - тройная точка равновесия фаз твердой Sol, жидкой L и газообразной Gas; Тс - критическое значение температуры.

термодинамическими условиями зарождения

величину температур фазовых переходов. Для фазовых переходов 1-ого рода этот эффект описывается известным уравнением Клапейрона - Клаузиуса [5]:

ф _ АБ

йТ~ Д V ' (1)

Здесь р - давление, Г - температура, Д5 — изменение энтропии вещества при фазовом переходе, ДУ — объемный эффект превращения. Величины Д5 и ДУ зависят от температуры и давления в веществе. Аналогичные уравнения получены и для фазовых переходов П-ого рода [5].

Из этих уравнений следует, что при деформировании меняется положение температур фазовых превращений, следовательно, структура и фазовый состав вещества могут также измениться. В частности, при сильных растяжениях твердой фазы возникают полиморфные превращения, явления, связанные с растворением или выделением инородных фаз, переходы, приводящие к изменениям магнитных и электрических свойств вещества и т.п.

3. Проблемы описания прочностных свойств композиционных материалов, состоящих из смеси жидких и твердых фаз. Основная методология теории прочности базируется на теории дефектов кристаллической решетки, и это ограничивает ее исследованием явлений, протекающих только в твердой фазе. Методы теории прочности твердого тела для жидкой среды неприменимы, поскольку в жидкостях отсутствует кристаллическая решетка, а значит, нет и дефектов кристаллической структуры. Это привело к тому, что исследования прочностных свойств жидкой фазы находятся вне рамок теории прочности и проводятся с использованием методов теории фазовых превращений 1-го рода (теория кавитации жидкостей) [6]. Согласно теории кавитации процесс разрушения жидкости представляет собой последовательность процессов зарождения и роста полостей, заполненных паром разрушаемой жидкости. Оба эти процесса интерпретируются в рамках фазового перехода жидкость ^ пар, инициируемого действием механической нагрузки.

Измерения термодинамических и прочностных характеристик многих веществ в жидком и твердом состояниях указывают на значительную близость свойств этих фаз. Отсюда следует, что физические принципы описания прочностных свойств твердой и жидкой фаз также не должны иметь существенных различий. Однако сравнение методов, применяемых в теории кавитации с методами, применяемыми в теории прочности твердой фазы, указывает на их полную несовместимость. К примеру, у твердого и жидкого аморфных состояний нет заметных структурных различий. Атомные взаимодействия также одинаковы. Однако процесс разрушения в жидкой фазе интерпретируется как фазовый переход 1-го рода, а то же самое явление в твердом аморфном состоянии теория прочности объясняет на основе дислокационно-дисклинационных представлений, заимствованных из теории разрушения крупнокристаллических твердых тел.

4. Проблема учета критических состояний при пластическом деформировании и разрушении вещества. Высокие значения растягивающих

механических нагрузок могут вызвать в твердой фазе ряд критических явлений. Известно, что для любого материала существует определенное значение величины внешней растягивающей силы, выше которой кристаллическая структура становится абсолютно неустойчивой. Это значение близко к пределу теоретической прочности. Вблизи этого предела кристаллическая структура материала перестает существовать и разрушается практически мгновенно.

Так при давлении р и абсолютной температуре Т величина плотности равновесных вакансий определяется выражением:

cv=eHe+puVkT/(i-e^"v)'lT). (2)

Здесь е — энергия образования вакансии, v — объем вакансии, к — постоянная Больцмана. Из этой формулы видно, что при давлении

Pc=-elv (3)

концентрация вакансий становится бесконечно большой для любого значения температуры Г вплоть до абсолютного нуля. Для железа и сталей е «2.2-10'19 Дж (=1.4 эВ), v ~ 10"29 м3, и величина рс --2.2-Ю10 Па. В сталях эта нагрузка легко может быть создана под вершиной плоского скопления из (Ю-т-20) краевых дислокаций при запирающем напряжении, близком к макроскопическому пределу разрушения таких материалов ав ~(5-г15)-108 Па. [4]. Известно также, что плотность большинства жидких фаз в критической точке Тс примерно в два раза ниже плотности жидкости при нормальных условиях. Это означает, что при плотности вакансий с„ ~ 0.5 свободный объем вещества оказывается сравним со свободным объемом, достигаемым жидкой фазой в критической точке. Из формулы (2) следует, что подобные состояния вещества оказываются возможными и при температурах, значительно более низких чем Тс.

Критические явления могут быть связаны не только с разрушением дальнего порядка в кристаллических решетках, но и с фазовыми переходами 11-ого рода и процессами распада (расслоения) твердых растворов. Экспериментально обнаружено, что при пластическом деформировании могут протекать явления деформационного старения твердых растворов [1]. Они связаны с процессами расслоения растворов на смесь различных фаз. Из теории фазовых превращений известно, что при определенных условиях процесс расслоения может трансформироваться в спинодаЛьный распад [1,2]. Это явление интерпретируется как переход твердого раствора из области метастабильных состояний в область абсолютно неустойчивых (критических) состояний высокотемпературной фазы. Таким образом, совокупность критических явлений, сопровождающих процессы пластического деформирования металлов, оказывается достаточно широкой. Тем не менее, современная теория прочности практически игнорирует эти явления. 5. Проблема «закритических» состояний деформируемых твердых растворов. В термодинамической теории устойчивости принимается, что фазовый- переход может произойти, если соблюдены определенные термодинамические неравенства [5]. Однако, фазовый переход по своей природе является чисто кинетическим процессом и может быть осуществлен

только в том случае, когда имеется определенный кинетический механизм перевода вещества из одной фазы в другую. Если же такой механизм отсутствует, фазовый переход становится невозможным, даже если все термодинамические условия для его осуществления выполнены полностью.

В качестве примера приведем процессы расслоения твердых растворов в низкотемпературной области. Единственным кинетическим механизмом, осуществляющим эти процессы, является диффузионный массоперенос. Однако если температура фазового перехода окажется слишком низкой, диффузия будет «заморожена» и у термодинамической системы не будет механизма для релаксации к равновесному состоянию. Тогда при достаточно быстром охлаждении состояние высокотемпературной фазы формально может быть переведено под спинодаль. Но с термодинамической точки зрения существование высокотемпературной фазы под спинодалью полностью запрещено. Ясно, что в таком случае возникает проблема определения условий и форм существования вещества под спинодалью расслоения. Можно предположить, что в области фазовой диаграммы, расположенной под спинодалью, высокотемпературная модификация твердого раствора будет находиться в некотором сильно неравновесном состоянии. Условно назовем его закритическим состоянием.

Механические воздействия могут приводить к существенным изменениям положения спинодалей расслоения твердых растворов на равновесной диаграмме фазовых состояний. Это означает, что закритические состояния могут возникать при пластическом деформировании и разрушении металлов и сплавов. Однако в современной теории отсутствуют методы исследования таких состояний.

б. Проблема диффузионного массопереноса при интенсивном пластическом деформировании металлов и сплавов. Диффузия всегда являлась предметом общего рассмотрения физики фазовых переходов и физики прочности. С одной стороны, она представляет собой один из основных кинетических механизмов, осуществляющих процессы фазовых превращений в сталях и сплавах. С другой стороны, диффузионный массоперенос является одним из способов реализации процессов вязкопластического деформирования материалов и релаксации внутренних напряжений. Существует и обратная связь, поскольку диффузия является структурночувствительным процессом.

Экспериментально установлено, что при пластическом деформировании объемных нанокристаллических материалов происходит значительное ускорение процессов диффузии [7]. Во многих случаях оно велико, и одними только структурными изменениями в дефектной подсистеме металла его объяснить невозможно. В связи с этим был поставлен вопрос о влиянии действия механических напряжений на диффузионные процессы при деформировании сплавов [7].

К настоящему времени теоретически обоснованы и экспериментально изучены многие аспекты влияния гидростатической составляющей напряжений на процессы диффузии [7]. Показано, что величина давления влияет на энергию активации процесса диффузии, а градиент давления является движущей силой

процесса массопереноса. Однако при описании явлений диффузионного массопереноса в условиях действия чисто сдвиговых механических напряжений такой подход сталкивается с определенными трудностями. Причина состоит в том, что сдвиговые компоненты напряжений не могут быть введены в химический потенциал диффундирующих атомов в виде корректно определенной линейной формы. Косвенно это указывает на то обстоятельство, что при наложении сдвиговых напряжений состояние вещества становится неравновесным.

Многими исследователями предпринимались попытки найти решение этой проблемы, однако значительная часть вопросов пока остается открытой.

В первой главе проводится исследование структурно-фазовых превращений при пластическом деформировании и разрушении композиционных материалов, представляющих собой смеси твердой и жидкой фаз (^¿-материалы). Рассмотрены задачи, связанные с особенностями взаимодействия тонких слоев жидкой фазы с окружающим их деформируемым твердым телом.

Получены следующие результаты:

1. Поверхностно-активный расплав всегда растекается вдоль межкристаллитных границ металла, образуя на них тонкие слои жидкой фазы. Термодинамическим стимулом к растеканию является выигрыш в поверхностной энергии системы. Растекание осуществляется с наибольшей скоростью вдоль стыков зерен. При этом на плоскостях огранки возникают островки, окруженные расплавом. Они являются перемычками, соединяющими соседние зерна. Скорость растекания лежит в пределах (10"8-н10"5) м/с и существенно зависит от температуры.

2. Тонкие слои жидкой фазы при определенных условиях являются мощными концентраторами напряжений, подобно микротрещинам. Если перпендикулярно незамкнутому слою приложены растягивающие напряжения сгех (рис. 2а), вблизи острия слоя они усиливаются:

(4)

Здесь I - длина, Л - толщина слоя жидкой фазы. Через несколько секунд после начала плавления границ или нанесения поверхностно-активного расплава на внешнюю поверхность поликристаллического металла жидкая фаза растекается по значительной площади и отношение НИ. = (102 -г 103).

3. Жидкие слои являются хорошими стоками для дислокаций (рис. 26). При поглощении краевых дислокаций объем, занимаемый слоем, увеличивается (рис. 2в), и жидкая фаза испытывает деформацию гидростатического растяжения е. В схеме показанной на (рис. 26,в)

пВ

Здесь п — количество поглощенных дислокаций, В — вектор Бюргерса.

л-'тГ-"-

(Ь Ф 6 сЬ Ф

а)

б)

в)

Рис. 3. а) атомная

структура ядра краевой дислокации вблизи острия жидкого слоя;

б) разрыв атомного слоя и образование цепочки вакансий V;

в) процесс роста поры в жидкой фазе.

4. Деформация растяжения может привести к кратковременной кавитации жидкой фазы. Механизм кавитации показан на рис. 3. Поскольку жидкий слой является аналогом

микротрещины, дислокации будут стекаться к его острию. На рис. За показана схема атомной структуры твердой фазы на острие слоя под краевой дислокацией. Для структуры ядра дислокации характерно наличие лишней внедренной полуплоскости (рис. За). Поэтому

находящийся под ней ряд атомов подвергается

сильному растяжению.

Взаимодействие дислокации с жидкой фазой эквивалентно появлению дислокации изображения (на рис. За дислокация изображения показана незаштрихованным перевернутым знаком х). Усилие ^ создаваемое обеими дислокациями,

разрывает нижний атомный ряд (рис. 36), создавая на месте разрыва длинную

в)

Рис. 2. а) процесс

растекания

поверхностно-активного расплава по

межкристаллитным границам металла; б) поглощение жидким слоем дислокационных скоплений; в) объемная деформация жидкой фазы после поглощения нескольких краевых дислокаций.

цепочку вакансий, расположенную перпендикулярно плоскости рисунка. В это же время по обеим границам слоя начинает распространяться волна сдвига в виде изломов, показанных в точках А и В. Цепочке вакансий энергетически выгодно собраться в пору (рис. Зв), которая будет расти по мере распространения волн сдвига вдоль границ жидкого слоя.

Спустя некоторый промежуток времени Аг = 1/1) «10~8с (где V - скорость распространения сдвиговых волн), на границах слоя устанавливается механическое равновесие меэвду жидкой и твердыми фазами. Если к этому моменту времени пора успеет вырасти до достаточно больших размеров, в части объема жидкого слоя образуется реальная микротрещина, которая сможет расти далее, поглощая краевые дислокации, непрерывно подводимые к ее острию при пластическом деформировании. В противном случае пора исчезнет за счет действия капиллярных сил поверхностно-активной жидкости.

Для сверхбыстрого зарождения микропоры в жидкой фазе необходимо, чтобы величина объемной деформации е оказалась достаточной для перевода состояния жидкой фазы в область диаграммы фазовых равновесий, расположенную под спинодалью испарения. В этом случае жидкость становится абсолютно неустойчивой к растяжению и мгновенно испаряется с образованием пузырьков пара. Расчеты показывают, что для этого при растяжении большинства металлических расплавов величина е должна принимать значения £>0.1. Из формулы (5) следует, что для обеспечения таких значений объемной деформации достаточно, чтобы жидкий слой с толщиной острия к ~ 1СГ9 м поглотил хотя бы одну краевую дислокацию. 5. Дана физическая интерпретация эффекта Ребиндера и явления околосолидусной хрупкости металлов и сплавов.

Суть эффекта Ребиндера состоит в резком охрупчивании металлов, деформируемых в среде поверхностно-активного расплава. Аналогичные явления наблюдаются при естественном плавлении металла на межкристаллитных границах вблизи температур солидуса. При этом потеря прочности существенно зависит от скорости деформирования и температуры.

На схеме (рис. 4а) сплошными линиями показано состояние жидкого слоя перед поглощением краевой дислокации застопоренной на межкристаллитной границе в объеме перемычки. После поглощения дислокации происходит образование пузырька паровой фазы, охватывающего перемычку кольцом. Одновременно в системе возникает напряженное состояние, связанное с неравномерным увеличением толщины слоя (рис. 46).

Развитие пузырька паровой фазы зависит от соотношения скорости пластического

деформирования материала и скорости релаксации

внутренних напряжений в системе. Процесс

пластического деформирования подводит новые дислокации к острию слоя, обеспечивая рост напряжений и увеличение объема поры. С другой стороны, объемное растяжений расплава в слое создает гидростатическое давление, которое будет затягивать жидкую фазу, расположенную на внешней поверхности внутрь слоя (рис. 46). Приток новой жидкости в деформируемый слой будет способствовать релаксации напряжений в обеих фазах, и блокировать рост микротрещины. Очевидно, что чем выше скорость поглощения дислокаций и ниже скорость притока новой жидкости, тем больше вероятность того, что пора вырастет до размеров микротрещины. Составив баланс количества втекающей в слой

Рис. 4. Этапы роста микротрещины в слое расплава (пояснения в тексте).

жидкости со стороны свободной поверхности и величины свободного объема, вносимого поглощаемыми дислокациями, можно получить критерий роста микротрещин. Микротрещина будет расти при выполнении условия:

*"f3A,(l-v)kT (6)

Здесь £pi- скорость пластической деформации, D( - коэффициент диффузии в жидкой фазе, Q.¡ - атомный объем, ц - модуль сдвига, v-коэффициент Пуассона, Лу - среднее расстояние между плоскостями скольжения, к - постоянная Больцмана, Т - абсолютная температура, zp¡ -максимальная пластическая деформация металла при разрушении. При выполнении критерия (6) зародыш паровой фазы превращается в тонкую длинную микротрещину, занимающую часть объема жидкого слоя (рис. 4в). Эта микротрещина, являясь сильным концентратором внешних растягивающих напряжений аех, будет возбуждать интенсивное пластическое течение материала в объеме перемычки, соединяющей поликристаллиты. В конечном итоге перемычка будет разрушена и микротрещина скачком увеличит свою длину (рис. 4г). Продолжаясь далее, процесс последовательного разрушения перемычек приведет к полному разрушению материала.

6. Построена физическая модель явления красноломкости сталей. Это явление связано с катастрофической потерей прочности сталей, содержащих легкоплавкую сернистую эвтектику. Экспериментально красноломкость наблюдают при температурах Т > (1070 -И 170) К, что на (1004-200) К ниже температуры плавления эвтектики Тт при нормальном давлении [1,2]. При этом на изломах обнаруживаются следы закристаллизовавшейся жидкой фазы, обогащенной серой.

Механизм этого явления можно объяснить тем, что возникающее при растяжении металла отрицательное давление может понижать температуру плавления легкоплавких материалов. Это непосредственно следует из уравнения Клапейрона-Клаузиуса (1).

Физическая модель явления красноломкости показана на рис. 5. Эвтектическое включение является препятствием для скольжения дислокаций. Поэтому при пластическом деформировании на ее границах будут образовываться дислокационные скопления (рис. 5а). Под застопоренной дислокацией скопление будет создавать высокое гидростатическое растяжение материала. Расчеты показывают, что при внешних растягивающих напряжениях

<Уех ~ Ю8 Па скопление из и>(3т5) краевых дислокаций генерирует среднее локальное растягивающее давление р ¿ -109 Па.

Этого достаточно для понижения температуры плавления сернистой эвтектики на 200 К ниже Тт, и образования на границе раздела с металлом тонкого слоя жидкого расплава (на рис. 56). Поглощение дислокаций этим слоем приведет к кавитации жидкой фазы и развитию микротрещины вдоль зерна эвтектики. После этого разрушение материала становится неизбежным.

7. Показано, что при полном проплавлении

межкристаллитных границ пластическое

деформирование материалов может быть осуществлено в режиме сверхпластичности.

На рис. ба показан топологический дефект

идеальной упаковки

поликристаллитов. Эти

дефекты имеют все свойства дислокаций кристаллической решетки [8]. На рис. 66 показан такой же дефект после оплавления

межкристаллитных границ. Для того чтобы отличать его от решеточных дислокаций он был назван

макродислокацией.

В диссертации было показано, что при достаточно низких скоростях деформации макродислокации могут легко передвигаться по материалу благодаря хорошо развитому межзеренному скольжению в присутствии жидкой фазы. В этом случае деформация формы зерен становится минимальной, и пластическое деформирование металла осуществляется в режиме сверхпластичности. При повышении скорости пластического деформирования материала, напряжения течения возрастают, появляется значительная деформация формы зерен, и вновь создаются условия для кавитации жидкой фазы. В результате, при высоких скоростях деформирования возникает явление охрупчивания.

8. Рассмотрены практические приложения модели макродислокации к анализу механизмов пластического деформирования и разрушения наноструктурированных и кластерно-аморфных материалов.

Показано, что схема представленная на рис. 66 адекватно описывает механическую структуру нанокристаллических материалов. В этом случае шары следует рассматривать как устойчивые к деформированию внутренние части нанокристаллитов или кластеров, а заштрихованное между шарами пространство представляет собой часть вещества, расположенного вблизи межкристаллитных границ и стыков нанозерен. Высокая диффузионная подвижность атомов этой части вещества превращает ее в вязкую жидкоподобную среду, которая легко перемещается при деформировании в

о;

аг

Рис.5. Деформационное плавление легкоплавкой эвтектики под

заостренным скоплением краевых дислокаций: а) торможение дислокаций фрагментом выделения эвтектики, б) образование слоя жидкой фазы на внешней границе

выделения.

Рис.6. а) простейший топологический дефект идеальной упаковки шестигранников на плоскости. Цифрами указано количество граней в многограннике; б) структура, полученная после оплавления

границ у поликристалла, содержащего топологический дефект упаковки зерен.

Символом ± обозначено место локализации центра ядра

макродислокации.

пространстве между шарами. Таким образом, макродислокации оказываются легко подвижными линейными дефектами упаковки нанозерен, которые становятся эффективными носителями пластической деформации при отсутствии или недостатке обычных решеточных дислокаций.

На основе понятия макродислокации в работе была создана многоуровневая модель механической структуры нанокристаллических и аморфных материалов и предложен механизм реализации процессов пластического деформирования и разрушения в этой структуре. На макроскопическом уровне пластическое деформирование и разрушение материала осуществляется макродислокациями по обычным схемам, разработанным в теории прочности. На мезоуровне (в объеме нанозерна) протекает адаптационная деформация, поддерживаемая процессами двойникования, полиморфными превращениями мартенситного типа и возможно, незначительным количеством решеточных дислокаций. Эта деформация направлена на сохранение равноосной формы нанозерна. На микроуровне процесс макроскопического деформирования поддерживается диффузионным массопереносом вакансий и легко подвижных атомов примеси по межкристаллитным поверхностям и стыкам нанозерен.

В работе приведены экспериментальные данные, подтверждающие основные положения этой модели.

Выводы к главе 1

1. Структурно-фазовые превращения при пластическом деформировании и разрушении композиционных металлических систем определяются особенностями взаимодействия жидкой и твердой фаз.

2. Основные явления, определяющие прочностные свойства ¿X систем, в том числе процессы зарождения и развития микротрещин при деформировании, протекают в объеме поверхностно-активной жидкой фазы.

3. При пластическом деформировании металлов и сплавов состояния могут возникать вблизи концентраторов растягивающих напряжений при температурах более низких, чем температура плавления при нормальном давлении. Механизм этого явления определяется эффектом уменьшения температуры плавления вещества при понижении давления.

Во второй главе разработаны методы расчета диаграмм равновесных и метастабильных агрегатных состояний вещества, возникающих в условиях механического растяжения. Определены области критических состояний, связанные с абсолютной неустойчивостью существования конденсированных фаз. Обсуждается проблема зарождения и развития первичных очагов разрушения в твердых телах. Рассмотрены структурно-фазовые превращения при замедленном и усталостном разрушениях.

К основным результатам этой главы относится следующее: 1. Разработан и использован для конкретных расчетов метод определения положения и формы линий плавления металлов и сплавов на диаграмме равновесных и метастабильных фазовых состояний вещества.

В этом методе равнение Клапейрона - Клаузиуса (1) приводится к виду:

др

(7)

Здесь Аср =cpJ-cpJ-

(8)

- разность теплоемкостей жидкой и твердой фаз при постоянном давлении,

Величины a¡ и y¡ (i=l,s) являются коэффициентом теплового расширения и сжимаемостью i-ой фазы. Индексы I и .у нумеруют жидкое и твердое состояние металла соответственно. Учитывается, что выражения (8)-(10) содержат определенные вклады от фононной и вакансионной подсистем металла. Уравнения (7)-(10) анализируются численными методами в рамках известных моделей Дебая, Эйнштейна и Грюнайзена.

На рис. 7 приведены графики линий плавления некоторых металлических систем. Положение каждой из представленных линий плавления означает, что она делит плоскость фазовых состояний на две части. Выше линии плавления устойчива соответствующая ей твердая фаза, ниже линии устойчива жидкая фаза. В целом все линии плавления обладают сходной формой: они вогнуты и подходят к оси ординат горизонтально.

Графики показывают, что эвтектики являются наименее устойчивыми, а чистые металлы наиболее устойчивыми к деформационному плавлению при растяжении.

К примеру, при одноосном растяжении под действием механических напряжений а>0, давление в материале отрицательно и равнор =—1/3<т. Известно также, что при пластическом деформировании металлов вблизи концентраторов напряжений растягивающие гидростатические нагрузки могут достигать значений: -(10 -г 20) ГПа [4]. Это означает, что при таких воздействиях большинство из рассмотренных металлических систем будут плавиться при температурах близких к комнатным температурам и даже ниже. Выбранные же для расчетов эвтектические системы уже при значениях р S —'7 ГПа могут быть расплавлены непосредственно вблизи абсолютного нуля температур.

Таким образом, процессы пластического деформирования могут существенно повлиять на локальную структуру и агрегатные состояния известных металлических систем.

2. Исследованы термодинамические и кинетические условия плавления нанокристаллических металлических систем. На рис. 8 приведены графики, показывающие зависимости положения линий плавления наноструктурированных a-Fe и эвтектоида a-Fe+FejC от объемной доли v,, занимаемой межкристаллитными границами в материале.

3. Исследованы критические состояния, связанные с неустойчивостями вакансионной подсистемы металлов и процессами сублимации (испарения) конденсированных фаз при растягивающих механических нагрузках.

A [aV) = ay¡-a¡V¡,

(9) (Ю)

Показано, что при достаточно сильных растягивающих напряжениях твердая фаза становится абсолютно неустойчивой к процессам сублимации. На диаграмме фазовых состояний вещества эта область абсолютной неустойчивости ограничена кривой, называемой спинодалью испарения [6].

Т(1000К)

Рис. 7. Форма и положение кривых плавления

различных металлических систем на диаграмме равновесных фазовых

состояний в координатах (р - давление, Г - абсолютная температура). 1 - а - Бе;

2 - эвтектоид Ре„+РезС;

3 - эвтектика Реу+РезС;

4 - эвтектика Реа+Ре5.

р2Г1

Т(1000К)

таооок)

Рис. 8. Графики линий плавления

наноструктурированных металлических систем.

а) химически чистое наноструктурированное a-Fe;

б) наноструктурированный эвтектоид a-Fe+Fe3C. Расположение линий плавления сверху вниз определяется следующими значениями величины объемной доли межкристаллитных границ в материале vs: 1, 0.5, 0.4, 0.3,0.2,0.1,0.05, 0.01,0.

Используя стандартные методы термодинамической теории устойчивости можно найти уравнение, определяющее зависимость давления на этой спинодали от температуры Т:

1

Zs=kT

1-1+

a

,G+«JJ

1

+ —

kT

■v1

0,5

-¿'.'-Win r-.

kT

NWn

Oj

«0

(11)

(12)

атомный

Здесь %— изотермическая сжимаемость твердой фазы, объем при нормальных условиях, — коэффициент объемного расширения решетки в присутствии вакансий (и„ < 0), е^ — энергия образования вакансии в твердой фазе при нормальных условиях, И^,»- параметр, характеризующий межатомные взаимодействия в веществе. Индекс «5» у всех параметров, входящих в формулы (11), (12) означает, что эти параметры характеризуют твердое состояние.

Аналогичные уравнения были получены для зависимости давления на спинодали испарения жидкой фазы от температуры:

1-.1 +

4Х,У, П0,(1 + м,)

V'

(13)

кТ

-¿-Шлт---

1 кТ

4 АТУ,,,

0 5 1 5

Т(1000К)

-г

Т(1000К)

Рис. 9. зависимость

0.2 0.4 0.6 0.8 1 Рис. 10. Зависимость

Температурная давления в

жидкой (верхняя кривая) и температуры на

твердой фазах железа (нижняя спинодали жидкой фазы

кривая) на спинодали от

испарения. ва]

концентрации

(И)

где #— изотермическая сжимаемость жидкой фазы, £20|— атомный объем при нормальных условиях, щ — коэффициент объемного вакансионного расширения жидкости, — энергия образования вакансии в жидкой фазе. Индекс «I» у параметров формул (13), (14) означает их отношение к жидкому состоянию. Возможность корректного введения вакансий как точечных дефектов жидкой фазы обосновывается особенностями кластерного строения жидких расплавов.

На рис. 9,10 приведены графики, показывающие положения спинодалей жидкой и твердой фаз железа на различных срезах диаграммы фазовых равновесных и метастабильных состояний.

4. Проведено исследование влияния критических состояний на положение кривой плавления металлов.

На рис. 11а показано относительное расположение кривой плавления железа, рассчитанной без учета существования области

критических состояний, и спинодалей испарения

конденсированных фаз железа. Из этого рисунка видно, что кривая плавления, полученная таким способом, пересекается со спинодалью испарения жидкой фазы. Однако пересечение этих кривых невозможно, поскольку существование кривой плавления подразумевает равновесное существование твердой и жидкой фаз одновременно. Между тем, возможность существования жидкой фазы под спинодалью испарения

(рРа)

/

0 5 1

ТОО'К)

-зо

0 5 1 У:

.и

тао'К}

-5-10 -15 -20 -25-30-

а) б)

Рис.11. Положение линии плавления железа относительно спинодалей испарения, а) начальное положение с пересечением; б) скорректированное положение без пересечения.

запрещена. В работе аналитическими методами показано, что реальная кривая плавления действительно не пересекает спинодаль жидкой фазы, а проходит параллельно ей, так как это показано на рис. 116.

5. Проведено исследование кинетики процессов локальной сублимации при росте сферических пор. Локальное испарение материалов возможно только во внутренние полости, например, поры и микротрещины. В ряде предшествующих исследований наличием пара в поре пренебрегали полностью. Поэтому для развития теории в следующем приближении было принято, что состояние пара в поре может соответствовать состоянию идеального газа. Для этого случая в работе построена модель роста сферических пор, учитывающая развитие процессов сублимации и диффузионной ползучести в твердой фазе. Получена замкнутая система кинетических уравнений, описывающая этот процесс:

¿И _ [АлК^У

и

"кТ

Р.-Р^+^у--

-_ -еХр

л ШрРа

Л-уД1 кБТ ) <1г кЕТас2

'±-1 д„ я

8а Ж кТас21 Ра Нл Я

(15)

(16) (17)

Здесь Ы- число атомов в газовой фазе, ^ - объем атома в твердой фазе, И- радиус поры, Ис - радиус поры критического размера, О - коэффициент диффузии в твердой фазе, ра- давление пара в поре, - начальное давление пара в поре, г - время, У0р - удельная свободная энергия поверхности поры, ас - постоянная решетки, и - энергия активации процесса роста поры, кЕ - постоянная Больцмана, Уа - объем поры, V - средняя частота тепловых колебаний в системе.

Решения системы уравнений (15)-(17) могут быть получены только численными методами. На рис. 12 (I, П) приведены графики, описывающие кинетику роста поры в железе при 7"= 400 К и внешнем растягивающем давлении р„ = -2'1010Па (I) и рех = -3'10ш Па (П). Полученные результаты показывают, что процессы сублимации могут оказывать существенное влияние на кинетику роста пор. Более того, из рис. 12(П)в следует, что использование модели идеального газа для описания состояния пара в растущей поре при Г = 400 К и ра<-3-Ю10 Па неправомерно, поскольку в этом режиме роста пар сжимается настолько сильно, что его плотность становится сравнимой с плотностью твердой фазы, равной 8-103 кг/м3. Аналогичные результаты можно получить и для многих других режимов роста пор.

Для более реалистичного описания процессов локальной сублимации в работе было исследовано приближение, в котором состояние пара в поре описывалось уравнением реального газа в модели Ван-дер-Ваальса, а

диффузионный массоперенос рассматривался в модели аномальной быстрой диффузии (см. гл. 4). Результаты исследования приведены на рис. 13-15.

Анализ полученных графиков показывает, что при некоторых режимах роста сферической поры, находящийся в ее объеме пар подвергается значительному сжатию, вызывающему явления конденсации. В этих условиях рост поры прекращается и в системе возникает равновесное состояние деформированной твердой фазы, содержащей пору, заполненную сильно растянутой жидкой фазой (рис. 13а-15а).

||(Ю-8м/с)

М104с)

а)

р(10 Па)

\

\

\ V

Ч

б 8 10

t(l01c)

б)

р (10_1кг/м3)

0. 0. 0.

0.

х-

\

\

N

2 4 б 8 10

I. р„ = -210шПа

М104с)

Ц(Ю5м/с)

2 4 6 8 10

М10-4с)

а)

р(10 Па) 5.5-

&

4.543.5-

6 8 10

М10"4с)

б)

р (Ю^г/м3)

10т—

2 4 6 8 10

Ъ(10"4с)

в)

в)

Ц. рсх = -3'10 Па

Рис. 12. Кинетика роста сферических пор в железе при растяжении. Модель идеального газа, Т = 400 К, а) скорость роста радиуса поры; б) давление пара; в) плотность пара в поре.

Вместе с тем, небольшое изменение внешнего давления приводит к быстрому росту объема поры, сопровождаемому интенсивным испарением твердой фазы (рис. 136-156). В этих условиях пар подвергается значительному сжатию, однако его конденсации не происходит. В работе показано, что столь высокие степени сжатия пара в поре вызваны сильной неравновесностью состояния твердой фазы при рассматриваемых внешних нагрузках (см. рис. 11).

Рис. 13а указывает на существенный недостаток модели Ван-дер-Ваальса. Он состоит в том, что при растяжении жидкой фазы до внутреннего давления Р =Рсх- - 3.2' 1010 Па ее состояние оказывается в области, расположенной под спинодалью испарения (рис. 10). Это с неизбежностью должно приводить к кавитации жидкой фазы и образованию в ее объеме пузырька пара. Однако модель Ван-дер-Ваальса не в состоянии описывать такие процессы.

р(108Па)

-100 -200 -300

-400

1 ! I 1

\

V, ч

Ы10"13сек)

р{10 Па)

а)

(\

\

0 5 . 1 5 :

б)

Рис.13. Давление реального газа в поре, аномальная диффузия Т = 400К, а) Рех = - 3.2'Ю10 Па, режим быстрой конденсации пара после кратковременного испарения; б)-рех = - З.З'Ш10 Па, режим постоянного испарения.

р(103кг/м3)

10

8 &

42

р(103кг/м3)

г

2 4 6-8 10

t (10"14сек)

^--

а)

2 4 6 8 10

t (10"14сек)

б)

Рис.14. Плотность реального газа в поре, аномальная диффузия Т= 400 К, а) = - 3.2'Ю10 Па, режим быстрой конденсации пара после кратковременного испарения; б) - рех = - 3.3' Ю10 Па, режим постоянного испарения.

ст

1.51.2510.75 0.& 0.2&

(10эм/с)

а*

¿к

(10 м/с)

0.511.52 2.53

t(10-13c)

а)

1 2 3 4 5

Ь(10"15с)

б)

Рис. 15. Скорость роста радиуса поры с реальным газом, аномальная диффузия Т= 400 К, а) рех = - 3.2'Ю10 Па, режим быстрой конденсации пара после кратковременного испарения; б) р„ = - 3.3'Ю10 Па, режим постоянного испарения.

Из графиков, показанных на рис. 15 можно заметить еще один недостаток рассмотренной модели сублимации твердой фаз в растущую пору. Эта модель предсказывает слишком высокие скорости роста радиуса поры, намного превышающие скорости звука. При таких скоростях роста поверхность поры

должна интенсивно излучать звуковые волны, что привело бы к сильному торможению всего процесса, и скорость роста радиуса поры оказалась бы близкой к скорости звука. Однако в такой постановке задача о внутренней сублимации твердой фазы в настоящее время вряд ли может быть решена без значительных упрощений физического и математического характера. В этом смысле представленные на рис. 13-15 результаты, следует рассматривать как первое приближение к решению поставленной проблемы.

Тем не менее, несмотря на приближенность этих результатов, они позволяют построить качественно правильную модель процессов структурно-фазовых превращений,

сопровождающих рост сферических пор в металлах, повергнутых сильному механическому растяжению (рис. 16). В этой модели предполагается, что в растянутой твердой фазе структура растущей поры может состоять из зоны испарения 1 и зоны плавления 2, граница соприкосновения которых определяется условиями динамического равновесия жидкости и ее пара. В условиях сильной неравновесности твердая фаза испаряется (рис. 11) так, что ее пар проходя сквозь жидкую фазу, попадает в зону 1. В результате в жидкой фазе возникают сложные конвективные течения, оказывающие определенное влияние на кинетику процесса испарения твердой фазы. В работе приведены экспериментальные данные, находящиеся в хорошем согласии с этой моделью.

6. Проведено исследование кинетики процессов локальной сублимации при росте дискобразных пор и микротрещин.

Дискобразные поры и микротрещины являются сильными концентраторами напряжений в местах наибольшей кривизны их поверхности. Поэтому процессы сублимации при механическом растяжении оказываются локализованными в местах концентрации напряжений. Из кинетических уравнений, описывающих процессы испарения твердой фазы, для скорости роста дискобразных пор и микротрещин получена следующая формула:

^^ех/--^-9^-^} (18)

Л 9кТ Ч *ГД я* Г

Здесь <т - напряжение одноосного растяжения, у - удельная свободная энергия поверхности микротрещины, уь - удельная свободная энергия межкристаллитной границы, I - эффективный размер микротрещины.

Из уравнения (18) следует, что при выполнении неравенства

9(2 Г-К)

(19).-

7КТ

Рис. 16. Модель агрегатных превращений при росте сферических нанопор в условиях сильного

гидростатического растяжения твердого тела. 1 - зона испарения, 2 - зона плавления, 3 - зона сильного гидростатического растяжения твердой фазы.

1>-

трещина будет расти. Это неравенство можно рассматривать в качестве кинетического критерия разрушения металлов.

Максимальная скорость распространения микротрещины достигается в состоянии, при котором величина ¿7=0. Таким образом, максимальная скорость распространения тонких и длинных микротрещин может быть рассчитана по формуле:

Оценка этого значения для железа при V- 1013, ас»3-10"шм, £13 ~ 10~29 и Г=300К АГ-ФЮ^Дк, <т = 3108Падает:

Это значение составляет около трети скорости звуковых волн в металле и примерно в три раза превышает скорость звука в атмосфере. 7. Предложена модель структурно-фазовых превращений и критических явлений, протекающих при зарождении первичных очагов разрушения пластически деформируемых металлов. На примере плоского скопления краевых дислокаций, прижатых сдвиговым напряжением т к некоторому стопору (рис. 17а), показано, что последовательность процессов зарождения и развития первичных очагов разрушения сводится к следующему.

7.1. Под влиянием сильных растягивающих напряжений, генерируемых скоплением вблизи стопора (10-г20) ГПа, состояние материала на поверхности препятствия достигает линии плавления (рис. 7,8). Это приводит к возникновению очагов локального плавления (рис. 176).

7.2. Взаимодействие жидкого слоя с межзсристаллитной поверхностью металла (см. гл. 1) приводит к растеканию расплава по поверхности препятствия. В результате слой жидкости подойдет вплотную к дислокационному скоплению и займет положение, показанное на рис. 18а.

7.3. Взаимодействие дислокаций с жидкой фазой равносильно их взаимодействию с дислокациями изображения (рис. 18а). Суммарное воздействие головной дислокация скопления и дислокации изображения переводят состояние разделяющей их твердофазной перемычки под спинодаль твердой фазы. В результате перемычка испаряется , (рис. 186) и головная дислокация проваливается в жидкую фазу, внося в нее дополнительный свободный объем (см. гл. 1).

7.4. После поглощения дислокации состояние растянутой жидкой фазы также оказывается под спинодалью испарения. Это приводит к кавитации жидкости с образованием сферической нанопоры, заполненной паром металла (рис. 18в).

7.5. Вдоль линии дислокации могло возникнуть несколько очагов локального плавления, поэтому суммарным итогом взаимодействия дислокационного скопления с препятствием будет линейная цепочка нанопор, растущих навстречу друг другу (рис. 19а)

¿1 4№ а — «—-——<т А 9кТ

(20)

(21)

7.6. Процесс роста пор приводит к образованию длинной веретенообразной полости под дислокационным скоплением (рис. 19в, 20а). Промежуточный этап этого процесса показан на рис. 196.

7.7. Взаимодействие веретенообразной полости с оставшимися дислокациями скопления приводит к развитию микротрещин или микропор. В работе рассмотрены различные варианты развития этого процесса в зависимости от условий деформирования. Возможные варианты при развитии хрупкого и квазихрупкого разрушения показаны на рис. 206, в.

Таким образом, представленная модель показывает, что зарождение и развитие первичных очагов разрушения металлов является сложным и многоступенчатым процессом агрегатных структурно-фазовых превращений и протекающих на их фоне критических явлений.

RZZZ7Z7ZZ77Z71

1 1 1 VI

Рис. 17. Плоское заторможенное скопление краевых дислокаций, а), б) — до и после начала локального плавления.

Рис. 18. Спинодальный механизм зарождения поры под дислокационным скоплением.

а) взаимодействие головной дислокации скопления с дислокацией изображения,

б) разрыв слоя твердой фазы когда его термодинамическое состояние находится вблизи спинодали испарения, в) кавитация расплава после сильного растяжения, обусловленного поглощением им некоторого количества краевых дислокаций скопления.

а)

6)

в)

Рис. 19. Этапы превращения цепочки первичных сферических пор под дислокационным скоплением в длинную веретенообразную полость.

а) б) в)

Рис. 20. Варианты развития хрупкого и квазихрупкого разрушения при поглощении веретенообразной полостью дислокационного скопления.

Основной вывод из анализа этой модели состоит в том, что независимо от конечного вида разрушения металла (хрупкого, вязкого, квазихрупкого и т.п.) зарождение очагов разрушения всегда начинается с процессов образования

нанопор, локализованных в виде цепочек вдоль дислокационных линий застопоренных скоплений. И только после этого на более поздних стадиях пластического деформирования внешние условия формируют тот или иной вид результирующего излома металла.

В работе приведены многочисленные экспериментальные данные, хорошо согласующиеся с этим выводом.

8. Исследованы фазовые превращения, протекающие при формировании структуры поверхности усталостного излома.

В работе показано, что процесс формирования структуры усталостного излома условно можно разделить на два этапа: начальный (подготовительный) этап и этап установившегося роста усталостной трещины.

Схема структурных изменений материала на начальном этапе показана на рис. 21.

Предполагается, что в результате некоторого воздействия на внешней поверхности металла возникла первичная трещина (рис. 21а). При этом на металл действует одноосное механическое напряжение, направленное перпендикулярно оси распространения трещины и меняющееся со временем по закону а = сг0 sin ох + ас, где 0 = 2л/Т. Здесь Г-период колебаний напряжения, <?с - постоянная составляющая

колебаний <тп < от

Рис. 21. Способы стабилизации вершины усталостной трещины в фазе разгрузки,

а) нестабильная трещина, знаками X показаны отдельные дислокации, генерируемые процессами пластического деформирования; б) этап зарождения дислокационных стенок (.малоугловых

межкристаллитных границ) в процессе полигонизации; в) стабилизация положения усталостной трещины и ее формы в ходе образования большеугловых межзеренных границ.

т >

металла. При внешней нагрузки

нагрузки, амплитуда <гт - предел текучести периодических изменениях трещина продвигается вглубь материала дискретными шагами, оставляя на поверхности разрушения специфический рельеф. На каждом шаге продвижения трещина может увеличивать свою длину только в том случае, если в фазах разгрузки и сжатия форма ее профиля стабилизируется, а длина фиксируется на значении, достигнутом в фазе растяжения. Ясно, что процесс стабилизации длины трещины должен быть связан со структурными изменениями в материале, расположенном вблизи острия трещины. Если поверхность трещины вблизи острия свободна, то при разгрузке или

сжатии на нее будут действовать силы

поверхностного натяжения, стремящиеся уменьшить длину трещины и увеличить радиус закругления на ее острие (рис. 21а):

Р = 70'Х- (22)

Здесь р — капиллярное давление, R — радиус кривизны профиля трещины вблизи ее острия, ^свободная энергия поверхности, ограничивающей форму трещины. Например, для сталей у0 -2 Дж/м2, поэтому при R < 10"s м величина р >2108 Па. Столь высокие значения капиллярного давления неизбежно вызовут сдвиговые напряжения, сравнимые с пределом текучести сталей сгт~ 2-108 Па. В этих условиях вблизи острия трещины возникнет пластическое течение, в результате которого у трещины немного уменьшится длина и увеличится радиус R.

Пластическое деформирование при большом числе повторений фаз растяжения и сжатия будет способствовать быстрому повышению плотности дислокаций вблизи острия трещины. При достаточно высоком значении плотности дислокаций начнется процесс полигонизации и образования малоугловых межкристаллитных границ (рис. 216).

Однако эти границы обладают малой свободной энергией на единицу поверхности и не смогут фиксировать форму трещины в фазах разгрузки и сжатия. Стабилизировать форму острия трещины можно путем образования вблизи острия мелкокристаллической структуры, содержащей болынеугловые границы общего типа (рис. 21в). Такие границы обладают повышенной поверхностной энергией и могут компенсировать действие капиллярного давления р. Известно, что болынеугловые границы общего типа возникают в процессах деформационного двойникования и структурно-фазовых

превращений мартенситного типа, протекающих в условиях действия достаточно больших механических напряжений. Для того чтобы капиллярное давление р могло быть уравновешено силами поверхностного натяжения болынеугловых границ необходимо, чтобы средний размер поликристаллитов удовлетворял условию:

d = 2ybRlYü. (23)

Здесь % - свободная энергия межзеренной границы. Из этой формулы следует, что в сталях -трещины с радиусом кривизны острия R < (10"8-г10"7) м могут быть застабилизированы наноструктурой с размером зерна d < (8-г80) нм или аморфной фазой.

Схема структурно-фазовых превращений этапа установившегося роста усталостной трещины приведена на рис. 22,23.

Рассмотрим тонкую трещину эллиптической формы с отношением полуосей а/b > 10. Полагаем, что она неограниченна в направлении z, перпендикулярном плоскости рисунка. Радиус кривизны в вершине трещины положим равным R ~ 10~8 м. Зона повышенной концентрации напряжений на рис. 21,22 отмечена пунктиром, ее размер D равен (3-ь5) R.

Рис. 22. Начало процесса деформационного плавления на внешних границах наноструктуры. Знаками X показаны дислокационные скопления. Утолщенными линиями изображены области зернограничного расплава, штриховкой показан объем полностью расплавленной наноструктуры.

Наноструктура с размером зерна ё < 100 нм является достаточно жестким образованием, имеющим предел текучести, в несколько раз превышающий предел текучести крупнозернистого материала. Она становится эффективным препятствием для движения дислокаций и приводит к образованию застопоренных дислокационных скоплений на границах с пластически деформируемой областью материала (рис. 22).

В гл. 1 были подробно рассмотрены условия плавления нанокристаллических и аморфных металлических систем. На рис. 8 представлены графики линий плавления различных нанокристаллических структур железа и углеродистой стали У8. Из графиков на рис. 86 видно, что при температурах 0<Г<500К наноструктура стали У8 с размером зерна с/ =8 нм, ^ =0.1, будет полностью расплавлена при растягивающем давлении р ~ -8 ГПа. Однако, полное проплавление межкристаллитных границ на толщину Л = (3-г4) нм, ^ ~ 0.3 произойдет уже при растягивающем давлении р~~2 ГПа.

Если учесть концентрацию напряжений в острие трещины можно сделать вывод, что для начала плавления наноструктуры на стадии разведения берегов усталостной трещины достаточно практически любых напряжений, близких к пределу текучести стали. При этом будут расплавлены все межкристаллитные границы наноструктуры. Для полного проплавления наноструктуры достаточно подвода к ней небольших дислокационных скоплений численностью в (5-1-10) краевых дислокаций.

Таким образом, как только на границах пластической зоны возникнут скопления дислокаций, в фазе растяжения усталостной трещины становится неизбежным процесс локального плавления наноструктуры. Начальные стадии этого процесса показаны на рис. 22. Плавление начинается на стыках нанозерен и быстро распространяться по межзеренным границам. Этому способствует большой выигрыш в поверхностной энергии системы. Далее область плавления будет продвигаться вглубь нанозерен (рис. 23а). Для примера укажем, что при продолжительности фазы растяжения трещины порядка 10 с и температуре среды близкой к Т~ 300 К расплавленная область в зоне разрушения может иметь размеры около 6 При более высокой температуре процесс плавления идет значительно быстрее.

Рис. 23. Этапы

формирования усталостного излома.

а) образование зоны полного оплавления наноструктуры перед острием усталостной трещины в фазе растяжения;

б) формирование усадочной поры в процессе кристаллизации расплава в фазах разгрузки и сжатия усталостной трещины;

в) разрыв тонкой нанокристаллической перегородки в фазе повторного растяжения.

В гл. 1 показано, что при полном проплавлении наноструктуры жидкая фаза оказывается сильно переохлажденной относительно равновесного состояния крупнокристаллического металла. Это означает, что еще в стадии растяжения может начаться процесс частичной кристаллизации расплава.

На стадии разгрузки и сжатия расплав кристаллизуется полностью, поскольку термодинамический стимул процессов локального плавления исчезает. В центре области расплава образуется усадочная пора в форме трубки, параллельной краю острия трещины (рис. 236). Поскольку область расплава находилась в глубине материала и не контактировала непосредственно с острием трещины, объем поры будет отделен от объема, занимаемого трещиной нанокристаллической перегородкой. Размер поры зависит от величины объемного эффекта при плавлении металла. Для сталей этот эффект равен АУ/V ~ 0,05 . Отсюда находим, что при радиусе зоны плавления порядка (5+10) Я радиус усадочной поры составляет (0,35+2,25) 7?.

В следующей фазе растяжения, из-за возникшей в результате образования поры сильной неоднородности материала перед вершиной трещины, основная часть нагрузки будет распределена по объему нанокристаллической перегородки. Это приведет к ее разрушению, и трещина скачком продвинется вперед на расстояние, равное суммарному размеру поры и толщины перегородки (рис. 23в).

После кристаллизации расплава вокруг нового положения острия сохранится нанокристаллическая структура, которая будет играть стабилизирующую роль для формы острия трещины. Длительное повторение описанного выше процесса приведет к формированию на поверхности усталостного излома специфического рельефа, представляющего собой периодическую структуру из чередующихся канавок, разделенных барьерами.

Таким образом, процесс зарождения и распространения усталостной трещины при периодических изменениях знака механической нагрузки полностью определяется процессами деформационных структурно-фазовых превращений, протекающих вблизи острия трещины. На стадии зарождения эти превращения складываются из следующих друг за другом этапов накопления дислокаций при пластическом деформировании металла в вершине трещины, полигонизации, а также зарождения малоугловых, специальных и большеугловых межкристаллитных границ общего типа. В конце этой стадии вершина усталостной трещины стабилизируется нанострукгурированным или аморфным состоянием материала. Стадия стационарного роста определяется процессами локального плавления при растяжении берегов трещины и кристаллизации расплава при снятии нагрузки.

Выводы к главе 2

1. При интенсивном механическом воздействии в металлах и сплавах независимо от температуры нагрева могут протекать агрегатные превращения, представляющие собой процессы локального плавления и сублимации.

2. Агрегатные превращения вносят определяющий вклад в механизмы разрушения металлических систем.

В третьей главе дан критический анализ литературы по проблемам исследования хрупко-вязкого перехода, отпускной хрупкости, водородной хрупкости твердых растворов и хладноломкости, а также рассмотрено состояние теории критических явлений в расслаивающихся твердых растворах металлов. Обсуждены и решены следующие задачи:

1. Проведен анализ макроскопических моделей определения областей пластичности и разрушения металлов и сплавов вблизи их критических состояний. Показано, что макроскопические критерии пластичности и разрушения металлов должны включать количественные характеристики аномально больших флуктуации параметров состояния, характерных для критического поведения твердых растворов.

2. Разработан метод расчета флуктуационных полей внутренних напряжений и деформаций, генерируемых аномально большими флуктуациями концентрации примесных и легирующих элементов твердых растворов.

Показано, что существует возможность корректного описания этих полей в рамках изотропной теории упругости. В частности доказано, что дисперсии компонент тензора напряжений а и давления р в любой точке среды даются выражениями:

о-*,-,. „4,

(25,

Здесь N - число узлов в кристаллической решетке, Щ - энергия химического взаимодействия атома примеси или легирующего элемента с атомами основного элемента металла, Xw.fi- модули Ляме, V - объем металла, к- волновой вектор,с* - амплитуда концентрационной волны с волновым вектором к,р<ь - среднее давление в среде, (У=1,2,3. Суммирование в формулах (24), (25) проводится по первой зоне Бриллюэна.

3. Исследовано влияние флуктуации напряжений на механические свойства металлов. В частности показано, что флуктуации внутренних напряжений приводят увеличению коэффициента упрочнения металла т, определяемого по формуле (рис. 24):

сг = ай+тер1, m = tg<p. (26)

Если считать величину то равной коэффициенту упрочнения металла при нулевом уровне флуктуации (кривая 1), то коэффициент упрочнения металла при флуктуациях поля внутренних напряжений т.ц (кривая 2) можно рассчитать по формуле:

Н }

Здесь (а)^ - дисперсия поля внутренних напряжений, с%- численный параметр, характеризующий кривую упрочнения металла в нормальном

состоянии без флуктуаций (рис. 24), <7- текущее значение растягивающего напряжения при деформировании.

Из рис. 24 видно, что аномально большие флуктуации внутренних напряжений могут приводить к резкому уменьшению запаса пластичности

металла £тх,А <<етп и быстрому достижению металлом предела разрушения <тв.

4. Разработан метод анализа

«закритических» состояний расслаивающихся твердых растворов и условий их возникновения.

В рамках этого метода эффективный гамильтониан расслаивающегося бинарного твердого раствора с флуктуациями концентраций атомов

Рис. 24. Кривые упрочнения материалов. Кривая 1,2- пояснения в тексте.

примеси или

легирующего элемента представляется в следующем виде:

с =<7,

к

N

к

к

Ш „ +

кБТ

' Гс(1-с)

+К

(2)

(28)

+ ЫкБТ{х^скСк-ск-к- +Р

кХ к.к'.к'

Здесь - термодинамический потенциал Гиббса твердого раствора без флуктуаций, с - средняя по объему концентрация примеси, х и /?>0 постоянные, /4" и м[2>- эффективные внутренние поля, величина которых определяется из соответствующих правил сумм для амплитуд концентрационных волн ск, Суммирование в выражении (28) проводится по первой зоне Бриллюэна.

Критическая температура на равновесной спинодали расслоения твердого раствора определяется выражением:

Г.=--—(29)

кБ

В работе показано, что при температурах Т<Т0 («закритическая» область существования высокотемпературной фазы) структура спектра флуктуаций определяется гамильтонианом (28) по схеме, показанной на рис. 25.

Полный спектр флуктуаций твердого раствора представляется в виде двух составляющих. Первая из них относится к критическому поведению флуктуаций. Оно выражается в возникновении острого пика < скс_к >с, локализованного вблизи волнового вектора кс. Вторая составляющая представляет собой постоянный флуктуационной фон < скс_к >0, высота которого равна интенсивности флуктуаций вдали от критического пика на краю зоны Бриллюэна. Если ограничиться параболической аппроксимацией

потенциала И'.ь то в изотропном приближении для критических значения волнового вектора в области (Т< Т0) можно получить выражение:

где го - межатомное расстояние в решетке.

Отсюда следует, что «закритические» состояния высокотемпературной фазы представляют собой /С-состояния, характеризующиеся периодическими распределениями концентрации по объему материала.

При понижении температуры период распределений уменьшается и в пределе Т ->0 твердый раствор полностью упорядочивается. Объем спектра флуктуаций под критическим пиком зависит от температуры и в пределе Т —»0 весь спектр флуктуаций состоит из одного критического пика.

Показано, что при любой степени переохлаждения до температуры Т <Т0, состояние высоко-

температурной фазы никогда не попадает в область, расположенную под реальной (неравновесной) спинодалью расслоения. Критическая температура на этой спинодали определяется выражением:

Тс=Т-с(1-с)Т^. (31)

5. Разработана флуктуационная теория механизмов низкотемпературного вязко-хрупкого перехода, хладноломкости, различных видов отпускной хрупкости и обратимой водородной хрупкости сталей и сплавов.

Показано, что температуры вязко-хрупких переходов сталей и сплавов определяются положением спинодалей расслоения соответствующих им твердых растворов. Приведены доказательства того, что все известные экспериментально наблюдаемые при вязко-хрупком переходе аномалии механических, электрических и кинетических свойств сталей и сплавов, являются следствием аномально высокого уровня флуктуаций термодинамических параметров, связанных с «закритическими» состояниями металла. В частности, расчеты показывают, что в «закритических» состояниях длинноволновые составляющие дисперсии внутренних напряжений достигают значений, значительно превышающих пределы прочности металлов. С учетом сказанного в п. 3 (рис. 24) это может приводить не только к резкому охрупчиванию, но даже к самодиспергированию сталей и сплавов.

В работе рассмотрен ряд конкретных примеров, из которых следует, что «закритические» состояния достаточно часто возникают при

а) б) в)

Рис. 25. Разложение спектра флуктуаций концентрации примеси твердого раствора на критическую и нормальную составляющие, а) - в) - пояснения в тексте.

термомеханической обработке металлов. К примеру, они могут быть вызваны процессами пластического деформирования металла, который был абсолютно устойчив к расслоению в отсутствии механической нагрузки. Приведены экспериментальные данные, подтверждающие основные выводы разработанной теории вязко-хрупкого перехода.

Дополнительно к этому в качестве практических приложений разработанной теории было показано, что такие явления как хладноломкость, различные варианты отпускной хрупкости и обратимая водородная хрупкость являются частными случаями проявления вязко-хрупкого перехода. В каждом конкретном случае этот переход инициируются процессами спинодального распада по некоторой вполне определенной совокупности примесных и/или легирующих элементов, входящих в состав металла. Поэтому, несмотря на то, что каждое из перечисленных явлений характеризуется своим специфическим температурным интервалом аномалий физико-механических свойств, все эти явления вызваны общим флуктуационным механизмом, связанным с критическим поведением пластически деформируемых твердых растворов.

В четвертой главе дан критический обзор литературы по проблеме аномально ускоренного диффузионного массопереноса при интенсивной пластической деформации твердофазных металлических систем. Результаты главы сводятся к следующему.

1. Установлено, что сдвиговые напряжения вносят значительный вклад в ускорение процессов диффузии. Получены количественные соотношения, устанавливающие связь между диффузионными потоками и величиной сдвиговых напряжений..

2. Показано, что при ударных металлических воздействиях процесс диффузии может осуществляться в режиме волнового распространения. При этом происходит конвективное продвижение атомов примеси сквозь кристаллическую решетку металла. Волновой диффузионный процесс может протекать в отсутствии градиентов концентрации примеси.

3. Установлено, что аномально быстрый диффузионный массоперенос при интенсивном пластическом деформировании металлов является сложным и многофакторным процессом. В совокупности скорость массопереноса определяется величиной сдвиговых напряжений, температурой нагрева в результате пластического деформирования и неравновесностью структурно-фазового состояния среды, подвергнутой механическому воздействию.

4. Установлено, что деформационно-индуцированные процессы миграции межкристаллитных границ и процессы полиморфных превращений мартенситного типа интенсифицируют процессы диффузии за счет аномального повышения концентрации неравновесных вакансий в объеме твердой фазы.

5. Предложен вакансионный механизм распространения усталостных трещин.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ РАБОТЫ

1. Показано, что незамкнутые тонкие слои поверхностно-активного расплава, возникающие на межкристаллитных границах твердой фазы, в механическом отношении эквивалентны реальным микротрещинам. При пластическом

деформировании металла в них создаются условия для кавитации жидкой фазы и зарождения первичных очагов разрушения металлов в твердо-жидком состоянии. Эти процессы являются основной причиной экспериментально наблюдаемых явлений красноломкости, околосолидусной хрупкости и эффекта Ребиндера в сталях и сплавах.

2. Предложена многоуровневая модель процессов пластического деформирования и разрушения нанокристаллических и аморфных металлов и сплавов. На множестве нанокристаллитов (макроскопический уровень) процессы пластического деформирования и разрушения определяются коллективным поведением макродкслокаций - линейных дефектов упаковки поликристаллитов. В объемах нанокристаллитов (мезоуровень) протекает адаптационная деформация, сохраняющая равноосную форму нанозерен. Она осуществляется процессами деформационных структурно-фазовых превращений. На микроуровне процесс движения макродислокаций поддерживается диффузионным массопереносом по межзеренным и межкристаллитным границам и стыкам зерен.

3. На основе численного анализа уравнения Клапейрона-Клаузиуса и аналитических расчетов положения спинодалей испарения твердой и жидкой фаз определен вид диаграмм агрегатных состояний для ряда монокристаллических и нанокристаллических металлических систем на основе железа. Показано, что на плоскости «давление - абсолютная температура» линии плавления могут быть продолжены в область отрицательных давлений вплоть до значений, близких к абсолютному нулю температуры, и всегда располагаются выше спинодали испарения жидкой фазы. Температуры плавления межзеренных границ при любых значениях давления всегда оказываются значительно ниже температур плавления монокристаллов. Температуры плавления нанокристаллических металлов уменьшаются с увеличением объемной доли межкристаллитных границ в наноструктуре.

4. Показано, что процессы зарождения и развития первичных очагов разрушения в металлах и сплавах представляет собой взаимосвязанную последовательность локальных агрегатных превращений, связанных с деформационным плавлением и сублимацией твердой фазы, протекающих в местах наибольшей концентрации растягивающих напряжений.

5. Показано, что характерный для усталостного разрушения волнообразный рельеф излома может возникать в результате периодического чередования нескольких процессов структурно-фазовых превращений. Они включают процессы образования наноструктуры вблизи острия трещины, деформационное плавление наноструктуры на стадии растяжения берегов трещины, образование изолированной усадочной поры перед острием трещины при кристаллизации расплава на стадии снятии растягивающей нагрузки и разрыва перемычки, разделяющей усадочную пору с объемом трещины на стадии повторного растяжения.

6. Для бинарного твердого раствора проведен расчет спектра флуктуаций химического состава высокотемпературной фазы, сильно переохлажденной в область абсолютно неустойчивых состояний, находящихся под спинодалью

расслоения. Показано, что такие («закритические») состояния высокотемпературной фазы представляют собой модулированные по химическому составу /^-структуры, период модуляции которых уменьшается с увеличением степени переохлаждения высокотемпературной фазы.

7. Показано, что дисперсии случайного распределения компонент тензора внутренних напряжений в критических и «закритических» состояниях пропорциональны упругим модулям металла, коэффициенту деформационного расширения кристаллической решетки при растворении примеси, и объему пика критических флуктуаций концентрации примеси. Величина дисперсии напряжений в «закритической» области состояний может значительно превышать напряжения, необходимые для разрушения металла.

8. Показано, что вязко-хрупкий переход является следствием критического поведения высокотемпературной неупорядоченной фазы, переохлажденной в область абсолютно неустойчивых фазовых состояний. Дана корректная физическая интерпретация известных экспериментальных данных, наблюдаемых при явлениях вязко-хрупкого перехода. Показано, что явления хладноломкости и отпускной хрупкости сталей и сплавов, а также эффекты водородного охрупчивания нанокристаллических систем на основе железа, являются частными проявлениями вязко-хрупкого перехода, вызванного конкретным типом примесного и/или легирующего элемента, вызывающего спинодальный распад в соответствующем для данной металлической системы интервале температур и давлений.

9. Показано, что при мощных ударных механических воздействиях аномально быстрый диффузионный массоперенос определяется несколькими основными факторами. К ним относятся значительное понижение энергии активации диффузии под действием сдвиговых напряжений, высокая температура разогрева при пластическом деформировании и структурно-фазовые превращения в диффузионной зоне. Установлено, что процесс диффузии при ударных механических воздействиях может осуществляться в режиме волнового распространения примеси. Деформационно-индуцированные процессы миграции межкристаллитных границ и процессы полиморфных превращений мартенситного типа ускоряют процессы диффузии в наноструктурах металлов за счет повышения концентрации неравновесных вакансий.

ЦИТИРОВАННАЯ ЛИТЕРАТУРА

1.Новиков И.И. Теория термической обработки металлов. М.: Металлургия, 1986. - 479 с.

2.Кристиан Дж. Теория превращений в металлах и сплавах. 4.1. Термодинамика и общая кинетическая теория. М.: Мир, 1978. - 806 с.

3.Работнов Ю.И. Механика деформируемого твердого тела. М.: Наука, 1988. - 712 с.

4.Владимиров В.И. Физическая природа разрушения металлов. М.: Металлургия, 1984.- 280с.

5.ЛандауЛ.Д., Лифшиц Е.М. Статистическая физика. 4.1. М.: Наука, 1978.-583 с.

6.Скрипов В.П, Коверда В.П. Спонтанная кристаллизация переохлажденных жидкостей. М.: Наука ГРФ-МЛ, 1984. - 232 с.

7.Бокштейн Б.С., Ярославцев А.Б. Диффузия атомов и ионов в твердых телах. М.: МИСИС, 2005. - 362 с.

8.Штремель М.А. Прочность сплавов. 4.1. Дефекты решетки. М.: Металлургия, 1982. -280 с.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ ДИССЕРТАЦИИ ОПУБЛИКОВАНЫ

в 82 статьях, из них 7 - в Вестниках Российских государственных университетов, 36 - в Материалах международных конференций, 39 - в рецензируемых журналах.

СПИСОК СТАТЕЙ В РЕЦЕНЗИРУЕМЫХ ЖУРНАЛАХ:

1. Васильев JI.C, Теребова Н.С., Шабанова И.Н. О причинах хладноломкости сплавов // Металлы. - 1995. - № 1. - С. 108 -114.

2. Васильев Л.С., Ломаева С.Ф. К проблеме низкотемпературной хрупкости сплавов // Металлофизика и новейшие технологии. - 1997. - Т. 19. - № 7. - С. 63 -71.

3. Васильев Л.С., Ломаева С.Ф. О возможном механизме околосолидусного охрупчивания сталей // Металлы. - 2000. - № 4. - С. 85 - 88.

4. Vasilyev L.S., Lomayeva S.F. The Mechanism of Superplasticity of Nanosize Structure Finely Dispersed Powders Prepared by Mechanical Milling in Liquid Hydrocarbon Enviroments // Phys. of Low Dim. Struct. - 2001. - № 3/4. - P. 309 -320.

5. Васильев Л.С. О красноломкости и околосолидусной охрупчиваемости сталей // Металлофизика и новейшие технологии. - 2001. - № 9. - С. 1221 - 1235.

6. Васильев Л.С., Ломаева С.Ф. К анализу механизмов, ограничивающих дисперсность порошков, полученных методом механического измельчения // ФММ. - 2002. - № 1. - С. 63 - 74.

7. Васильев Л.С. К теории пластического деформирования металлов с оплавленными границами // Металлы. - 2002. - Кг 1. - С. 112 - 122.

8. Васильев Л.С., Ломаева С.Ф. О пределе измельчения металлов методом механического диспергирования // Химия в интересах устойчивого развития. -2002. - № 10. - С. 13 - 22.

9. Васильев Л.С., Ломаева С.Ф. Макродислокационная пластичность и сверхпластичность нанокристаллических и аморфных материалов // Известия ВУЗов. Физика. - 2002. - № 8. - С. 20 - 25.

10. Vasilyev L.S., Muravyov А.Е., Lomayeva S.F. The problem of K-states and high-temperature concentration phase discontinuity. AFM, ТЕМ, and FIM investigations II Phys. of Low Dim. Struct. - 2002. - № 5/6. - P. 193 - 200.

11. Васильев Л.С. Ломаева С.Ф. Механизм насыщения нанокристаллических порошков примесями внедрения при механическом диспергировании // Коллоидный журнал. - 2003. - № 5. - С. 694 - 705.

12. Васильев Л.С., Ломаева С.Ф. К анализу механизмов пересыщения металлических порошков примесями внедрения в условиях механоакгивации // Металлы. - 2003. - № 4. - С. 48 - 59.

13. Васильев Л.С., Муравьев A.M., Ломаева С.Ф. Проблема К-состояний и высокотемпературная концентрационная фазовая неоднородность АСМ, РЭМ и ПИМ -исследования // Микросистемная техника. - 2003. - № 4. - С. 15-18.

14. Vasili'ev L.S., Lomayeva S.F. On the analysis of mechanism of supersaturation of metal powders with interstitial impurities during mechanoactivation // J. Mater. Science. - 2004. - V. 39. - P. 5411 - 5415.

15. Васильев Л.С., Ломаев И.Л., Елсуков Е.П. К анализу механизмов эволюции наноструктур и деформационного растворения фаз в металлах // ФММ. - 2006. -Т. 102,-№2.-С. 201-213.

16. Васильев Л.С., Ломаев И.Л. О возможных механизмах эволюции наноструктур при интенсивной пластической деформации металлов и сплавов // ФММ. - 2006. - Т. 101. - № 4. - С. 417 - 424.

17. Васильев Л.С. Критическое поведение распадающихся твердых растворов и проблемы отпускной хрупкости сталей // Известия РАН. Серия физическая. -

2006. - Т. 70. - № 4. - С. 566 - 568.

18. Васильев Л.С., Ломаева С.Ф. Об особенностях термодинамических условий реализации кинетических процессов в металлах при механосинтезе // Физика и химия обработки материалов. - 2006. - № 6. - С. 75 - 84.

19. Васильев Л.С. Возможные механизмы зарождения первичных очагов разрушения при деформационных агрегатных превращениях твердых тел. 4.1. Деформационно-индуцированная неустойчивость кристаллических решеток // Металлы. - 2007. - № 4. - С. 71 - 76.

20. Васильев Л.С. Возможные механизмы зарождения первичных очагов разрушения при деформационных агрегатных превращениях твердых тел. Ч. 2. Роль агрегатных фазовых переходов // Металлы. - 2007. - № 6. - С. 100 - 106.

21. Васильев Л.С., Карбань О.В. Анализ механизмов пластичности и разрушения нанокерамических материалов на основе оксидов металлов // Стекло и керамика. - 2007. - № 6. - С. 11 -18.

22. Васильев Л.С., Ломаева С.Ф. Изменение температурного режима при механоакгивации металлических систем II Химия в интересах устойчивого развития. - 2007. - Т. 15. - № 2. - С. 29 - 34.

23. Васильев Л..С. Структурно-фазовые превращения в металлах при зарождении и росте усталостных трещин // Химическая физика и мезоскопия. -

2007. - Т. 9. - № 4. - С. 384 - 391.

24. Васильев Л.С. Возможные механизмы зарождения первичных очагов разрушения при деформационных агрегатных превращениях твердых тел. Ч. 3. Кинетические механизмы зарождения первичных очагов локального плавления // Металлы. - 2008. - № 1. - С. 82 - 87.

25. Васильев Л.С. Возможные механизмы зарождения первичных очагов разрушения при деформационных агрегатных превращениях тверды?: тел. 4.4. Кинетические механизмы зарождения первичных очагов разрушения в твердом теле II Металлы. - 2008. - № 1. - С. 88 - 94.

26. Васильев Л.С. Зависимость плотности сегрегаций от структуры межзеренных границ, зарождающихся в процессах механосплавления // Химическая физика и мезоскопия. - 2008. - Т. 10. - № 1. - С. 55 - 62.

27. Васильев Л.С. Модулированные К-струкгуры в закритической области существования расслаивающихся твердых растиоров // Известия РАН. Серия физическая. - 2008. - Т. 72. - № 8. - С. ИЗО -1132.

28. Васильев Л.С., Ломаева С.Ф. Топологические дефекты дислокационного типа и механизмы пластичности и разрушения наноструктурированных и

аморфных материалов // Известия РАН. - Серия физическая. - 2008. - Т. 72. -

WV, Q Г1 1 1 1Н 1 1 ИО

Jl¿ U< V/. 1 ( XA-TU.

29. Васильев Л.С. Механизмы преобразования структуры межзеренных границ при деформировании нанокристаллических металлов и сплавов // Химическая физика и мез'оскопия. - 2008. - Т. 10. - № 2. - С. 174 - 180.

30. Васильев Л.С., Ломаев И.Л. Механизмы ускорения процессов диффузии при деформировании нанокристаллических структур металлов и сплавов // Химическая физика и мезоскопия. - 2008. - Т. 10. - № 3. - С. 325 - 331.

31. Васильев Л.С. Механизм формирования предельного состояния наноструктур металлов при пластическом деформировании // Металлы. - 2008. -№ 3. - С. 33 - 43.

32. Васильев Л.С., Ломаев С.Л. Влияние деформационного взаимодействия атомов примеси на положение спинодали расслоения твердых фаз // Химическая физика и мезоскопия. - 2009. - Т. 11. - N° 1. - С. 92 - 97.

33. Васильев Л.С., Ломаев И.Л., Елсуков Е.П. Кинетика растворения фаз при деформировании н¿неструктурированных металлов и сплавов // ФММ. - 2009. -Т. 107,-№2.-С. 152- 162.

34. Васильев Л. С. К теории аномально высокой скорости диффузии в металлах при ударных воздействиях. 4.1. Основные уравнения диффузионного массопереноса при пластическом деформировании материалов // ФММ. - 2009. -Т. 107.-№4.-С. 353-363.

35. Васильев Л. С. К теории аномально высокой скорости диффузии в металлах при ударных воздействиях. 4.2. Влияние сдвиговых напряжений и структурно-фазового состояния диффузионной зоны на скорость массопереноса // ФММ. - 2009. - Т. 107. - № 5. - С. 459 - 467.

36. Васильев Л.С. К теории предельных состояний наноструктур деформированных твердых тел // ЖЭТФ. - 2009. - Т. 136. - Вып. 2. - С. 254 -264.

37. Васильев Л.С., Ломаева С.Ф. Структурно-фазовые превращения в металлах при формировании поверхности усталостного излома в металлах и сплавах II Известия РАН. Серия физическая. - 2009. - Т. 73. - № 7. - С. 943 - 946.

38. Васильев Л.С., Ломаева С.Ф. Фазовые превращения при формировании первичных очагов "азр^тпения в металлах и сплавах // Известия РАН. Серия физическая. - 2009. - Т/73. - № 8. - С. 1098 - 1101.

39. Васильев Л.С. Механизм упорядоченного диффузионного массопереноса в металлах при ударных воздействиях // Известия РАН. Серия физическая. - 2009. -Т. 73.-№11-С. 1624- 1627.

Отпечатано с оригинал-макета заказчика Подписало в печать 22.12.2009. Формат 60x84 Чц. Тираж 100 экз. Заказ № 2091. Типография ГОУВПО «Удмуртский государственный университет» 426034, Ижевск, ул. Университетская, 1, корп. 4.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ.

ВВЕДЕНИЕ.

ГЛАВА 1. СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ ПРИ

ДЕФОРМИРОВАНИИ И РАЗРУШЕНИИ СМЕСЕЙ ТВЕРДЫХ И ЖИДКИХ ФАЗ

^ Прочностные свойства расплава, локализованного в твердофазной матрице. 36

1.1.1 Предел прочности жидкой фазы на разрыв. 36

1.1.2. Предел текучести металла в твердо-жидком состоянии. 40

1.2. Особенности контактного взаимодействия жидкой и твердой фаз при пластическом деформировании металлов и сплавов 43

1.2.1. Концентрация напряжений в твердой фазе, содержащей замкнутый тонкий слой жидкой фазы. 43

1.2.2. Концентрация напряжений в твердой фазе, содержащей тонкий незамкнутый слой жидкой фазы. 51

1.2.3. Взаимодействие жидких слоев с дислокациями при пластическом деформировании твердой фазы. 54

1.3. Структурно-фазовые превращения при растекании жидкой фазы по межкристаллитным границам металла. 59

1.3.1. Основные уравнения кинетики растекания жидкого слоя по межкристаллитным границам металла. 59

1.3.2. Условия растекания замкнутого слоя расплава по межкристаллитным границам при деформировании металла в области упругого нагружения. 63

1.3.3. Условия растекания замкнутого слоя расплава по межкристаллитным границам при деформировании металла в пластической области. 69

1.3.4. Процесс растекания слоя расплава, имеющего выход на свободную границу металла. 70

1.4. Явления кавитации в тонких слоях жидкой фазы при пластическом деформировании металлов. 74

1.5. Физическая интерпретация эффекта Ребиндера при пластическом деформировании металлов в среде поверхностно-активного расплава инородного металла. 82

1.6. Явления красноломкости и околосолидусной хрупкости при пластическом деформировании сталей и сплавов. 90

1.6.1. Явления КиОХ при очагах локального плавления на свободной границе металла. 90

1.6.2. Явления КиОХ при существовании первичных очагов локального плавления на внутренних границах твердой фазы. 91

1.6.3. Механизм КиОХ при локальном деформационно-индуцированном плавлении металла. 94

1.7. К теории пластического деформирования и разрушения металлов с полностью оплавленными межкристаллитными границами. 100

1.7.1. Модельные представления. 101

1.7.2. Механизм движения макродислокаций под действием внешней нагрузки. . 104

1.8. Практические приложения теории макродислокаций. Многоуровневая модель пластического деформирования и разрушения наноструктурированных металлов. 115

1.8.1. Особенности формирования наноструктуры при механоактивации металлов. 115

1.8.2. Экспериментальные данные об особенностях локализации пластического сдвига при деформировании и разрушении наноматериалов. 119

1.8.3. Теоретические представления о возможных механизмах пластического деформирования и разрушения наноматериалов. 122

1.8.3.1. Выбор модели макродислокации для нанокристаллических материалов. 122

1.8.3.2. Температурный интервал применимости модели макродислокации. 126

1.8.4. Метод континуального описания моделей пластического деформирования и разрушения нанокристаллических и аморфных материалов. 127

Выводы. 131

ГЛАВА 2. АГРЕГАТНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И КРИТИЧЕСКИЕ СОСТОЯНИЯ ПРИ ПЛАСТИЧЕСКОМ ДЕФОРМИРОВАНИИ И РАЗРУШЕНИИ МЕТАЛЛОВ. 133

Введение. 133

2.1. Кинетические условия деформационного локального плавления металлов. 136

2.2. Форма и положение линий плавления на диаграмме равновесных фазовых состояний металлических систем. 139

2.2.1. Методы расчета формы линий плавления для химически чистых металлов 139

2.2.2. Методы расчета формы линий плавления в сплавах. 144

2.2.3. Деформационное плавление поликристаллических металлов. 148

2.2.4. Кинетические особенности контактного плавления на межкристаллитных границах при деформировании поликристаллических металлов. 150

2.2.5. Особенности плавления наноструктурированных и аморфных металлов. 155

2.3. Анализ критических явлений при растяжении металлов. 158

2.3.1. 1 Гамильтониан неоднородного твердого раствора с вакансиями. 158

2.3.2. Флуктуации в среде с однородным распределением вакансий. Спинодали испарения конденсированных фаз. 161

2.3.3. Влияние критических явлений на процессы деформационного плавления металлов. 171

2.3.3.1. Критические индексы термодинамических величин вблизи спинодали испарения жидкой фазы. 172

2.3.3.2. Поведение линии плавления вблизи спинодали испарения жидкой фазы. 177

2.4. Процессы сублимации металлов при механическом растяжении. 179

2.4.1. Кинетические уравнения процесса испарения конденсированной фазы во внутренние полости при пластическом деформировании. 179

2.4.2. Кинетическое уравнение диффузионной ползучести металла вблизи границ сферической поры. 183

2.4.3. Полная система уравнений кинетики роста пор при деформировании конденсированной среды. 186

2.4.4. Уравнения кинетики роста пор с учетом реальности пара по модели Ван-дер-Ваальса. 189

2.4.5. Уравнения кинетики роста пор с учетом аномально высокой скорости диффузионной ползучести при интенсивных механических воздействиях 193

2.4.6. Агрегатные превращения при росте плоских пор и микротрещин. 207

2.5. Структурно-фазовые превращения при возникновении первичных очагов разрушения в твердой фазе. 212

2.5.1. Физические представления о процессах, предшествующих зарождению очагов разрушения в металлах и сплавах. 212

2.5.2. Модель процессов разрушения кристаллических материалов при деформировании. 215

2.5.3. Кинетические механизмы зарождения первичных очагов локального плавления. 220

2.5.3.1. Условия гомогенного зарождения первичных дефектов сплошности в однородном твердом теле. 221

2.5.3.2. Гетерогенный механизм зарождения первичных дефектов сплошности в твердой фазе с концентраторами напряжений. 222

2.5.3.3. Кинетика роста жидкой фазы под дислокационным скоплением. 225

2.5.3.4. Механизм зарождения газовой поры в жидкой фазе. 227

2.5.3.5. Кинетические механизмы зарождения первичных очагов разрушения в твердом теле. 228

2.6. Структурно-фазовые превращения при формировании поверхности усталостного излома в металлах и сплавах. 237

2.6.1. Начальный этап развития усталостной трещины. 237

2.6.2. Механизм установившегося роста усталостной трещины. 239

Выводы. 242

ГЛАВА 3. СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И КРИТИЧЕСКИЕ

СОСТОЯНИЯ РАССЛАИВАЮЩИХСЯ ТВЕРДЫХ РАСТВОРОВ, И ИХ

ВЛИЯНИЕ НА УСТОЙЧИВОСТЬ МЕТАЛЛОВ К ПЛАСТИЧЕСКОМУ

ДЕФОРМИРОВАНИЮ И РАЗРУШЕНИЮ. 243

Введение. 243

3.1. К проблеме флуктуационных критериев пластичности и разрушения металлов и сплавов. 245

3.2. Флуктуационные деформационные поля твердых растворов. 255

3.3. Влияние флуктуаций концентрации примеси на механические свойства сталей и сплавов. 262

3.4. Термодинамическое описание неоднородных твердых растворов с 265 флуктуациями концентраций примесных и легирующих элементов.

3.4.1. Термодинамические потенциалы неоднородных твердых растворов. 266

3.4.2. Однородный твердый раствор с флуктуациями концентрации. 267

3.5. Модулированные ^-структуры в закритической области существования расслаивающихся твердых растворов.271

3.6. Основные характеристики спектра флуктуаций твердого раствора в закритической области расслоения. .275

3.7. Спинодали расслоения изолированных твердых растворов.279

3.8. Вязко-хрупкий переход и критические состояния металлов и сплавов.286

3.8.1. Теория вязко-хрупкого перехода при охлаждении сталей и сплавов.290

3.8.2. Вязко-хрупкий переход, индуцированный пластическим деформированием сталей и сплавов.299

3.9. Хладноломкость сталей и вязко-хрупкий переход.300

3.10. Отпускная хрупкость сталей и ее связь с вязко-хрупким переходом.302

3.10.1. Обратимая отпускная хрупкость сталей.3 02

3.10.2. Необратимая отпускная хрупкость сталей.307

3.11. Охрупчивание нанокристаллических материалов при электрохимической коррозии и электролитическом наводораживании.310

3.11.1. Физическая модель поведения металлов и сплавов при водородном пересыщении.311

3.11.2. Положение спинодалей расслоения твердых растворов водорода в железе. 312

Выводы.314

ГЛАВА 4. АНОМАЛЬНО УСКОРЕННЫЙ ДИФФУЗИОННЫЙ МАССОПЕРЕНОС В ИНТЕНСИВНО ДЕФОРМИРУЕМОЙ ТВЕРДОЙ ФАЗЕ СО СТРУКТУРНО

ФАЗОВЫМИ ПРЕВРАЩЕНИЯМИ.315

Введение.315

4.1. Теория аномально высокой скорости диффузии в металлах при ударных воздействиях.315

4.1.1. Постановка задачи и основные определения.317

4.1.2. Модель механически-индуцированного диффузионного массопереноса при ударных воздействиях.322

4.1.3. Диффузия изотопов в деформируемых материалах.327

4.1.4. Диффузия примеси, подвижность которой превышает подвижность атомов основного элемента.328

4.1.5. Волновой механизм диффузионного массопереноса при ударных воздействиях. 328

4.2. Влияние сдвиговых напряжений и структурно-фазового состояния диффузионной зоны на скорость массопереноса. . 333

4.2.1. Влияние сдвиговых напряжений на процессы диффузии в деформируемых металлах. 333

4.2.2. Температурный режим ударного воздействия на металлы. 339

4.2.3. Особенности структурно-фазового состояния диффузионной зоны при ударных воздействиях. 342

4.3. Механизмы ускорения процессов диффузии при интенсивном пластическом деформировании нанокристаллических структур металлов и сплавов. 346

4.3.1. Ускорение диффузии, вызванное процессами нанокристаллизации при пластическом деформировании. 347

4.3.2. Ускорение диффузии при деформационных полиморфных превращениях 352

4.4. Вакансионные механизмы роста усталостной трещины. 354

Выводы. 355

ЗАКЛЮЧЕНИЕ. 356

ЛИТЕРАТУРА. 359

СПИСОК РАБОТ, В КОТОРЫХ ОПУБЛИКОВАНЫ ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ. 391

ПРИЛОЖЕНИЕ 1. 398

ПРИЛОЖЕНИЕ 2. 401

ПРИЛОЖЕНИЕ 3. 403

ВВЕДЕНИЕ

Теория структурно-фазовых превращений всегда была тесно связана с теорией деформаций и теорией прочности твердого тела. Преобразование структуры и фазового состава материалов при термообработке автоматически предполагает различного рода атомные перемещения, связанные с изменениями типа симметрии кристаллических решеток, генерированием дефектов, полей внутренних напряжений и т.п. [1-7]. Известны случаи, когда при структурно-фазовых превращениях наблюдалась макроскопическая пластическая деформация изделий и даже их разрушение. С другой стороны, внешние механические воздействия также способны вызывать многочисленные фазовые переходы, приводить к изменениям фазового и химического состава вещества при фиксированной температуре [414].

Не случайно становление и развитие этих дисциплин имеет общую историю. На протяжении веков совокупность знаний о взаимных превращениях вещества при термомеханической обработке и получаемых при этом прочностных свойствах изделий (твердость, упругость, пластичность и т.п.) представляли собой единое целое. Это вытекало из нужд практической деятельности людей по изготовлению орудий труда, бытовых и ювелирных изделий.

Позднее, бурный рост промышленного производства привел к возникновению и дифференцированному развитию целого ряда естественнонаучных направлений и отраслей знания.

Значительное развитие получила физика фазовых превращений, представляющая собой науку об устойчивости и взаимных превращениях материальных тел, различающихся способами упорядочения атомной структуры. Ее методы, базирующиеся на молекулярно-кинетической концепции строения материи и мощный математический аппарат с течением времени они были адаптированы к многочисленным моделям, возникающим в квантовой и классической физике. Это привело к широкому использованию достижений теории фазовых переходов в различных разделах физики, химии, биологии и т.п. [15-20].

Противоположные тенденции наблюдались в развитии физики прочности. В первой половине XX века она представляла собой практически обособленный раздел физики твердого тела. Ее основу составляли методы, развитые в механике сплошной среды и термодинамике [21-24]. В структуру входили теория дефектов кристаллической решетки, теория упругости, теория вязкопластических деформаций и теория разрушения [25-36].

В этот период времени взаимодействие физики прочности с физикой фазовых превращений происходило в значительной степени формально. Большие успехи теории дислокаций, точечных и планарных дефектов в раскрытии механизмов пластического деформирования и разрушения твердых тел и достижения, связанные с объяснением целого ряда структурных изменений в материалах при деформировании создавали впечатление об определенной самодостаточности методов физики прочности. Поэтому справедливость ее базовых моделей, базирующихся на теории дефектов, долгое время не подвергалась критическому анализу с позиций других физических дисциплин. В частности, в рамках теории прочности практически всегда предполагалось, что структура, химический и фазовый состав твердого тела играют роль некоего вспомогательного постоянного фона, на котором развивались основные процессы развития дефектной подсистемы кристаллов. Такая точка зрения доминировала независимо от того, какой уровень механического воздействия прикладывался к веществу и какого типа дефектные структуры возникали при пластическом деформировании материалов [20-50].

Физика прочности изучала также явления, связанные с деформационными изменениями структуры поликристаллических систем, морфологии распределения фаз и т.п., однако эти исследования всегда были ограничены рамками общей теории дефектов и не играли заметной роли в физике фазовых превращений [1, 41, 42, 44-50].

Теория фазовых превращений в этот период также развивалась в значительной степени обособленно от интересов физики прочности. Большое развитие получили направления связанные с критическими явлениями, фазовыми переходами 1-го и П-го рода, агрегатными превращениями вещества и многое другое. Определенная часть этих явлений стала общим предметом физики фазовых превращений и физики твердого тела (например,, ферромагнитные явления [2-4, 51], переходы порядок - беспорядок в сплавах [2-8] и т.п.)," однако они не имели практического отношения к проблемам физики прочности. Причина заключалась в том, что высокий уровень абстрагирования от реальных тел в моделях теории фазовых превращений не соответствовал сложности этих проблем. Достаточно отметить, что основные представления физики фазовых превращений складывались преимущественно из набора простых моделей, описывающих поведение идеально однородных конденсированных сред, таких как идеальная кристаллическая решетка и т.п. Неформальный интерес к физике прочности был проявлен лишь в теории фазовых переходов 1-го рода, в связи с необходимостью обоснования процессов гетерогенного зарождения новой фазы на дефектах кристаллической решетки [б, 7, 52-54].

Во второй половине XX века связи обеих теорий начали заметно укрепляться. Этому способствовало открытие в конце 20-х - начале 30-х годов процессов мартенситного превращения в сталях и сплавах [9-12]. Анализ механизмов этого превращения и открытие эффекта запоминания формы, привели к пониманию того, что эта область знаний является общей частью физики прочности и физики фазовых превращений [55]. Экспериментальные исследования показали, что инициируемые внешней механической нагрузкой структурно-фазовые превращения могут существенно влиять на прочностные свойства твердой фазы [1, 12, 13]. Это привело развитию совместных для обеих теорий исследований и возникновению новых общих понятий, таких как: пластичность, наведенная фазовыми превращениями, псевдоупругость, мартенсит деформации и ряд других [1, 55]. Последовательная микроскопическая интерпретация механизмов мартенситных превращений привела к более тесному взаимодействию обеих теорий с электронной теорией твердого тела [56]. Дальнейшее укрепление связей между физикой фазовых превращений и физикой прочности было вызвано открытиями явлений сверхпластичности [50, 57], динамической рекристаллизации [1, 6, 7, 57], деформационного расслоения твердых растворов и динамического старения [1, 7, 50, 57-61].

В результате, концу XX века в физике сложилось мнение, что структурно-фазовые превращения, протекающие при механическом нагружении и пластическом деформировании вещества не только в значительной мере расширяют предмет исследований теории фазовых превращений, но также занимают одно из ведущих мест в теории прочности композиционных материалов, обладающих сложным структурно-фазовым и химическим составом. Этому способствовало и широкое внедрение методов интенсивного пластического деформирования сталей и сплавов для получения нанокристаллических металлических систем [62, 63].

Многочисленными экспериментами с использованием равноканального углового прессования, деформирования со сдвигом в наковальнях Бриджмена и обработки материалов в шаровых планетарных мельницах было показано, что процессы интенсивного пластического деформирования являются мощным источником преобразования структуры и фазового состава сталей и сплавов [14, 64-65]. Было установлено, что после достаточно больших степеней деформирования в металлах зарождается наноструктура, которая способствует развитию процессов ускоренного растворения фаз и химических соединений [14, 66, 67]. При определенных условиях эти процессы приводят к синтезу новых метастабильных металлических систем, химический и структурно-фазовый состав которых не соответствует диаграмме равновесных фазовых состояний исходного материала [62, 63, 66]. Таким образом, практические методы физики прочности привлекли внимание к необходимости более глубокого развития теории фазовых переходов в области сильно неравновесных фазовых состояний твердого тела.

Одновременно с этим было обнаружено, что в наноструктурах с размером зерен <1<(20-^50) нм практически отсутствуют подвижные дислокации [68, 69]. Это поставило под сомнение возможности использования в теории наноструктур ряда традиционных моделей и пластического деформирования и разрушения материалов, разработанных ранее в теории прочности крупнокристаллических материалов. При исследовании явлений массопереноса в деформируемых наноструктурах металлов также возникали проблемы, связанные с невозможностью стандартной интерпретации аномально высокой скорости диффузии атомов [70-72]. В связи с этим в ряде работ были выдвинуты предположения, что объяснение процессов структурообразования, диффузии, пластического деформирования и разрушения в наноструктурах невозможно без исследования механизмов деформационных структурно-фазовых превращений в этих материалах [62, 63, 73]. В последнее время в этом направлении исследований был получен ряд важных результатов.

Таким образом, за последние десятилетия наметилось существенное сближение методов и концепций, применяемых в физике фазовых превращений и физике прочности. В настоящее время этот путь представляется наиболее перспективным [1, 14, 64-67, 73]. Однако несмотря на определенные успехи, достигнутые в этой области, состояние значительной части физических представлений, относящихся к общему предмету исследований в обеих теориях, нельзя признать удовлетворительным. Причины этого состоят в следующем. С одной стороны, в физике фазовых превращений раздел, относящийся к исследованиям критических явлений и сильно неравновесных состояний в твердой фазе, оказался недостаточно развит и слишком абстрактен для того, чтобы его можно было реально использовать при решении конкретных проблем физики прочности. С другой стороны, физика прочности, являясь разделом физики твердого тела, по существу ограничила себя исследованием явлений, протекающих только в твердой фазе. Это привело к тому, что ее взаимодействие с физикой фазовых превращений оказалось однобоким и недостаточным для преодоления ряда имеющихся трудностей. Более того, в методологии физики прочности обнаружился ряд нестыковок и противоречий с существующими концепциями физики фазовых превращений. Их содержание удобно рассмотреть на примере наиболее общих проблем, относящихся к широкому кругу исследований.

1. Проблема агрегатного состояния вещества в объеме дефектов сплошности при разрушении материалов

При исследовании процессов зарождения и роста различных дефектов сплошности (пор, микротрещин и т.п.) химически чистых твердых фаз в теории прочности предполагается, что их внутренний объем пуст. Исключение составляют металлы, содержащие примеси растворенных газов. В этом случае считается, что внутренние полости твердой фазы могут быть заполнены только примесными газами [N2, О2, Нг, СОг, ИНз и т.п.]. С точки зрения физики фазовых превращений предположения такого рода некорректны. Для того, чтобы убедиться в этом, достаточно проанализировать диаграмму агрегатных состояний любого химически чистого вещества (рис. 16). Из нее видно, что твердая фаза не может находиться в равновесном состоянии при контакте с вакуумом. Ее равновесные состояния возможны лишь при контакте со своим парам или расплавом, а в тройной точке Тз с обеими фазами одновременно.

Рассмотрим в связи с этим процессы, сопровождающие зарождение и рост какого-либо дефекта сплошности. Допустим, что в твердом теле имеется сферическая пора (рис. 1а). Ясно, что она должна быть заполнена либо паром (7), либо жидким расплавом (2). Если объем этих пор увеличить путем механического воздействия (случаи 1', 2% количества жидкой и газообразной фаз также увеличатся. Поскольку возникновение и увеличение в размерах дефектов сплошности по определению является процессом разрушения [21, 22], отсюда следует, что разрушения твердого тела неразрывно связано со структурно-фазовыми превращениями на множестве агрегатных состояний вещества.

Рис. 1. Формирование структурно - фазовых состояний конденсированной среды под действием внешней механической нагрузки: а - связь роста дефектов сплошности с изменениями агрегатного состояния среды; б - диаграмма равновесных агрегатных фазовых состояний материала в области сжимающих нагрузок; 1, Г — поры, заполненные газовой фазой; 2, 2' - то же, жидкой; 7з - тройная точка равновесия фаз твердой Sol, жидкой L и газообразной Gas; Тс — критическое значение температуры.

В случае 1' оно сопровождаются испарением твердой фазы в пору, а в случае 2' при разрушении происходит плавление (аморфизация) материала вокруг поры. Подобные же явления должны протекать и в том случае, когда в начальных состояниях i и 2 пор не было совсем, и они зарождались лишь во время действия внешней силы.

Существуют экспериментальные подтверждения сказанному. В работах [74-79] приведены многочисленные наблюдения (в том числе в динамическом режиме в колонне электронного микроскопа [74]), свидетельствующие о том, что процессы разрушения твердой фазы часто сопровождаются и даже предваряются структурно-фазовыми агрегатными превращениями в виде локальной аморфизации или плавления вблизи концентратора напряжений.

Полезно рассмотреть и противоположный пример, когда внутри твердого тела по каким-либо причинам происходят процессы локального плавления [80, 81] или сублимации [82]. Они неизбежно должны сопровождаться появлением дефектов сплошности, заполненных расплавом или паром. В противном случае новую фазу негде было бы разместить внутри сплошного объема твердого тела. Из этого следует, что любые процессы локальных агрегатных превращеий в объеме твердой .фазы должны одновременно сопровождаться ее локальными разрушениями.

Главный вывод из сказанного состоит в том, что термодинамические условия зарождения очагов локального плавления и сублимации в твердом теле должны полностью совпадать с термодинамическими условиями зарождения сопутствующих им дефектов сплошности. И наоборот, условия воникновения очагов локального разрушения твердой фазы всегда должны быть идентичны условиям протекания процессов локального испарения или плавления материала, сопровождающих зарождение и развитие дефектов сплошности. Осуществление какого-нибудь одного из этих процессов в принципе невозможно без соответствующего сопровождения его другим, неразрывно связанным с ним, процессом. Следовательно, анализируя условия возникновения деформационно-индуцированных процессов локального плавления и сублимации методами теории фазовых превращений, можно одновременно получить информацию об условиях зарождения очагов разрушений в твердых телах. При этом есть все основания полагать, что описание процессов разрушения будет полным и адекватным.

Однако, такие выводы полностью противоречат существующим в физике прочности предположениям о фазовом составе объемов дефектов сплошности твердых тел.

2. Проблема устойчивости структуры твердой фазы при растягивающих механических нагрузках вблизи концентраторов напряжений

Одним из основных понятий теории прочности является понятие концентратора напряжений. Обнаружено достаточно большое количество концентраторов: дислокационные скопления разного вида, дисклинации, микропоры и микротрещины, оборванные субграницы и т.п.

В теории дефектов построены многочисленные модели таких концентраторов и показано, что вблизи них могут достигаться значения растягивающих напряжений, сравнимые с пределом прочности материала [27, 44, 45]. Однако, ни одна из этих моделей не была тестирована на устойчивость материала, его структуры и фазового состава при столь высоких растягивающих напряжениях. Между тем, легко убедиться в том, что эта проблема реальна.

Действительно, любое механическое воздействие на твердую фазу можно представить в виде сумм сдвига и гидростатического сжатия (или растяжения), характеризуемого величиной давления р. Из теории фазовых превращений известно, что давление существенно влияет на величину температур фазовых переходов. Для фазовых переходов 1-ого рода этот эффект описывается известным уравнением Клапейрона — Клаузиуса [83]: о йТ ЬУ

Здесь р — давление, Т — температура, Л!? — изменение энтропии вещества при фазовом переходе, ЬУ — объемный эффект превращения. Величины Л? и АУ зависят от температуры и: давления в веществе.

Из уравнения (1) следует, что при деформировании структура и фазовый состав вещества, представленного первичной твердой фазой, могут измениться если возникнут условия для осуществления фазового превращения. В общем случае это могут быть превращения, связанные не только с изменением агрегатного состояния, о которых говорилось выше, но и различные превращения в твердом состоянии. В частности, при сильных растяжениях твердой фазы могут возникнуть полиморфные превращения, явления, связанные с растворением или выделением инородных фаз, переходы, приводящие к изменениям магнитных и электрических свойств твердой фазы и т.п. [14, 85]. При этих же условиях температуры плавления многих металлов и сплавов, а также температуры разложения содержащихся в них химических соединений могут опуститься до комнатных температур и ниже [86, 87].

Несмотря на то, что эти явления хорошо известны и давно используются на практике, они не принимаются во внимание при анализе состояния материала вблизи концентраторов напряжений [33-48]. Однако в других задачах, например при исследовании ударных и взрывных воздействий, вызывающих мощное гидростатическое сжатие среды, смещение температур фазовых превращений все же учитывается [88].

Из сказанного можно сделать три вывода. Во-первых, проблема устойчивости структуры твердых тел при деформировании в рамках теории прочности решается непоследовательно и односторонне. Во-вторых, при пластическом деформировании всегда могут возникнуть условия для локальной потери устойчивости кристаллической решетки вблизи концентраторов напряжений. В-третьих, использование моделей концентраторов напряжений, построенных в предположении стабильности кристаллической решетки, во многих случаях может оказаться некорректным.

В связи с этими выводами отметим, что практически все модели концентраторов напряжений в теории прочности применяются до сих пор и без ограничений, независимо от того, какую по величине механическую нагрузку они оказывают на кристаллическую решетку твердого тела [89, 90].

3. Проблемы описания прочностных свойств композиционных материалов, состоящих из смеси жидких и твердых фаз

Выше уже отмечалось, что основная методология теории прочности базируется на теории дефектов кристаллической решетки, и это естественным образом ограничивает ее исследованием явлений, протекающих только в твердой фазе. Однако, производственная и практическая необходимость потребовали развития физических представлений о прочностных свойствах жидкой фазы [22, 52, 86, 87]. Методы теории прочности твердого тела для жидкой среды неприменимы, поскольку в жидкостях отсутствует кристаллическая решетка, а значит нет и дефектов кристаллической решетки.

В результате, теория прочности жидкой фазы была построена исключительно на основе представлений теории фазовых превращений 1-го рода (теория кавитации жидкостей) [22, 52,. 86, 87]. Согласно этой теории процесс разрушения жидкости представляет собой последовательность процессов зарождения и роста полостей, заполненных газообразной фазой: паром разрушаемой жидкости. Оба эти процесса интерпретируются в рамках фазового перехода жидкость пар, инициируемого действием механической нагрузки. При этом теория прочности жидкой фазы оказалась естественным образом связанной с теорией структурно-фазовых превращений и критических явлений [3, 91 ,92].

С другой стороны, прямые измерения термодинамических и прочностных характеристик многих веществ в жидком и твердом состояниях указывают на значительную близость свойств этих фаз. Эксперименты дают приблизительно одинаковые значения для плотности, теплоемкости, сжимаемости, разрывного усилия и т.п. для твердой и жидкой фазы одного и того же материала [52]. Отсюда следует, что физические принципы описания прочностных свойств твердой и жидкой фаз также не должны иметь существенных различий. Однако сравнение методов, применяемых в теории кавитации с методами, применяемыми в теории прочности твердой фазы указывает на их полную несовместимость.

В подтверждение рассмотрим следующий пример. Известно, что при резком охлаждении жидкостей удается получить аморфное вещество в твердом состоянии [93]. Поскольку у твердого и жидкого аморфных состояний нет заметных структурных различий, термодинамические и упругие характеристики твердой и жидкой фаз практически совпадают. Однако, и в этих состояниях физические принципы описания процессов деформирования и разрушения вещества обеих теорий полностью противоречат друг другу. Действительно, процесс разрушения в жидкой фазе интерпретируется как фазовый переход 1-го рода, а то же самое явление в твердом аморфном состоянии теория прочности объясняет на основе дислокационно-дисклинационных представлений, заимствованных из теории разрушения крупнокристаллических твердых тел, при этом возможность агрегатных превращений полностью игнорируется [48, 55]. Если учесть, что в аморфном сплаве, так же как и в жидкой фазе, отсутствуют какие-либо линейные дефекты кристаллической решетки, становятся понятны трудности, испытываемые физикой прочности твердофазных аморфных материалов [62, 63, 93, 94].

Известно также, что все металлы и сплавы в твердофазном аморфном состоянии имеют атомную структуру, представимую совокупностью кластерных кристаллических образований с размерами с1« (0.5-4.5) нм [95-99]. По-существу эти фазы представляют собой предельно фрагментированные наноструктурированные материалы [100]. Это указывает на то, что механизмы пластического деформирования и разрушения металлов и сплавов вблизи предельного состояния их наноструктур должны быть сходны с аналогичными механизмами в аморфных сплавах. Отсюда видно, что трудности описания прочностных свойств аморфных металлов и сплавов автоматически распространяются на значительную часть наноструктурированных материалов (рентгеноаморфных металлов, керамик, композитов и т.п.), характеризуемых размером нанокристаллитов й< 10 нм.

Существует и другая сторона рассматриваемой проблемы. Между температурами солидуса и ликвидуса стали и сплавы находятся в так называемом твердо-жидком состоянии, представляющем собой механическую смесь твердой и жидкой фаз [101]. Такие же состояния могут возникать и при более низких температурах, в присутствии примесей Б, Р и т.п., образующих с металлом легкоплавкие эвтектики [1, 61, 102]. Как правило, прочность твердожидких металлов падает по сравнению с их прочностью в ближайших к ним твердых состояниях (красноломкость, околосолидусная хрупкость и т.п. [103, 104]), поэтому эти явления считаются вредным для материалов и конструкций, работающих в области повышенных температур. Определенные трудности они представляет и для осуществления процессов высокотемпературной механической обработки сталей и сплавов [1,61, 103, 104].

Проблемы физической интерпретации явлений потери прочности твердожидких металлических систем находятся на стыке теорий прочности жидкой и твердой фаз. Совокупности концепций и методов современной теории фазовых превращений явно недостаточно для решения этих проблем, поскольку в них не учитываются явления, связанные с процессами пластического деформирования твердой фазы. В то же время в теории прочности твердой фазы отсутствуют методы исследования прочностных свойств жидкой фазы и особенностей ее взаимодействия с твердым телом на микроскопическом уровне.

4. Проблема учета критических состояний при пластическом деформировании и разрушении вещества

Высокие значения растягивающих механических нагрузок наряду со значительным понижением температур фазовых переходов могут вызвать в твердой фазе ряд критических явлений. Из общих физических соображений ясно, что для любого материала существует определенное значение величины внешней растягивающей силы, выше которой кристаллическая структура становится абсошотно неустойчивой. Это значение близко к пределу теоретической прочности [52]. Вблизи этого предела кристаллическая структура материала перестает существовать и разрушается практически мгновенно.

Для примера, рассмотрим вариант потери устойчивости кристаллической решетки при высоких гидростатических растягивающих напряжениях. При давлении р и абсолютной, температуре Т величина плотности равновесных вакансий определяется выражением [52, 105,106]: е(с+ри)Ш' /(1 - е-(с+ро)'кт). (2)

Здесь £ — энергия образования вакансии, о — объем вакансии, к — постоянная Больцмана.

Из этой формулы видно, что при критическом давлении рс=-е/и (3) концентрация вакансий становится бесконечно большой для любого значения температуры Т вплоть до абсолютного нуля. Полагая для железа и сталей е & 2.2-10-19 Дж («1.4 эВ), и « 10 ~29 м3, получим рс ~ -2.2-1010 Па. В сталях эта нагрузка легко может быть создана под вершиной плоского скопления из (20-Ч-0) краевых дислокаций при запирающем напряжении, о близком к макроскопическому пределу разрушения таких материалов сгв л* (5-4 5)-10 Па. Такой же величины может достигать гидростатическая нагрузка вблизи деформационных разрывов стенок из краевых дислокаций, в местах столкновения дислокационных скоплений, движущихся навстречу друг другу в пересекающихся или параллельных плоскостях скольжения и т.п. [27, 42, 44-48].

Очевидно, что задолго до достижения давлением р своего критического значения ра кристаллическая решетка становится абсолютно неустойчивой к сохранению дальнего порядка. Действительно, вакансии всегда увеличивают свободный объем материала, а в твердой фазе эта величина не может быть слишком большой. Хорошо известно, что при значениях 0.01 <cv <0.1 величина свободного объема в конденсированном веществе уже соответствует жидкому состоянию, а при с„ > 0.1 свободный объем тела становится настолько большим, что вещество может существовать только в газообразном виде [95-99]. При критическом же давлении рс и вблизи него величина cv со, а величина свободного объема оказывается неизмеримо больше суммарного объема всех атомов: Vос. Таким образом, не только кристаллическая решетка, но и конденсированное состояние вещества уже не могут существовать в некоторой области давлений, превышающих критическое значение рс.

Важным для рассматриваемой проблемы является то, что плотность большинства жидких фаз в критической точке Тс примерно в два раза ниже плотности жидкости при, нормальных условиях [52]. Это означает, что при плотности вакансий cv« 0.5 свободный объем вещества будет сравним со свободным объемом его агрегатных состояний, достигаемых в критической точке. Более того, как следует из формулы (2), подобные состояния вещества оказываются возможными в любом другом интервале температур, расположенном ниже Тс и даже вблизи абсолютного нуля.

Рассмотренный пример указывает на реальную достижимость области абсолютной потери устойчивости деформируемой кристаллической решетки как структуры, обладающей дальним порядком. Однако, область критических состояний при деформировании твердой фазы в реальности значительно шире. Критические явления могут быть связаны не только с полным разрушением дальнего порядка в кристаллических решетках, но и с преобразованиями симметрии решеток или их отдельных фрагментов. Например, экспериментально обнаружено, что при пластическом деформировании могут протекать явления деформационного старения твердых растворов [1]. Они связаны с процессами распада (расслоения) растворов на смесь различных фаз. Из теории фазовых превращений известно, что при определенных условиях процесс расслоения может трансформироваться в спинодальный распад [6, 7, 107, 108]. Это явление интерпретируется как переход твердого раствора из области метастабильных состояний высокотемпературной фазы в область абсолютно неустойчивых ее состояний. Спинодальный распад обнаружен у большого количества сталей и сплавов [107]. Таким образом, совокупность критических явлений, сопровождающих процессы пластического деформирования металлов оказываются достаточно широкой, и эксперименты подтверждают это.

Известно например, что при плавных изменениях внешних условий физические свойства некоторых сталей и сплавов могут резко и существенно изменяться. Если эти изменения относятся к величине разрушающего напряжения и пластическим свойствам материала, вызывающее их явление принято называть вязко-хрупким переходом [1, 44, 61]. Такие переходы возникают во многих металлических системах при различных температурах. Одной из отличительных особенностей вязко-хрупкого перехода является аномально широкий разброс экспериментальных данных в окрестности температуры перехода [44]. В теории прочности твердого тела нет физически обоснованных концепций, позволяющих объяснить на атомарном уровне явления, связанные с резкими изменениями прочностных свойств материалов и аномальным разбросом экспериментальных данных. Действительно, основной этап предварительной подготовки процесса разрушения в теории прочности интерпретируется как постепенное накопление структурных повреждений кристаллической решетки под действием внешней силы [39, 46, 109]. Однако, если отвлечься от всегда имеющей место плавной эволюции дефектной структуры в процессе деформирования, резкие изменения прочностных свойств материала при вязко-хрупком переходе можно связать с критическими явлениями, вызванными действием внешних механических напряжений. Обоснование этого предположения состоит в следующем.

Известно, что фазовые превращения могут существенно изменять структуру вещества и, следовательно, приводить к значительным изменениям его структурно чувствительных свойств. Однако, не все эти превращения могут обеспечить резкое изменение свойств материала. Фазовые переходы 1-го рода обладают достаточно плавной кинетикой и характеризуются широкой областью превращений при изменении внешних условий. Это связано с возможными эффектами переохлаждения и перегрева фаз [83]. Наиболее резкие изменения свойств материалов происходят при фазовых переходах Н-го рода и критических явлениях. Эти явления характеризуются отсутствием метастабильных состояний и всегда протекают глобально во всем объеме и только в момент пересечения фазой границ области своего существования [2-8, 83]. Важной особенностью этих явлений являются аномально большие флуктуации термодинамических параметров материала. Такие флуктуации возникают в системе задолго до пересечения границ области абсолютно неустойчивых состояний и аномально возрастают вблизи этих границ [2-8, 83, 110-117]. Это означает, что при измерении механических характеристик материалов вблизи области абсолютной неустойчивости кристаллической решетки, разброс экспериментальных точек будет аномально широк из-за флуктуаций термодинамических параметров вещества.

Таким образом, привлечение методов теории критических явлений к решению проблемных задач теории прочности могло бы оказаться не только полезным, но и необходимым. Однако, в современной теории прочности, возможность возникновения критических явлений при деформировании материалов обычно не рассматривается, несмотря на то, что особенности поведения металлов и сплавов при вязко-хрупком переходе известны давно и ясно указывают на критический характер этого перехода [1, 42, 44, 45, 61].

5. Проблема «закритических» состояний твердых растворов

В термодинамической теории устойчивости фаз принимается, что фазовый переход может произойти, если соблюдены определенные термодинамические неравенства [54, 83]. Однако, фазовый переход по своей природе является чисто кинетическим процессом и может быть осуществлен только в том случае, когда имеется определенный кинетический механизм перевода вещества из одной фазы в другую. Если же такой механизм отсутствует, фазовый переход становится невозможным даже если все термодинамические условия для его осуществления выполнены полностью. При фазовых переходах 1-го рода в этих случаях возникают явления сильного переохлаждения (перегрева) исходной фазы и перехода ее в метастабильные состояния. Более сложные процессы возникают при фазовых переходах П-го рода. В этом случае существование метастабильных фаз запрещено и явления переохлаждения (перегрева) становятся невозможными.

В качестве примера приведем процессы упорядочения твердых растворов, нестехиометрического состава или явления расслоения твердых растворов в низкотемпературной области. Единственным кинетическим механизмом, осуществляющим эти процессы является диффузионный массоперенос. Однако, если температура фазового перехода окажется слишком низкой, диффузия будет «заморожена» и термодинамической системе будет трудно найти какой-либо иной кинетический механизм для релаксации к равновесному состоянию.

Если температуру раствора понижать далее, состояние высокотемпературной фазы формально может быть переведено на спинодаль и даже под спинодаль. Технических причин, препятствующих этому процессу обычно не существует, поскольку понижение температуры вблизи комнатных температур всегда легко осуществимо. Однако, под спинодалью существование высокотемпературной фазы полностью запрещено с термодинамической точки зрения. Ясно, что во всех подобных случаях возникает проблема определения условий и форм существования вещества под спинодалью расслоения, а также корректного описания его свойств в-таких условиях. Можно предположить, что в области фазовой диаграммы, расположенной под спинодалью, высокотемпературная модификация твердого раствора будет находиться в некотором сильно неравновесном состоянии. Условно назовем его «закритическим» состоянием. Свойства таких состояний пока не изучены, но нет сомнений, что физические характеристики вещества в этих условиях могут быть далеки от равновесных значений, а условия существования высокотемпературной фазы под спинодалью будут определяться уже не термодинамическими неравенствами, а кинетическим механизмом релаксации к устойчивому состоянию . Отсюда следует, что в таких особых случаях, понятие устойчивости фаз и методы ее исследования должны быть соответствующим образом пересмотрены.

Очевидно также, что «закритические» состояния твердых растворов легко осуществимы на практике не только в процессах медленного охлаждениях при положении спинодали в области низких температур, но и в тех случаях когда охлаждение раствора производится с большими скоростями при положении спинодали в области средних и высоких температур. Это следует из того, что процессы диффузионного перераспределения атомов в твердой фазе являются достаточно инерционными, а скорости охлаждения материалов можно регулировать в широких пределах.

Интерес к «закритическим» состояниям легко понять если учесть, что практически все твердые растворы при понижении температуры либо испытывают расслоение, либо упорядочиваются. Такое поведение является следствием известной теоремы Нернста о свойствах термодинамических систем вблизи абсолютного нуля температур [83]. Это означает, что «закритические» состояния твердых растворов могут иметь достаточно широкое распространение на практике, поскольку при правильном подборе скорости охлаждения высокотемпературную фазу практически любого твердого раствора формально можно всегда перевести под спинодаль еще до начала каких-либо заметных последствий диффузионного массопереноса.

В связи с этим подчеркнем одну особенность процессов деформирования металлов вблизи температур фазовых переходов. Механические воздействия приводят к изменениям положения границ существования фаз, а значит и к изменениям положения спинодалей твердых растворов на равновесной диаграмме фазовых состояний. Таким образом, при деформировании твердых растворов «закритические» состояния могут возникать при достаточно резких изменениях механической нагрузки. Влияние процесса деформирования на структурно-фазовый состав и прочностные свойства материалов может оказаться значительно более существенным, чем любое понижение температуры вещества. Это объясняется тем, что скорости изменения механических нагрузок в большинстве случаев намного превышают предельно достижимые скорости охлаждения материалов.

6. Проблема диффузионного массопереноса при интенсивном пластическом деформировании металлов и сплавов

Отдельного обсуждения требуют проблемы, связанные с особенностями диффузионного массопереноса при структурно-фазовых превращениях и пластическом деформировании вещества в твердом состоянии.

Диффузия всегда являлась предметом общего рассмотрения физики фазовых переходов и физики прочности. С одной стороны, она представляет собой один из основных кинетических механизмов, осуществляющих процессы фазовых превращений в сталях и сплавах [53, 110]. С другой стороны, диффузионный массоперенос является одним из способов реализации процессов вязкопластического деформирования материалов и релаксации внутренних напряжений [42, 44, 50, 57]. Существует и обратная связь, поскольку диффузия является структурночувствительным процессом. Изучено большое многообразие диффузионных путей распространения атомов в твердой фазе: диффузия по объему [117119], диффузия по скоплениям статических дефектов определенного вида [117-120], диффузия в неравновесных потоках вакансий [71, 72] и т.д. Это означает, что диффузионные процессы оказываются зависимыми от процессов структурно-фазовых превращений и пластического деформирования.

Таким образом, исследование процессов структурно-фазовых превращений при пластическом деформировании и разрушении материалов невозможно в отрыве от рассмотрения соответствующих проблем теории диффузионного массопереноса.

Экспериментально установлено при пластическом деформировании объемных и нанокристаллических материалов происходит значительное усиление процессов диффузии [118]. Во многих случаях это усиление столь велико, что одними только структурными изменениями в дефектной подсистеме металла его объяснить невозможно. В связи с этим был поставлен вопрос о влиянии действия механических напряжений на диффузионные процессы при деформировании сплавов [121-126]. Поскольку это явление непосредственно связано с процессами высокотемпературной ползучести и проблемой стабильности структурно-фазового состава материалов и конструкций при эксплуатации в условиях повышенных температур и механических нагрузок, его изучение было вызвано не только научными, но и практическими интересами.

К настоящему времени теоретически обоснованы и экспериментально изучены многие аспекты влияния гидростатической составляющей напряжений на процессы диффузии [36, 117-119, 123-126]. Показано, что величина давления влияет на энергию активации процесса диффузии, а градиент давления является движущей силой процесса массопереноса. Эти выводы являются следствием прямой связи давления с химическим потенциалом диффундирующих атомов.

При описании явлений диффузионного массопереноса в условиях действия чисто сдвиговых механических напряжений такой подход сталкивается с определенными трудностями. Причина в том, что сдвиговые компоненты напряжений не могут быть введены в химический потенциал атомов в виде корректно определенной линейной формы. Косвенно это указывает на то обстоятельство, что при наложении сдвиговых напряжений состояние вещества становится неравновесным. Действительно, сдвиговые компоненты напряжения не включены ни в одну из диаграмм равновесных фазовых состояний какого-либо вещества [101].

Поскольку процессы диффузии при сдвиговых напряжениях все же наблюдаются экспериментально в виде явлений диффузионной ползучести, рядом авторов были предложены различные методы описания этого явления [36, 125]. В этих работах был предложен способ описания диффузионной ползучести в предположении, что гидростатическую нагрузку на внешних поверхностях материала можно заменить понятием, нормального напряжения. В рамках этого подхода различия в нормальных напряжениях на разных фрагментах внешней поверхности интерпретировались как неоднородности в распределении давления. В результате делался вывод о возникновении диффузионных потоков в сторону меньшей величины нормальной нагрузки. Описанный метод нельзя признать последовательным, поскольку он связывает диффузионные потоки в объеме вещества с неоднородностью граничных условий и не затрагивает физических особенностей влияния сдвиговых напряжений на диффузионный массоперенос внутри материала. Физически более последовательный подход к проблеме разрабатывался в работах [124]. Автором поставлена общая задача влияния напряженного состояния вещества на энергию активации процесса диффузии, включая влияние сдвиговых напряжений. К сожалению, полное решение этой сложной задачи пока еще далеко до завершения и многие вопросы остаются открытыми.

В заключение отметим, что в последние десятилетия наблюдается широкое внедрение прямых методов теории фазовых превращений непосредственно и в теорию дефектов кристаллической решетки. Оно основано на наблюдающихся экспериментально явлениях самоорганизации в дефектной подсистеме при пластическом деформировании кристаллов. Действительно, по мере увеличения пластической деформации количество дислокаций в кристаллической решетке неуклонно увеличивается. Интенсивное и дальнодействующее взаимодействие между ними повышает потенциальную энергию системы. Стремление же деформированной системы к более устойчивым формам существования приводит к перегруппировкам в дефектной подсистеме. В результате на множестве дислокаций возникают вполне упорядоченные структуры, соответствующие более устойчивым состояниям деформированной кристаллической решетки. Некоторые из таких структур имеют устойчивые признаки и носят универсальный характер (полигонизированные, ячеистые структуры и т.п.). В таких случаях, по аналогии с методами теории фазовых переходов, возникает возможность введения ряда определенных структурных параметров (параметров порядка), с помощью которых осуществляется математическое описание структурных изменений в дислокационных ансамблях [20, 49]. Так как дислокации являются неравновесными дефектами, это означает, что указанные методы направлены на описание ограниченного круга структурных переходов в неравновесных деформируемых системах [20, 49]. Поскольку это направление исследований носит достаточно специфический характер и не связано непосредственно с фазовыми превращениями, далее оно рассматриваться не будет.

Представленный выше анализ проблем, возникающих на стыке теории прочности твердых тел и теории фазовых превращений позволяет предположить, что в настоящее время-существуют веские основания для совместного решения широкого круга общих задач, относящихся к исследованию структурно-фазовых состояний, возникающих при пластическом деформировании и разрушении конденсированных сред.

ЦЕЛЬ РАБОТЫ

Исследование процессов агрегатных превращений при пластическом деформировании и разрушении сталей и сплавов, анализ критических явлений, возникающих при деформировании металлов, исследование особенностей процесса диффузионного массопереноса при структурно-фазовых превращениях и пластическом деформировании металлических систем.

Для реализации этих целей в работе решались следующие ЗАДАЧИ:

1. Построение моделей и математическое описание процессов взаимодействия фрагментов жидкой фазы с деформируемым твердым телом. Физическая интерпретация эффекта Ребиндера, явлений красноломкости и околосолидусной охрупчиваемости сталей и сплавов.

2. Разработка модели конкуренции процессов сверхпластичности и охрупчиваемости в околосолидусной области деформирования сталей и сплавов.

3. Анализ области абсолютно неустойчивых состояний жидкой фазы и твердо-жидких композиционных материалов на основе металлов и сплавов.

4. Анализ вкладов деформационно-индуцированных структурно-фазовых превращений в ускорение диффузионного массопереноса в наноструктурированных металлах и сплавах.

5. Оценка влияния сдвиговых напряжений на интенсивность диффузионного массопереноса в твердой фазе.

6. Разработка моделей пластического деформирования и разрушения наноструктурированных и аморфных материалов.

7. Разработка методов расчета диаграмм равновесных агрегатных состояний металлов и сплавов при растягивающих механических нагрузках.

8. Разработка моделей процесса формирования первичных очагов разрушения при пластическом деформировании и модели процесса формирования поверхности излома при усталостном разрушении металлов и сплавов.

9. Анализ критических состояний сплавов в области спинодального распада. Физическая интерпретация процессов хрупко-вязкого перехода, хладноломкости и отпускной хрупкости твердых растворов в металлах.

10. Исследование критических явлений при электрохимическом наводораживании и электролитической коррозии металлов.

АКТУАЛЬНОСТЬ РАБОТЫ

Физика фазовых превращений и физика прочности материалов являются важными и наиболее востребованными дисциплинами современного естествознания. Их достижения и методы используются в различных отраслях науки и техники. На их основе базируется современное материаловедение, производство орудий труда, бытовых и ювелирных изделий и т.п.

Формулировка целей и постановка задач в диссертационной работе направлены на развитие методов исследования процессов, являющихся общим предметом изучения теории прочности твердых и теории фазовых превращений. Полученные результаты расширяют возможностей этих дисциплин и имеют важное научное и прикладное значение

НАУЧНАЯ НОВИЗНА

1. Проведен анализ нерешенных проблем, находящихся на стыке теории фазовых превращений и теории прочности.

2. Установлено, что пластическое деформирование и разрушение металлов индуцируют ряд структурно-фазовых превращений, связанных с изменениями агрегатного состояния вещества, распадом твердых растворов и критическими явлениями.

3. Построены модели и определены механизмы деформационно-индуцированных структурно-фазовых превращений в металлах и сплавах.

4. Установлено, что существует широкий круг критических явлений, связанных со специфическими «закритическими» состояниями высокотемпературной фазы расслаивающихся твердых растворов. Определены области «закритических» состояний на диаграммах фазовых равновесий.

5. Показано, что на основе теории деформационно-индуцированных структурно-фазовых превращений может быть построена корректная теория разрушения металлов и сплавов.

6. Определены механизмы аномально быстрого диффузионного массопереноса при деформировании металлов.

ПРАКТИЧЕСКАЯ ЗНАЧИМОСТЬ

1. Предложенные в работе механизмы и модели пластического деформирования и разрушения жидко-твердых металлических систем могут быть использованы в различных: областях цветной и черной металлургии, обработки металлов давлением, в технологии изготовления и конструирования машин и механизмов, работающих при экстремально высоких температурах, для прогнозирования природных и техногенных катастроф, возникающих в условиях высокотемпературных воздействий.

2. Практическое использование моделей и механизмов ускоренного диффузионного массопереноса при механических воздействиях может значительно повысить эффективность применения методов химико-термической обработки металлов и расширить технологические возможности получения различных материалов.

3. Многоуровневая модель процессов пластического деформирования и разрушения нанокристаллических и аморфных материалов открывает практические возможности прогнозирования структурно-фазового состава и механические свойства этих материалов в различных условиях термомеханических воздействий.

4. Модели и механизмы процессов структурно-фазовых превращений и критических явлений, протекающих при зарождении и развитии первичных очагов разрушения в металлах, позволяют значительно расширить круг задач экспериментальных исследований в материаловедении.

5. Предложенные в работе модели вязко-хрупкого перехода, хладноломкости, околосолидусной хрупкости, отпускной хрупкости, красноломкости и водородной хрупкости твердых растворов позволяют глубже понять процессы и механизмы формирования прочностных свойств металлов и сплавов и расширяют возможности использования этих явлений во многих отраслях науки и производства.

ЗАЩИЩАЕМЫЕ ПОЛОЖЕНИЯ

1. Модели и механизмы структурно-фазовых превращений и критических явлений при пластическом деформировании и разрушении конденсированных металлических систем, содержащих фрагменты жидких и твердых фаз.

2. Модели и механизмы аномально ускоренных процессов диффузионного массопереноса при механических воздействиях в средах со структурно-фазовыми превращениями.

3. Многоуровневая модель процессов пластического деформирования и разрушения нанокристаллических и аморфных материалов.

4. Модели и механизмы структурно-фазовых превращений и критических явлений при зарождении и развитии очагов разрушения в пластически деформируемых твердофазных металлических системах.

5. Модели и механизмы процессов усталостного разрушения.

6. Модели и механизмы критических явлений в расслаивающихся твердых растворах.

7. Модели и механизмы вязко-хрупкого перехода, хладноломкости и отпускной хрупкости сталей и сплавов, а также и водородной хрупкости нанокристаллических систем, на основе железа при электрохимической коррозии.

ЛИЧНЫЙ ВКЛАД АВТОРА заключается в формулировке проблем, постановке цели и задач исследования, в разработке моделей и механизмов исследуемых процессов, в разработке теоретических методов решения поставленных задач, в получении и интерпретации основных результатов, в формулировке основных выводов.

АПРОБАЦИЯ РАБОТЫ

• Всесоюзный симпозиум «Повышение износостойкости деталей машин обработкой концентрированными источниками энергии», Звенигород, 1985;

• Всесоюзная конф. «Современные методы исследования в металловедении», Устинов, 1985;

• 1, 2, 3, 4, 5 Российская университетско-академическая научно-практическая конф., Ижевск, 1993,1995, 1997,1999,2001;

• 14, 15 Междун. конф. «Физика прочности и пластичности материалов», Самара, 1995, Тольятти, 2003;

• 1, 2, 3 Междун. конф. «Микромеханизмы пластичности, разрушения и сопутствующих явлений», Тамбов, 1996,2000, 2003;

• 11 зимняя школа по механике сплошных сред, Пермь, 1997;

• 4 Междунар. семинар «Структурные основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий», Обнинск, 1997;

• Всерос. конф. «Применение ядерно-физических методов в магнетизме и материаловедении», Ижевск, 1998;

• Intern. Confer, on Colloid Chemistry and Physical-Chemical Mechanics, Moskow, 1998;

• 14 Уральская школа металловедов-термистов «Фундаментальные основы физического металловедения перспективных материалов», Ижевск, 1998;

• 33, 35, 36, 38 семинары, 44 конф. «Актуальные проблемы прочности», Новгород, 1997, Псков, 1999, Витебск (Беларусь), 2000, 2004; Вологда, 2005;

• 4, 5, 6 Мсжд. симпозиум «Современные проблемы прочности», Старая Русса, 2000, 2002, 2003;

• Intern. Sem. «Scaning probe microscopy», Nizhny Novgorod, 2001, 2002;

• Intern. Confer. Fundamental Bases of Mechanochemical Technologies, Novosibirsk, 2001;

• 6 Междун. школа-семинар «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах. Компьютерное моделирование» Барнаул, 2002;

• 9 Междун. семинар «Дислокационная структура и механические свойства металлов и сплавов» Екатеринбург, 2002;

• Всерос. конф. «Дефекты структуры и прочность кристаллов», Черноголовка, 2002;

• Междун. зимняя школа по теоретической физике «Коуровка-2002», Кунгур, 2002;

• Russia-China Seminar "Fundamental problems and modern technologies of material science" Barnaul, 2002;

• Intern. Confer, on Mechanochemistry and Mechanical Alloying., Braunshweig (Germany), 2003;

• 27 Междун. конф. «Актуальные проблемы прочности», Калуга, 2004;

• 3 Междун. конф. «Фазовые превращения и прочность кристаллов», Черноголовка, 2004;

• 7 Всерос. конфер. «Физико-химия ультрадисперсных (нано-) систем», Ершово. Московская обл., 2005;

• 5 Междун. конф. по механохимии и механическому сплавлению "INCOME 2006". Новосибирск, 2006;

• 1 Междун. конф. «Деформация и разрушение материалов». Москва, 2006.

• 2 Всерос. конф. по наноматериалам «НАНО-2007». 4 Рос.-Белорус, междун. семинар «Наноструктурные материалы-2007», Новосибирск. 2007;

• 4 Всерос. конф. «Необратимые процессы в природе и технике», Москва, 2007;

• 5 Междун. научная конф. «Прочность и разрушение материалов и конструкций». Оренбург, 2008;

• 1 междун. Междисциплинарный симпозиум «Физика низкоразмерных систем и поверхностей» Ростов-на-Дону, 2008;

• 11 Междун. конф. «Дислокационная структура и механические свойства металлов и сплавов», Екатеринбург, 2008;

• 5 Междун. междисциплинарный симпозиум "Прикладная синергетика в нанотехнологиях", 2008;

• 1, 2 Междун. междисциплинарный симпозиум «Плавление и кристаллизация металлов и оксидов», Ростов-на-Дону, 2007, 2009;

• 9, 10, 11, 12 Междун. симпозиум «Фазовые превращения в минералах и сплавах (ОМА)», Ростов-на-Дону, 2006, 2007, 2008, 2009;

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ РАБОТЫ изложены в 82 публикациях.

СТРУКТУРА И ОБЪЕМ ДИССЕРТАЦИИ

Диссертация состоит из введения, 4-х глав, 3-х приложений на 8 стр., заключения и списка литературы из 500 наименований. Объем диссертации - 390 стр., включая 85 рис.

ВЫВОДЫ ПО РЕЗУЛЬТАТАМ РАБОТЫ

1. Интенсивное пластическое деформирование может вызывать ряд структурно-фазовых превращений и критических явлений, существенно влияющих на физико-механические свойства металлов и сплавов.

2. Наиболее значимыми деформационными превращениями, определяющими прочностные свойства металлов и сплавов, являются агрегатные превращения, процессы распада твердых растворов и сопровождающие их критические явления.

3. Интенсивное механическое воздействие в значительной мере определяет кинетику диффузионного массопереноса в металлах и сплавах.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

В работе построена теория структурно-фазовых превращений и критических явлений, протекающих при интенсивном пластическом деформировании и разрушении металлов и сплавов.

1. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов. М.: Металлургия, 1986. - 479 с.

2. Изюмов Ю.А., Сыромятников В.Н. Фазовые переходы и симметрия кристаллов. М.:Наука, 1984. 248 с.

3. Гуфан Ю.М. Структурные фазовые переходы. М.: Наука, 1982. 304 с.

4. Брус А., Каули Р. Структурные фазовые переходы. М.: Мир, 1984. 408 с.

5. Вакс В.Г., Зиненко В.И. Шнейдер В.Е. Микроскопические теории структурных фазовых переходов типа порядок-беспорядок в кристаллах// УФН. 1983. - Т. 141, №4. - С.629-673.

6. Кристиан Дж. Теория превращений в металлах и сплавах. 4.1. Термодинамика и общая кинетическая теория. М.: Мир, 1978. 806 с.

7. Физическое металловедение. Т.2. Фазовые превращения в металлах и сплавах и сплавы с особыми физическими свойствами/под редакцией Канна Р.У., Хаазена П.Т. М.: Металлургия, 1987. 624 с.

8. Струков Б.А., Леванюк А.П. Физические основы сегнетоэлектрических явлений в кристаллах. М.: Наука, 1983. 240 с.

9. Курдюмов Г.В. Явления закалки и отпуска сталей. М.: Металлургиздат, 1960. 64 с.

10. Курдюмов В.Г., Утевский Л.М., Энтин Р.И. Превращения в железе и стали. М: Наука, 1977. 238 с.

11. Ройтбурд А. Л. Современное состояние теории мартенситных превращений. Несовершенства кристаллического строения и мартенситные превращения. М.: Наука, 1972. С. 7-32.

12. Ройтбурд А.Л., Эстрин Э.П. Мартенситные превращения//Итоги науки и техники. Металловедение и термическая обработка. М.: ВИНИТИ, 1970. С.5-102.

13. Косенко Н.С., Ройтбурд А.Л., Хандрос Л.Г. Влияние внешнего напряжения на термодинамику и структуру продуктов мартенситного превращения/ Мартенситные превращения: доклады междун. конферен. "1СОМАТ 77". Киев: Наукова Думка, 1978. -С.74-78.

14. Сагарадзе В.В. Деформационно-индуцированные фазовые превращения и их влияние на структуру и свойства сплавов/Новые перспективные материалы и новые технологии. Екатеринбург: УрО РАН, 2001. С. 158-195.

15. Хорстхемке В., Лефевр Р. Индуцированные шумом переходы. Теория и применение в физике, химии, биологии. М.: Мир, 1987.- 400 с.

16. Хакен Г. Синергетика. Иерархия неустойчивостей в самоорганизующихся системах и устройствах. М.: Мир, 1985. 423 с.17.18,19.20,21,22,23,24,25.