Закономерности нанокристаллизации при мегапластической деформации аморфных сплавов на основе железа тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

4

ПЛОТНИКОВА Маргарита Романовна

ЗАКОНОМЕРНОСТИ НАНОКРИСТАЛЛИЗАЦИИ ПРИ МЕГАПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ АМОРФНЫХ СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ ЖЕЛЕЗА

Специальность 01.04.07 - «Физика конденсированного состояния»

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание учёной степени кандидата физико-математических наук

О 3 ОЕЗ 2011

Москва-2011

4853796

Работа выполнена в ФГУП «Центральный научно-исследовательский институт чёрной металлургии им. И.П. Бардина», Национальном исследовательском технологическом университете «МИСиС».

Научный руководитель: доктор физико-математических наук, профессор

Глезер Александр Маркович

Официальные оппоненты: член-корреспондент РАН, доктор технических

наук, профессор Карпов Михаил Иванович

доктор физико-математических наук, профессор Штанский Дмитрий Владимирович

Ведущая организация:

Институт радиотехники и электроники им. В.А. Котельникова РАН

Защита состоится 16 февраля 2011 г. в 14 часов на заседании диссертационного совета Д217.035.01 при ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина» по адресу: 105005, г. Москва, 2-я Бауманская ул., д. 9/23.

Отзывы в двух экземплярах, заверенные печатью, направлять по адресу: 105005, Москва, 2-я Бауманская ул., д. 9/23.

С диссертацией можно ознакомиться в технической библиотеке ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П.Бардина», с авторефератом на сайте www.cherinet.net.

Автореферат разослан 14 января 2011 г. Учёный секретарь

диссертационного совета Д217.035.01,

доктор технических наук Н.М. Александрова

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы. В последние годы всё возрастающее внимание исследователей привлекает возможность существенного повышения физико-механических свойств металлических материалов путём использования сверхвысоких пластических (мегапластических) деформаций. Одним из распространённых способов создания гигантских степеней деформации является кручение под давлением в камере Бриджмена. Формирующиеся при столь гигантских деформациях структурные состояния весьма необычны и трудно предсказуемы. В особой степени это относится к появившимся сравнительно недавно экспериментам по мегапластической деформации (МПД) аморфных сплавов (АС), в результате которой формируется нанокристаллическое состояние.

Существует несколько методов получения металлических сплавов с аморфной структурой. Наиболее распространенным среди них является метод быстрой закалки из расплава на вращающемся барабане (спиннингование), позволяющий получать аморфные сплавы в широком интервале составов и физико-механических свойств.

Представляется весьма перспективным реализовать комбинированное воздействие закалки из расплава и мегапластической деформации для получения новых наноструктурных состояний и, как следствие, перспективных физико-механических свойств. Понимание природы и характера структурных и фазовых изменений, происходящих в материале, подвергающемуся МПД, является необходимым для создания нового класса материалов с улучшенными свойствами.

Цель и задачи исследования. Основной целью настоящей работы был анализ фазовых и структурных превращений в аморфных и нанокристаллических сплавах на основе железа в условиях различных температур и величин деформации при интенсивном сдвиге под давлением.

Для достижения указанной цели решались следующие задачи:

1.Установить структурные особенности выделения кристаллических фаз в процессе мегапластической деформации аморфных сплавов ЫцдРемСо^ВюБь, Ре5(№зВ17, Ре^^В,?, Ре^СгиВи, Ре^ЪзВ,!^^, в зависимости от температуры и степени деформации.

2. Определить морфологию полос сдвига, формирующихся на различных стадиях мегапластической деформации аморфных сплавов и провести анализ природы образования нанокристаллов в полосах сдвига.

3.Выявить влияние структуры, формирующейся на различных этапах мегапластической деформации, на механические свойства ферромагнитных аморфных сплавов.

4. Подобрать оптимальные режимы деформационной обработки для повышения магнитных и прочностных характеристик модельных и промышленных аморфных сплавов.

Научная новизна.

1.Впервые установлены основные закономерности изменения структуры и физико-механических свойств аморфных сплавов в результате мегапластической деформации при кручении под давлением в камере Бриджмена.

2. Обнаружено, что термически активируемые процессы нанокристаллизации в условиях мегапластической деформации могут реализоваться при криогенных (77 К) температурах.

3. Обнаружено аномальное изменение механических и магнитных характеристик на стадии предвыделения нанокристаллов.

4.Обнаружен эффект изменения характера нанокристаллизации по мере увеличения мегапластической деформации от гетерогенного к гомогенному. Предложен структурный механизм этого явления, связанный с самоторможением и делокализацией полос сдвига, распространяющихся в аморфной матрице.

Основные научные положения, выносимые на защиту.

1.Нанокристаллизация аморфных сплавов на основе железа в процессе мегапластической деформации протекает в сильно локализованных полосах сдвига и обусловлена высоким уровнем действующих напряжений и локальным повышением температуры.

2.Нанокристаллизация аморфных сплавов имеет место в процессе деформации в камере Бриджмена как при комнатной (298 К), так и при криогенной (77 К) температурах. Наблюдается ограничение размера продуктов кристаллизации (до 20 нм), обусловленное эффектом деформационного растворения.

3.Критический порог деформации, при котором происходит смена пластического течения с гетерогенного на гомогенный, а также средний

размер и объемная плотность нанокристаллов зависят от химического состава аморфного сшшва и температуры мегапластической деформации.

4. Аморфное состояние обнаруживает тенденцию к переходу при мегапластической деформации в нанокристаллическое состояние, а кристаллическое состояние- в аморфное.

5. В процессе мегапластической деформации происходит делокализация полос сдвига и переход от сильно локализованного характера нанокристаллизации к гомогенному по всему объему аморфной матрицы.

6. На ранних стадиях мегапластической деформации происходят процессы внутрифазового расслоения аморфной «фазы», которые приводят к аномальному изменению механических и магнитных характеристик ферромагнитных сплавов.

Практическая ценность работы. На основании проведенного исследования предложены режимы деформационной обработки, существенно повышающие намагниченность насыщення и твёрдость ряда изученных аморфных сплавов. Предложен метод ' построения параметрических магнитомеханических петель, которые позволяют выбрать режим мегапластической деформации для получения оптимального сочетания магнитных и прочностных характеристик. Предложен способ обработки магнитно-мягких ферромагнитных материалов с целью повышения намагниченности насыщения аморфных сплавов. Способ защищён патентом РФ.

Апробация работы. Результаты работы докладывались и обсуждались на следующих международных и всероссийских конференциях: III Международная школа по физическому материаловедению. "Наноматериалы технического и медицинского назначения". Россия, г. Тольятти, 24 - 28 сентября 2007 г; IV Евразийская научно-практическая конференция Прочность неоднородных структур "ПРОСТ-2008". Россия, г. Москва, 8-10 апреля 2008 г; 8-ой Международный симпозиум хорватского металлургического общества Материалы металлургии. "SHMD-2008". Хорватия, г. Шибеник,.22 - 26 июня 2008 г; 4-я Международная конференция по наноматериалам, полученным интенсивной пластической деформацией "NanoSPD4". Германия, г. Гослар, 17-23 августа 2008 г; V Международная конференция "Фазовые превращения и прочность кристаллов". Россия, г. Черноголовка, 17-21 ноября 2008г; III Всероссийская конференция по наноматериалам "НАН02009". Россия, г. Екатеринбург, 20 - 24 апреля 2009

г; 2-й Международный симпозиум Объёмные наноструктурные материалы: от науки к инновациям "ВКМ-2009". Башкортостан, г. Уфа, 22 - 26 сентября 2009 г; XIX Петербургские чтения по проблемам прочности. Россия, г. Санкт-Петербург, 13 - 15 апреля 2010 г; 9-й Международный симпозиум хорватского металлургического общества Материалы металлургии "ЗНМБ-2008". Хорватия, г. Шибеник, 20 - 24 июня 2010 г; 3-я Международная конференция "Теоретические и прикладные аспекты влияния внешних полей на материалы". Китай, г. Шенжен, 26-28 мая 2010 г.

Публикации. По результатам работы опубликовано 4 статьи, 1 патент, 12 тезисов докладов на российских и международных конференциях.

Структура и объём диссертации. Диссертация состоит из введения, 5 глав, выводов, списка использованной литературы из 119 наименований, 3 приложений. Диссертация изложена на 156 страницах, содержит 3 таблицы, 10 формул и 79 рисунков.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении раскрыта актуальность работы, обоснована цель, основные задачи, сформулированы научная новизна работы и её практическая ценность.

В первой главе на основании опубликованных данных рассмотрены способы получения сплавов с нанокристаллической структурой из аморфной. Особое внимание уделено рассмотрению влияния сверхвысоких пластических деформаций на структуру и свойства различных сплавов, в том числе, аморфных. При этом отмечено, что необходимо дальнейшее исследование, ввиду отсутствия полной картины, происходящих изменений в аморфных сплавах в ходе мегапластической деформации.

Во второй главе обоснованы и описаны выбранные материалы и методы исследования. В качестве материала исследования были выбраны ленты аморфных сплавов следующих составов Тч'^Рег^Со^ВюЭЬ, Ре50М1ззВ|7, Ре58Ы125В 17, Ре70Сг15В15, Ре748!13В9ЫЬзСи1, полученные закалкой из жидкого состояния (ЗЖС).

Деформация аморфных лент проводилась в установках Бриджмена с диаметром подвижной наковальни 2 и 10 мм. Деформация осуществлялась при Ы= 0,25,0,5, 1,2, 3,4, 5,6, 8 оборотах, при двух различных температурах эксперимента Т] = 293 К и Т2 = 77 К. После деформации кручением под

давлением 5 ГПа полученные образцы имели форму дисков. Соотношение между количеством оборотов подвижной наковальни в камере Бриджмена и величиной истинной деформации приведено в таблице 1.

Таблица 1 - соответствие между N и е

Количество Оборотов (N) 0,25 0,5 1 2 3 4 5 6 7 8

Величина истинной деформации (е) 3,9 4,5 5,2 5,9 6,3 6,6 6,8 7,0 7,2 7,3

Просвечивающая электронная микроскопия была одним из основных методов исследования аморфных и нанокристаллических сплавов изученных в настоящей работе, поскольку данный метод является наиболее чувствительным прямым методом исследования структуры материалов.

Электронно-микроскопические исследования проводились на просвечивающем электронном микроскопе JEOL JEM-200 СХ при ускоряющем напряжении 160 кВ. Электронно-микроскопические исследования прямого разрешения проводились на просвечивающем электронном микроскопе JEOL JEM-1000 при ускоряющем напряжении 200 кВ.

Рентгеноструктурный анализ проводился на дифрактометре ДРОН-3.

Измерения микротвёрдости проводились на приборе ПМТ-ЗМ, при нагрузке индентора 20-30 г. Измерение диагоналей отпечатков производились с помощью винтового окулярного микрометра МОВ-Ыбх. Ввиду имеющихся особенностей у деформированных в камере Бриджмена образцов, имеющих форму диска, заключающихся в плавном возрастании значений микротвёрдости от центра к краю образца, замеры проводились в непосредственной близости к геометрическому месту точек соответствующему половине радиуса образца.

Измерения магнитных гистерезисных свойств выполнялись на вибрационном магнитометре - оригинальной установке, разработанной в лаборатории магнетизма на физическом факультете МГУ.

Определение температуры кристаллизации было осуществлено калориметрическим методом. Эксперименты проводились на калориметре Кальве. Скорость нагрева составила 20 К/мин. Этот метод применялся для определения параметров кристаллизации сплавов, таких как температура кристаллизации и многостадийность.

В третьей главе приведены результаты исследований структуры и механических свойств аморфных сплавов, подвергнутых МПД.

Калориметрические исследования. В таблице 2 приведены данные температур кристаллизации для всех изученных сплавов, полученные методом дифференциальной сканирующей калориметрии.

Таблица 2 - Температуры кристаллизации всех изученных сплавов.

Сплав Т,ф1, °С Ткр2, °С

Ре58№25В,7 480 -

Ре5оМ1ззВ,7 470 -

Ре7оСг15В15 526 -

^Рег^ОиВюБЬ 409 490

Ре74511зВ9ЫЬ3Си] 550 680

Рентгеноструктурные исследования. На рисунке 1 в качестве примера представлены рентгенограммы аморфного сплава №44ре2С|Сои812В1о в исходном состоянии (а), после N = 4 (б) и N = 8 (в) при 293 К и 77 К. Подобные рентгенограммы были получены для каждого сплава после различных условий деформационной обработки. В исходном аморфном состоянии (рисунок 1а) для данного сплава по мере роста величины деформации проходят процессы расслоения, а затем нанокристаллизации.

Рисунок 1 - Рентгенограммы аморфного сплава №44ре29С015812В ю в исходном состоянии после ЗЖС (а); после N = 4 при 293 и 77 К (б); после N = 8 при тех же температурах деформации (в).

Такой вывод был сделан на основании анализа изменения формы первого пика, который демонстрирует явную тенденцию к расщеплению на два пика (рисунок 2).

29, град

Рисунок 2 - Расщепление основного гало на синглеты для сплава Ni44Fe29Coi5Si2B10 после N = 8, Т = 77К.

При помощи программного обеспечения «Spectrum» и «РНАМ» удалось определить объёмную долю и размер кристаллической фазы. Для N = 4 и Т = 293 К доля кристаллической фазы а и средний размер кристаллитов г составляют 8% и 3 нм соответственно. Значения этих же параметров практически полностью соответствуют тем, которые наблюдались после N = 8, но при Т = 77 К (а = 6% и г = 2 нм). Для остальных сплавов были получены аналогичные результаты. Профили рентгеновских спектров для случая деформации частично кристаллического сплава представлены на рисунке 3.

И1 ПС Л СИ 1ШОСТЬ

Угол 20, град

Рисунок 3 - Рентгенограммы для частично кристаллизованного состояния сплава №44ре29Со15812В1о после МПД с различными значениями N. Т = 293 К.

9

Относительная объёмная доля кристаллической фазы после термической обработки, приводящей к нанокристаллизации, составила 0,2. Последующая деформационная обработка приводит к уменьшению объёмной доли кристаллической фазы. На рентгенограммах исчезают пики от кристаллической фазы по мере роста N. И при деформации N=5 сплав снова становится рентгеноаморфным. По мере увеличения N частично кристаллическое состояние обнаруживает явную тенденцию к переходу в аморфное состояние.

Электронно-микроскопические исследования. В большинстве случаев на ранних стадиях деформации (N<1) удаётся наблюдать кристаллизацию в узких локальных полосах сдвига (рисунок 4). При дальнейшем росте N в структуре удаётся наблюдать нанокристаллы, равномерно распределённые по объёму (рисунок 5)

Рисунок 4 - Электронно-микроскопическое изображение локальной полосы сдвига в аморфном сплаве №44ре29Со15812В1о после МПД (К = 0,5; Т = 293 К).

Рисунок 5 - Электронно-микроскопическое изображение аморфного сплава Ре74811зВдМЬзСи| после МПД при 3, Т = 293 К. Тёмное поле.

В сплавах, подвергнутых деформации при температуре 77К, наблюдалась аналогичная ситуация. Отличие состояло лишь в том, что нанокристаллизация начиналась при существенно большем N.

При деформации частично кристаллизованных сплавов средний размер нанокристаллов при увеличении N уменьшается (рисунок 6).

Рисунок 6 - Электронно-микроскопические изображения для частично кристаллизованного состояния сплава М^Рег^о^Б^Вю до (слева) и после (справа) МПД (Ы = 3, Т = 293 К).

Принимая во внимание данные рентгеноструктурного анализа и просвечивающей электронной микроскопии можно сказать, что по мере роста величины деформации наблюдается процесс деформационного "растворения" кристаллической фазы, характерный для всех изученных сплавов, которые подвергались деформации в частично кристаллизованном состоянии. Эффект "растворения" можно зафиксировать путём сравнения гистограмм распределения по размерам нанокристаллов, полученных после различных N (рисунок 7).

я

Р о

„ 1 -5 10-1» 20-26 30--36А0--46 60 -46 60--«6 70 -76

и 16. Я

шН

б

Л ЩгЕ I

20 Ь Я 1

.. :1 штгН1^.

-.5 10-15 20—25 90—35 40-45 50-55 00-« 70-1

Размер частиц, нм

1-5 10-15 20-25 30-35 40-45 50-55 в0-«5 70-75

Рисунок 7 - Эволюция гистограмм распределения по размерам частиц кристаллической фазы в процессе МПД частично кристаллизованного сплава К144Ре29СО|58ЬВ!о по мере возрастания N (Т = 293 К).

11

Заштрихованы "хвосты" гистограмм, исчезающие на каждом следующем этапе МПД; а - N = 0, б - N =1, в - N =3, г - N =5. По мере роста N на каждой следующей гистограмме исчезает "хвост" (заштрихованная область), соответствующий самым крупным наночастицам на предыдущей гистограмме.

Для определения типа кристаллической решётки выделяющихся наночастиц, их дефектности, а также их фазового состава был применён метод ПЭМ высокого разрешения. На рисунке 8 представлено электронно-микроскопическое изображение прямого разрешения для сплава Ре748113В9МЬзСи,. Выделяющиеся в данном сплаве наночастицы имеют бездефектное строение.

Рисунок 8 - Электронно-микроскопическое изображение высокого разрешения для сплава Fe74Sii3B9Nb3Cu|. Условия МПД: N = 3; Т = 293 К.

На основе анализа электронно-микроскопических изображений прямого разрешения, а также расшифровки микродифрактограмм обосновывается вывод о выделении a-Fe в сплаве Fe74Si]3B9Nb3Cui в ходе МПД. Данные рентгеноструктурного анализа и просвечивающей электронной микроскопии прямого разрешения свидетельствуют о влиянии МПД на тип выделяющейся фазы. Фазы, выделяющиеся после МПД, отличаются от тех, которые выделяются после отжига.

На рисунке 9 показано изменение микротвёрдости (HV) в зависимости от N для различных аморфных сплавов. Наблюдается значительное снижение HV на начальных стадиях МПД (N < 1) и последующий монотонный рост. Подобным образом изменяется микротвёрдость всех изученных сплавов.

N

Рисунок 9 - Изменение величины микротвёрдости аморфных сплавов систем Ре-Сг-В и Ре-№-В в зависимости от N.

В четвёртой главе приводится анализ особенностей пластического течения аморфных сплавов, подвергнутых МПД.

Природа нанокристаллизации. Под нанокристаллизацией мы понимаем такое явление, при котором продукты кристаллизации имеют наноразмеры на протяжении определённого температурно-временного интервала. На ранних стадиях МПД в аморфном сплаве наблюдается негомогенная деформация по полосам сдвига. Известно, что в отдельных полосах сдвига даже при обычной деформации локальная деформация достигает гигантских значений. Как следствие, происходит выделение тепловой энергии и спонтанное повышение температуры. Теоретические оценки показывают, что оно может достигать 500°С. В этом случае локальная температура в зоне пластического сдвига может превысить температуру кристаллизации аморфного сплава и привести к образованию кристаллической фазы в полосах сдвига. Данный вывод хорошо согласуется с экспериментальными данными. В частности, для сплава М^Рег^о^гВщ (Ткр = 410 °С) на ранней стадии деформации удаётся наблюдать локальные полосы сдвига, подобные приведенной на рисунке 4, в то время как для сплава Ре7оСг15В15 (Ткр = 526 °С) при аналогичных N полосы сдвига отсутствуют. Причиной кристаллизации служат как локальное повышение температуры, так и наличие существенных локальных напряжений. В противном случае трудно объяснить эффекты нанокристаллизации, которые мы наблюдали после МПД при криогенной (77 К) температуре. Из полученных нами результатов следует, что чем выше

действующие напряжения, тем ниже температура протекания термически активируемого процесса кристаллизации. Например, степень нанокристаллизации (рисунок 10) и соответственно значение НУ в сплаве №44ре29Со15812В1о после МПД при 293 К и N = 4 точно такие же, как после МПД при 77 К и N = 8.

Рисунок 10 - Электронно-микроскопические изображения для аморфного сплава №44ре29СО|5812В10 после N = 4 при 293 К (слева) и после N = 8 при 77 К (справа). Тёмное поле.

Из рисунка 9 видно, что на ранней стадии МПД (К < 1), происходит резкое снижение НУ. Это означает, что на начальных стадиях МПД облегчаются процессы пластического сдвига. Предварительный отжиг аморфного сплава полностью устраняет этот эффект. Это свидетельствует о доминирующей роли структурных характеристик аморфного состояния, исчезающих при термических воздействиях. Подобными структурными параметрами могут явиться, во-первых, избыточный свободный объём и, во-вторых, локальный характер атомного окружения в нескольких (одной, двух) координационных сферах. Таким образом, показано, что при приложении умеренного сдвигового напряжения облегчается процесс образования полос сдвига, внутри которых концентрация областей свободного объёма должна быть существенно выше, чем в окружающей матрице. Кроме того, возможна локальная перестройка топологического и композиционного ближнего порядка. О подобных превращениях в аморфной матрице свидетельствует тот факт, что именно при N = 0,5 - 1 происходят существенные изменения ширины и положения первого максимума гало на рентгенограммах. При более высоких сдвиговых напряжениях эти эффекты подавляются процессами нанокристаллизации, которые эффективно тормозят

распространение полос сдвига и, как следствие, приводят к росту значений микротвёрдости во всех исследованных сплавах.

Особенности распространения полос сдвига. Установлено, что по мере роста N характер пластической деформации изменяется. Происходит резкая делокализация пластического течения, и кристаллическая фаза возникает уже не в отдельных ограниченных областях, а гомогенно по всему объёму аморфной матрицы. В работе предложен один из возможных вариантов развития процесса (рисунок 1 ]).

По мере распространения полосы сдвига в аморфной матрице при МПД её температура постоянно повышается, при этом, очевидно, на её фронте она оказывается максимальной. Наступает фаза распространения полосы сдвига, когда локальная температура на её фронте достигает температуры кристаллизации (II на рисунке 11), и перед растущей полосой возникнет нанокристалл, который резко тормозит дальнейшее продвижение полосы сдвига.

Рисунок I! - Механизм «самоторможения» полосы сдвига.

Возможно несколько вариантов дальнейшего развития процесса. Во-первых, под действием полосы сдвига нанокристалл будет аккумулировать высокий уровень упругих напряжений, в результате чего в аморфной матрице будет зарождаться новая полоса сдвига по механизму упругой аккомодации (III на рисунке 11). В этом случае процесс пластического течения будет проходить по эстафетному механизму, порождая в полосе сдвига образование нанокристаллов, располагающихся на некотором расстоянии друг от друга по траектории движения полосы сдвига в аморфной матрице. Этот факт подтверждается электронно-микроскопическими наблюдениями характера нанокристаллизации. Во-вторых, возможен процесс ветвления

полос сдвига, заторможенных из-за фронтального образования нанокристаллов (рисунок 12).

По мере роста величины деформации, вновь образующиеся полосы сдвига взаимодействуют с уже образовавшимися нанокристаллами и другими полосами сдвига. В результате подобного «самоторможения» полос сдвига, на более поздних стадиях МПД пластическое течение характеризуется высокой объёмной плотностью полос сдвига и, как следствие, гомогенным по всему объёму аморфной матрицы выделением нанокристаллов.

Рисунок 12 - Механизм ветвления полосы сдвига.

Предложенные механизмы нуждаются в дополнительной экспериментальной проверке. Существенным для понимания процессов структурообразования при МПД является то обстоятельство, что возникновение нанокристаллов в полосах сдвига происходит в процессе МПД, а не после её завершения.

Явление стабилизации аморфно-нанокристаллического состояния в процессе МПД. Подробный анализ показывает, что наиболее стабильным состоянием при МПД является аморфно - нанокристаллическая структура с размером нанокристаллов не более 10-20 нм. И аморфное, и частично кристаллическое состояние сплавов в результате процессов нанокристаллизации в полосах сдвига и процессов деформационного растворения трансформируются в состояние с нанокристаллами, размером менее 10-20 нм (рисунок 13). Известно, что подобные нанокристаллы не способны накапливать в себе дефекты дислокационного типа из-за наличия очень больших сил изображения. В нашем случае это означает, что нанокристаллические частицы размером менее 10-20 нм, расположенные в аморфной матрице, не будут "растворяться" в процессе МПД просто потому,

16

что будут выталкивать дислокации на межфазную границу и оставаться бездефектными. Иными словами, аморфно-нанокристаллическое состояние будет сохраняться в широком диапазоне деформаций при МПД.

Рисунок 13 - Темнопольные электронно-микроскопические изображения для сплава №44Ре29Со]5812ВК1, соответствующие деформации исходно аморфного состояния (слева) при N=8 и частично кристаллизованного состояния (справа) при N=5 после МПД при Т=293К.

Это объясняет тот факт, что во всех исследованиях, где изучался процесс выделения кристаллов при МПД аморфных сплавов, кристаллы всегда имели наноразмеры, а относительно крупные кристаллы не наблюдались.

В пятой главе приведены результаты изучения магнитных свойств аморфных сплавов, подвергнутых МПД. Для всех изученных сплавов наблюдалась узкая петля магнитного гистерезиса с большим коэффициентом прямоугольное™, низкими значениями коэрцитивной силы и высокими значениями намагниченности насыщения. Кроме того, магнитные свойства в сплавах ЫЦ^еггСо^Вк^г и Ре74511зВ9МЬзСц| анализировались после МПД при 273 К и 77 К, а также в частично кристаллизованном состоянии. Зависимость намагниченности насыщения 15 по мере роста N для сплава МицРегвСонВ,,^ представлена на рисунке 14. Наблюдается резкое возрастание значения 18 с последующим насыщением по мере роста N после МПД при 77 К и резкий максимум значения 15 при N = 1, с последующим снижением до исходного значения после МПД при 293 К. Максимальное значение 15 после МПД при 293 К и предельное значение 18 при плавном возрастании после МПД при 77 К примерно совпадают. Зависимость 1з(К) для частично кристаллизованного состояния сплава К144Ре2чСО|5В|о812 после

МПД при 293 К качественно совпадает с той, которая соответствует исходно аморфному состоянию при той же температуре деформации, но является менее резкой как на стадии роста, так и на стадии падения.

N

Рисунок 14 - Зависимость 15(М) для сплава ЫЦдРегфСоиВк^г.

На рисунке 15 представлены зависимости 1$ (Ы) для сплавов Ре5о№33Вп, Ре58>Л25Вп, Ре7оСг15В); после МПД при 273 К. Их характер для различных сплавов кардинально различается. Если в сплаве РезвТ^Вп МПД практически не влияет на намагниченность при всех значениях N. то в сплаве Ре5о№ззВ!7 наблюдается существенный скачкообразный рост (на 120%) при Ы= 1. В сплаве Ре70СГ|5Ви, наоборот, при N = 1, имеет место резкое падение значения (на 250%).

N. обороты

Рисунок 15 - Зависимость 18(Ы) для сплавов Ре5о№33В|7, Ре58Ы1'25В|7, Ре7оСг15В,5; МПД при 293 К.

Характер изменения коэрцитивной силы (Не) по мере роста N во всех изученных сплавах практически одинаков и соответствует зависимостям, представленным на рисунке 16.

N, обороты

Рисунок 16 - Зависимость Hc(N) для сплавов Ре5о№ззВ|7, Fe58NÍ25B17, Fe70Cri5B 15. МПД при 293 К.

Структурное состояние сплавов, соответствующих максимальным значениям Is после МПД, характеризуется наличием на рентгенограммах явной асимметрии профиля интенсивности основного гало, соответствующего аморфному состоянию (см. рисунок 2).

Обнаруженный нами эффект существенного возрастания намагниченности насыщения характеризуется рядом особенностей. Судя по рентгеновским данным и в связи с тем, что эффект возрастания Is снижается при появлении в структуре кристаллической фазы, характер наблюдаемых нами зависимостей Is (N) непосредственно связан со структурными изменениями, происходящими под действием МПД именно в аморфной матрице. Под действием очень больших сдвиговых напряжений в неупорядоченной многокомпонентной структуре, по-видимому, происходит внутрифазовое расслоение на наномасштабные области (нанокластеры), обогащенные различными компонентами.

Стимулом подобного расслоения могут быть как упругое, так и химическое взаимодействие между атомами металлов и неметаллов в аморфной матрице. Подобные эффекты расслоения неоднократно наблюдались на стадии структурной релаксации для систем типа металл-металлоид. Результатом такого расслоения является выделение кристаллов а-Fe в сплаве Fe^SiuBjNbsCu,, вместо кристаллов Fe-Si, установленное в

19

данной работе. Разумно предположить, что в процессе МПД в структуре возможно формирование областей, обогащённых и, соответственно, обеднённые ферромагнитными компонентами.

Установлено, что: в сплаве Мф^ег^о^Вк^г, где имеются три ферромагнитных компонента (Ре, N1 и Со), максимальный эффект возрастания Ь при МПД - обработке составляет 300%; в сплаве Ре5о№ззВ17, где имеются два ферромагнитных компонента (Ре и N1), - 120 %; в сплаве Ре7481|зВ9МЬзСи|, где имеется один ферромагнитный компонент (Ре) - 40% и, наконец, в сплаве Ре70Сг15В15, где имеется один ферромагнитный (Ре) и один антиферромагнитный (Сг) компонент, вместо прироста наблюдается снижение достигающее 250%. Зависимость наблюдаемого эффекта (Д^) от числа ферромагнитных компонентов в сплаве носит линейный характер.

Сопоставление значений (Дк) в сплавах Ре5о№33Вп и РеззМгзВп, позволяет нам высказать предположение о локальном химическом составе аморфной фазы, обогащённой ферромагнитными компонентами в системе Ре-№-В. Мы видим (рисунок 15), что положительный скачок (Д1э) в сплаве Ре5<№3В17 приводит после МПД обработки (14 > 1) к такому же значению намагниченности насыщения, как в сплаве Ре^М^Вп в исходном состоянии.

• ■ 1

В то же время сплав Ре58№25В|7 оказался полностью индифферентным к МПД. В сплавах этой системы энергетически выгодными оказываются две "аморфные фазы", одна из которых, богатая металлическими компонентами, имеет соотношение ферромагнитных атомов РеМ такое же, как в сплаве 1, а именно 58:25 = 2,3. В результате МПД по оптимальным режимам мы имеем возможность существенно повысить значение намагниченности насыщения -"слабого звена" аморфных и нанокристаллических магнитно-мягких сплавов при сохранении малых значений коэрцитивной силы. Так, для выпускаемого в промышленных масштабах и широко используемого в электронике и приборостроении сплава Ре74811зВ9КЬзСи1 мы получили значение (Д[б) до 40%, что в результате приводит к заметному улучшению комплекса магнитных свойств этого сплава после оптимальных режимов термической обработки, включая обработку в магнитном поле. Это даёт основания предполагать, что результаты данной работы могут быть использованы при создании нового класса перспективных магнитно-мягких материалов. На способ обработки изделий из магнитно-мягких аморфных сплавов интенсивной пластической деформацией получен патент на изобретение.

Явление образования магнитно-механических петель в аморфных сплавах, подвергнутых МПД. Если сопоставить зависимости Нс(М) и НУ(М) (рисунок 17), то можно обнаружить следующий факт. В одном интервале МПД, рост НУ сопровождается снижением Не, а в другом интервале рост Не сопровождается снижением НУ.

В диссертации предложено возможное объяснение обнаруженного эффекта. Наиболее наглядно обнаруженный эффект проявляется при построении параметрической кривой, когда по осям отложены значения НУ и Не, а точки на графике соответствуют конкретным значениям величин после определенного режима МПД. На рисунке 18 приведена параметрическая кривая для сплава Ре58№25Вп.

Рисунок 18 - Параметрическая петля для сплава Ре58№25В17.

Для всех изученных сплавов характер кривой одинаков. Можно выделить три стадии: на первой увеличивается, а НУ снижается, на второй увеличивается, а НУ растёт, наконец, на третьей стадии Ь уменьшается, а

21

НУ увеличивается. Характерным является наличие образованного параметрической кривой замкнутого пространства, которое мы назвали «магнитно-механической петлёй». Анализ показывает, что её появление явилось прямым следствием противоположного характера изменения НУ и Не на рисунке 17.

В приложении приведены данные по параметрам съёмки при использовании метода прямого разрешения, петли магнитного гистерезиса для всех изученных сплавов, титульные страницы патента на изобретение.

ВЫВОДЫ

1. Показано, что процессы нанокристаллизации при мегапластической деформации сдвига аморфных сплавов Ре748!|зВ9МЬзСиь ^¡.^Р^уСо 15812^10. Ре50№з3В,7, Ре58№25В|7, Ре7оСг,5Ви связаны с характером пластического течения: на начальной стадии нанокристаллы образуются в сильно локализованных полосах сдвига, а по мере роста величины деформации происходит смена характера пластического течения с гетерогенного на гомогенный.

2. Установлено, что деформационные условия появления нанокристаллов и их средний размер зависят от температуры деформации и состава аморфных сплавов. Отмечено, что термически активируемые процессы нанокристаллизации протекают даже при температуре 77 К.

3. Показано, что на ранних стадиях мегапластической деформации при сохранении аморфной структуры сплавов на основе железа микротвёрдость снижается, а коэрцитивная сила растёт.

4. Обнаружено, что аморфно-нанокристаллическое состояние стабилизируется в процессе мегапластической деформации. Аморфное состояние переходит при мегапластической деформации в аморфно-нанокристаллическое состояние с гомогенно расположенными нанокристаллами.

5. Установлено, что намагниченность насыщения аморфных сплавов на основе железа возрастает под действием мегапластической деформации. Предложен способ обработки магнитно-мягких материалов, который повышает намагниченность насыщения промышленных аморфных сплавов.

Список публикаций

Содержание диссертации отражено в следующих статьях и тезисах докладов конференций.

1. A.M. Glezer, S.V. Dobatkin, M.R. Plotnikova, A.V. Shalimova. Severe plastic deformation of amorphous alloys. Materials Science Forum Vols. 584-586(2008) pp 227-230.

2. A.M. Глезер, M.P. Плотникова, A.B. Шалимова, C.B. Добаткин. Мегапластическая деформация аморфных сплавов. I. Структура и механические свойства. Известия РАН, серия физическая том 73, № 9. с. 1302-1309.

3. A.M. Глезер, М.Р. Плотникова, А.В. Шалимова, Н.С. Перов. Мегапластическая деформация аморфных сплавов. II. Магнитные свойства. Известия РАН, серия физическая том 73, № 9. с. 1310-1314.

4. A.M. Glezer, M.R. Plotnikova, A.V. Shalimova. Structural and phase transformation during severe plastic deformation of amorphous alloys. In "Fundamental and Applied Aspects of External Fields Action on Materials". Series "Fundamental Problems of Modern Material Science". Novokuznetsk, p. 293-300.

5. Патент на изобретение №2391414.

6. Глезер A.M., Шалимова А.В., Плотникова М.Р. Изучение процессов нонокристаллизации аморфного сплава Ni-Fe-Co-Si-B в процессе ИПД в камере Бриджмена. III Международная школа по физическому материаловедению. "Наноматериалы технического и медицинского назначения". Тольятти, 2007 г, с.172-174.

7. A.M. Глезер, С.В. Добаткин, М.Р. Плотникова, А.В. Шалимова. Новый механизм пластического течения аморфных сплавов при МПД. IV Евразийская научно-практическая конференция "Прочность неоднородных структур". Москва, 2008, с. 157.

8. A.M. Глезер, С.В. Добаткин, М.Р. Плотникова, А.В. Шалимова. Влияние мегапластической деформации на механические и магнитные свойства аморфных сплавов. V Международная конференция "Фазовые превращения и прочность кристаллов". Черноголовка, 2008, с. 1617.

9. A.M. Глезер, С.В. Добаткин, М.Р. Плотникова, А.В. Шалимова. Структура и свойства аморфных сплавов на основе Fe и Ni после деформации в камере Бриджмена. III Всероссийская конференция по наноматериалам. Екатеринбург, 2009, с.220.

10. A. Glezer, S. Dobatkin, M. Plotnikova, A. Shalimova. Features of severe plastic deformation for amorphous alloys. 2-й Международный симпозиум Объёмные наноструктурные материалы: от науки к инновациям "BNM-2009. Уфа, 2009, с.290.

И. A.M. Глезер, C.B. Добаткин, М.Р. Плотникова, A.B. Шалимова. Физико-механические свойства аморфных сплавов после мегапластической деформации. XIX Петербургские чтения по проблемам прочности. Санкт-Петербург, 2010, с.3-4.

12. A.M. Глезер, C.B. Добаткин, М.Р. Плотникова, A.B. Шалимова. Наблюдение циклического характера нанокристаллизации при сверхбольших сдвиговых деформациях аморфных сплавов. 2-я Всероссийская конференция по наноматериалам. Новосибирск, 2007, с.51.

КОПИ-ЦЕНТР св. 7:07:10429 Тираж 100 экз. г. Москва, ул. Енисейская, д.36 тел.: 8-499-185-7954,8-906-787-7086

Введение.

ГЛАВА I. Аналитический обзор литературы.

1.1. Аморфные металлические материалы.

1.1.1. Условия образования аморфной структуры.

1.1.2. Современные представления о строении аморфных сплавов.

1.1.3. Методы получения аморфных сплавов.

1.1.4. Кристаллизация аморфных сплавов.

1.1.5. Свойства и применение аморфных сплавов.

1.2. Нанокристаллические материалы.

1.2.1. Методы получения нанокристаллических материалов.

1.2.2. Структура и свойства нанокристаллических материалов.

1.3. Методы пластической деформации.

1.4. Особенности пластической деформации аморфных сплавов.

ГЛАВА II. Материал и методики исследования.

2.1. Выбор объекта исследования.

2.2. Методика приготовления образцов для исследования.

2.3. Структурные методы исследования.

2.3.1. Просвечивающая электронная микроскопия.

2.3.2. Рентгеноструктурный анализ.

2.4. Методы исследования механических свойств.

2.5. Методы исследования физических свойств.

2.5.1. Измерение магнитных свойств.

2.5.2. Определение температуры кристаллизации.

2.6. Погрешности измерений.

ГЛАВА III. Структура и механические свойства аморфных сплавов подвергнутых мегапластической деформации.

3.1. Калориметрические исследования.

3.2. Рентгеноструктурные исследования.

3.3. Электронномикроскопические исследования.

3.3.1. Структура аморфных сплавов до деформации.

3.3.2. Эволюция структуры при деформации аморфных сплавов.

3.3.3. Эволюция структуры при деформации частично кристаллических сплавов.

3.4. Просвечивающая электронная микроскопия высокого разрешения.

3.5. Исследование микротвёрдости.

ГЛАВА IV. Особенности пластического течения аморфных сплавов подвергнутых мегапластической деформации.

4.1. Природа нанокристаллизации.

4.2. Особенности распространения полос сдвига.

4.3. Явление стабилизации аморфно-нанокристаллического состояния в процессе мегапластической деформации.

ГЛАВА V. Магнитные свойства аморфных сплавов подвергнутых мегапластической деформации.

Выводы.

В последние годы всё возрастающее внимание исследователей привлекает возможность существенного повышения физико-механических свойств металлических материалов путём использования сверхвысоких пластических (мегапластических) деформаций. Наиболее распространёнными в настоящее время способами создания гигантских степеней деформации являются кручение под давлением в камере Бриджмена и равно-канальное угловое прессование [1,2]. В первом случае образец помещается между двумя наковальнями, одна из которых вращается при одновременном создании очень высоких гидростатических напряжений (несколько ГПа). Во втором случае образец продавливается через два канала, расположенные под определённым углом друг к другу. Реализуемые при этом пластические деформации столь значительны, что теряют смысл обычные значения относительных степеней деформации, и следует переходить к истинным деформациям.

Формирующиеся при столь гигантских деформациях структурные состояния весьма необычны и трудно предсказуемы. К сожалению, подавляющее большинство работ, посвящённых исследованию влияния сверхвысоких пластических деформаций, ограничиваются изучением конечных структур и соответствующих свойств материалов, не анализируя те физические процессы, которые протекают непосредственно при гигантских степенях пластической деформации. Кроме того, имеются явные противоречия как в характере самих структурных состояний, наблюдающихся в различных работах на одних и тех же материалах при близких условиях деформации, так и в описании возможных путей эволюции структуры по мере роста величины деформации.

В особой степени это относится к появившимся сравнительно недавно экспериментам по мегапластической деформации аморфных сплавов, в результате которой формируется нанокристаллическое состояние. Существует несколько методов получения металлических сплавов с аморфной структурой.

Наиболее распространенным среди них является метод закалки из расплава, позволяющий получать аморфные сплавы в широком интервале составов и физико-механических свойств. Аморфные сплавы обладают достоинствами и кристаллов (высокая пластичность), и неорганических стекол (высокая прочность), не унаследовав при этом их недостатков (хрупкость неорганических стёкол и относительно невысокая прочность кристаллов).

Представляется весьма перспективным реализовать комбинированное воздействие закалки из расплава и мегапластической деформации для получения новых наноструктурных состояний и, как следствие, перспективных физико-механических свойств. Понимание природы и характера структурных и фазовых изменений, происходящих в материале, подвергающемся МПД, является необходимым для создания нового класса материалов с заданным уровнем свойств. В этой связи основной целью настоящей работы был анализ фазовых и структурных превращений в аморфных и нанокристаллических сплавах на основе железа в условиях различных температур и величин деформации при кручении под давлением. Для достижения указанной цели необходимо было решить следующие задачи:

1. Установить структурные особенности выделения кристаллических фаз в процессе мегапластической деформации модельных и промышленных аморфных сплавов ЭДф^^Со^Вк^г, Ре5о№ззВ17, Ре58№25В17, Ре7оСг15В15, Ре74811зВ9КЬ3Си1 в зависимости от температуры и величины деформации.

2. Определить морфологию полос сдвига, формирующихся на различных стадиях мегапластической деформации аморфных сплавов и провести анализ природы образования нанокристаллов в полосах сдвига.

3. Выявить влияние структуры, формирующейся на различных этапах мегапластической деформации, на механические свойства ферромагнитных аморфных сплавов.

4. Подобрать оптимальные режимы деформационной обработки для повышения магнитных и прочностных характеристик модельных и промышленных аморфных сплавов.

Научная новизна работы заключается в следующем. В результате проведенного исследования впервые установлены основные закономерности изменения структуры и физико-механических свойств аморфных сплавов в процессе мегапластической деформации при кручении под давлением в камере Бриджмена. Установлена природа нанокристаллизации, связанная с распространением полос сдвига в аморфной матрице. Обнаружено, что термически активируемые процессы нанокристаллизации в условиях мегапластической деформации могут реализоваться при криогенных (77 К) температурах. Обнаружено аномальное изменение механических и магнитных характеристик на стадии предвыделения нанокристаллов. Показано, что как для аморфных, так и для частично кристаллических сплавов обнаруживается тенденция к переходу в аморфно — нанокристаллическое состояние со средним размером нанокристаллов не более 20 нм. Обнаружен эффект изменения характера нанокристаллизации по мере увеличения мегапластической деформации от гетерогенного к гомогенному. Предложен структурный механизм этого явления, связанный с самоторможением и делокализацией полос сдвига, распространяющихся в аморфной матрице.

Практическая ценность работы. На основании проведенного исследования предложены режимы деформационной обработки, существенно повышающие намагниченность насыщения и твёрдость ряда изученных аморфных сплавов. Предложен критерий, позволяющий предсказать существенный рост намагниченности насыщения. Предложен метод построения параметрических магнитомеханических петель, которые позволяют выбрать режим мегапластической деформации для получения оптимального сочетания магнитных и прочностных характеристик. Получен патент на способ обработки магнитно-мягких ферромагнитных материалов с целью повышения гистерезисных характеристик промышленных аморфных сплавов.

выводы

1. Показано, что процессы нанокристаллизации при мегапластической деформации кручением под квазигидростатическим давлением аморфных сплавов Ре74811зВ9КЬзСи1,№44ре29Со15812В10, Ре50МззВ17, Ре58№25В17, Ре7оСг15В15 связаны с характером пластического течения: на начальной стадии нанокристаллы образуются в сильно локализованных полосах сдвига, а по мере роста величины деформации происходит смена характера пластического течения с гетерогенного на гомогенный. Предложены структурные механизмы самоторможения и делокализации полос сдвига.

2. Установлено, что деформационные условия появления нанокристаллов и их средний размер зависят от температуры деформации и состава аморфных сплавов. Обнаружено, что термически активируемые процессы нанокристаллизации протекают даже при температуре 77 К.

3.Показано, что на ранних стадиях мегапластической деформации при сохранении аморфной структуры сплавов на основе железа микротвёрдость снижается, а коэрцитивная сила растёт, что обусловлено процессами релаксации внутренних напряжений и изменением локальной структуры аморфного состояния.

4. Обнаружено, что аморфно-нанокристаллическое состояние стабилизируется в процессе мегапластической деформации. Аморфное состояние переходит при мегапластической деформации в аморфно-нанокристаллическое состояние с гомогенно расположенными нанокристаллами, размером не более 20 нм. Показано, что по мере роста величины деформации наблюдается процесс деформационного "растворения" кристаллической фазы.

5.Установлено, что намагниченность насыщения аморфных сплавов на основе железа изменяется под действием мегапластической деформации. Предложен способ обработки магнитно-мягких материалов, который повышает намагниченность насыщения промышленных аморфных сплавов.

1. Minoru Furukawa, Zenji Horita, Terence G. Langdon. Principles of deformation in single crystals of two different orientations processed by equal-channel angular pressing. Materials Science and Engineering A 503 (2009) 21—27.

2. Alexander P. Zhilyaev, Terence G. Langdon. Using high-pressure torsion for metal processing: Fundamentals and applications. Progress in Materials Science 53 (2008) 893-979.

3. Солнцев Ю.П., Пряхнн E. И. Материаловедение: Учебник для вузов. Изд. 3-е перераб. и доп.- Спб.: ХИМИЗДАТ, 2004.- 736 с.

4. Глезер A.M., Молотилов Б.В. Структура и механические свойства аморфных сплавов. М.: Металлургия, 1992.

5. Аморфные металлические сплавы /Под ред. Люборского Ф.Е.: Пер. с англ. М.: Металлургия, 1987. — С. 16.

6. J.D. Bernal // Proc. Roy. Soc. London. A. 1964. Vol. 280. P. 299.

7. J.D. Bernal, J. Mason // Nature. 1990. v. 188. p. 910.

8. К. Судзуки и др. Аморфные металлы. М.: Металлургия, 1989. - с.81.

9. В.А. Лихачёв, В.Е. Шудегов. Принципы организации аморфных структур. С.Пб.: Изд-во С.Пб.У., 1999 - 227 с.

10. Т.Н. Муницина. Молекулярно-динамическое исследование структуры металлических стёкол. Автореферат диссертации на соискание учёной степени к.ф.-м.н.- С.Пб., 1994.- 24 с.

11. Н.Н. Медведев. Метод Вороного-Делоне в исследовании структуры некристаллических систем. Новосибирск: Изд-во СО РАН, 2000 - 214 с.

12. Н. ДЖ. А. Слоэн. Упаковка шаров. Scientific American. Издание на русском языке. № 3 1984 с. 72—82.

13. Журнал «Компьютерра» 2007 № 24 (692) 26 июня 2007 года

14. Ал. Ал. Берлин, Н. К. Балабаев. Имитация свойств твёрдых тел и жидкостей методами компьютерного моделирования. Соросовский образовательный журнал, физика, №11, 1997.

15. Л.И. Квеглис. Структурообразование в аморфных и нанокристаллических плёнках сплавов на основе переходных металлов. Диссертация на соискание учёной степени доктора физико-математических наук. Красноярск, 2005. - 280 с.

16. Сандитов Д.С., Сангадиев С.Ш. Новый подход к интерпретации флуктуационного свободного объема аморфных полимеров и стекол // Высокомолек. соед. А. 1999. Т.41. №6. С.1-24.

17. Сандитов Д.С., Сангадиев С.Ш. Условие стеклования в теории флуктуационного свободного объема и критерий плавления Линдемана // Физ. и хим. стекла. 1998. Т.24. №4. С.417-428.

18. В.И. Бетехтин, A.M. Глезер, А.Г. Кадомцев, А.Ю. Кипяткова. Избыточный свободный объём и механические свойства аморфных сплавов. ФТТ, 1998, том 40, № 1

19. Золотухин И.В. Физические свойства аморфных металлических материалов. М.: Металлургия, 1986. 176 с.

20. Шейхалиев Ш.М., Шаронов И.В. Получение металлических порошков с аморфной структурой центробежно-гидравлическим распылением расплава // Порошковая металлургия. -1989.-N5.-C.15-19.

21. Скотт М.Г. Кристаллизация // Аморфные металлические сплавы: Сб. науч. тр. / Под ред. Ф.Е. Люборского. М.: Металлургия, 1987. - С. 137164.

22. Gupta Р.К., Baranta G., Denry I.L. DTA peak shift studies of primary crystallization in glasses // J. Non-Cryst. Sol. 2003. - У. 317. - P. 254-269.

23. Болдырев В.И., Векслер Ф.С., Носкова Н.И., Гаврилюк Ф.Ф., Вильданова Н.Ф. Исследование кинетики кристаллизации аморфного сплава Fe64Co21Bi5 // ФММ. 1999. - Т. 87. - № 5. - С. 83-86.

24. Choi G., Kim Y., Cho H., Inoue A., Masumoto Т., Scr. Met. Mater., 1995, v.33,p.l301.

25. И.В. Лясоцкий, Н.Б. Дьяконова, E.H. Власова. К вопросу о механизме формирования нанокристаллических структур в аморфозирующихся сплавах на основе железа. Металлы, №5, 2005 г.

26. A.M. Глезер, Б.В. Молотилов, O.JL Утевская. Электронно-микроскопическое изучение полос деформации при негомогенном пластическом течении аморфных сплавов. Доклады Академии наук СССР, т. 283, № 1, 1985 г.

27. И.В. Золотухин. Аморфные металлические материалы. Соросовский образовательный журнал, №4, 1997, с. 73-78.

28. Herbert Gleiter. Nanoscience and Nanotechnology: The Key to New Studies in Areas of Science Outside of Nanoscience and Nanotechnology. MRS bulletin, v.34, June 2009, p. 456-464.

29. Золотухин И.В., Калинин Ю.Е., Неретин П.В., Ситников А.В., Стогней О.В. Электрическое сопротивление аморфных нанокомпозитов (CoTaNb)+ (Si02). Техника машиностроения. № 3, т. 17, 1998.

30. Калинин Ю.Е., Неретин П.В., Самцова Н.П., Ситников А.В. Электрические свойства аморфных композиционных плёнок. Техника машиностроения. 1998. - Т. 17. - № 3. - С. 121-123

31. V.M. Segal. Severe plastic deformation: simple shear versus pure shear. Materials Science and Engineering A338 (2002) 331-344.

32. Terence G. Langdon. Seventy-five years of superplasticity: historic developments and new opportunities. J Mater Sci. DOI 10.1007/s 10853-009-3780-5.

33. Перспективные материалы. Том I. Структура и методы исследования. Учеб. пособие / Под ред. Д.Л. Мерсона. ТГУ, МИСиС, 2006.

34. Gleiter H. Nanostructured materials: basic concepts and microstructure // Acta mater. 2000. V. 48.

35. A.M. Глезер. О природе сверхвысокой пластической (мегапластической) деформации. Известия РАН. Серия физическая, 2007, том 71, № 12, с. 1767-1776.

36. Зельдович В.И., Фролова Н.Ю., Пилюгин В.П. и др. Физика металлов и металловедение, том 97, №1, 2004, с. 55-63.

37. Эфрос Б.М., Попова Е.В., Эфрос Н.Б. и др. Металлы, № 6, 2005. с. 31-35.

38. Валиев Р.З., Путин В.Г., Гундерев Д.В., Попов А.Г. //Докл. РАН. 2004. Т. 338. № I.e. 1.

39. Glezer A.M., Dobatkin S.V., Plotnikova M.R., Shalimova A.V. // Mater. Sci. Forum. 2008. V. 584-586. P. 227.

40. Ковнеристый Ю.К., Бахтеева Н.Д., Попова E.B. //Деформация и разрушение материалов. 2008. № 1. С. 35.

41. Т. Inoue, S. Torizuka, К. Nagai, К. Tsuzaki, and Т. Ohashi. Effect of plastic strain on grain size of ferrite transformed from deformed austenite in Si —Mn steel. Materials Science and Technology December 2001 Vol. 17, pp. 1580-1588.

42. T. Inoue, S. Torizuka, and K. Nagai. Effect of shear deformation on renement of crystal grains. Materials Science and Technology September 2002 Vol. 18, pp. 1007-1015.

43. Roberto B. Figueiredoa, Paulo R. Cetlin b, Terence G. Langdon. The evolution of damage in perfect-plastic and strain hardening materials processed by equal-channel angular pressing. Materials Science and Engineering A 518 (2009) 124-131.

44. V.M. Segal. Deformation mode and plastic flow in ultra fine grained metals. Materials Science and Engineering A 406 (2005) 205-216.

45. Валиев P.3., Александров И.В., Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией, М., Логос, 2000, 271 с

46. Kaveh Edalati, Tadayoshi Fujioka, Zenji Horita. Microstructure and mechanical properties of pure Cu processed by high-pressure torsion. Materials Science and Engineering A 497 (2008) 168-173.

47. Kaveh Edalati, Zenji Horita, Terence G. Langdon. The significance of slippage in processing by high-pressure torsion. Scripta Materialia 60 (2009) 9-12.

48. Kenji Kaneko, Tetsuro Hata, Tomoharu Tokunaga, Zenji Horita. Fabrication and characterization of supersaturated Al-Mg alloys by severe plastic deformation and their mechanical properties. Materials Transactions, vol.50, №1 (2009), p.76-81.

49. V.M. Segal. Materials processing by simple shear. Materials Science and Engineering A197 (1995) 157-164.

50. Roberto B. Figueiredo, Terence G. Langdon. Principles of grain refinement in magnesium alloys processed by equal-channel angular pressing. J Mater Sci (2009) 44:4758^762 DOI 10.1007/sl0853-009-3725-z.

51. D. Orlov, Y. Beigelzimer, S. Synkov, V. Varykhin, N. Tsuji, Z. Horita. Microstructure evolution in pure A1 processed with twist extrusion. Materials Transactions, vol.50, №1 (2009), p.96-100.

52. Ken-ichi Ikeda, Kousuke Yamada, Naoki Takata, Fuyuki Yoshida, Hideharu Nakashima, Nobuhiro Tsuji. Grain boundary structured of ultrafine grained pure copper fabricated by accumulative roll bonding. Materials Transactions, vol.49, №1 (2008), p.24-30.

53. Сегал B.M.// Металлы.- 2006. -№ 5. -С. 130-141.

54. Добаткин C.B., Шагалина С.В., Слепцов О.И. и др. // Металлы. -2006.-№5.-С. 95-104.

55. Добаткин С.В., Захаров В.В., Виноградов А.Ю. и др. // Металлы. -2006.-№6.-С. 53-60.

56. Трубицина И.Г. Изучение эволюции механических свойств сплавов Ni-Ti-Cu с эффектом памяти формы при воздействии интенсивных пластических деформаций: Дис.канд. техн. наук. М., 2005. — 127 с.

57. Прокошкин С.Д., Хмелевская И.Ю., Добаткин C.B. и др. // Физика металлов и металловедение. — 2004. Том 97. — №6. - С. 84-90.

58. Зельдович В.И., Фролова И.Ю., Пилюгин В.П. и др. // Металлы. — 2003.-№3.-С. 38-44.

59. В. А. Поздняков, A.M. Глезер. Структурные механизмы пластической деформации нанокристаллических материалов. Физика твердого тела, 2002, том 44, вып. 4.

60. С.Г. Зайченко, A.M. Глезер. Дисклинационный механизм пластической деформации нанокристаллических материалов. Физика твердого тела, 1997, том 39, № 11.

61. Г.А. Малыгин. Механизм формирования микрополос сдвига при пластической деформации нанокристаллических материалов. Физика твеёрдого тела, 2009, том 51, вып. 9.

62. Кузнецов Р.И., Быков В.И., Чернышев В.П., Пилюгин В.П., Ефремов H.A., Пошеев В.В., Пластическая деформация твердых тел под давлением Свердловск, ИМФ УНЦ РАН, 1982, Препринт 4/85.

63. Valiev R.Z., Korznikov A.V., Mulyukov R.R., Mater.Sci.Eng., 1993, A186, p.141.

64. Valiev R.Z., Nanostructured Materials, 1995, v.6, p.73.

65. Valiev R.Z., Ivanisenko Yu.V., Rausch E.F., Baudelet В., Acta Mater., 1997, v.44, p.4705.

66. Mishin O.V., Gertsman V.Yu., Valiev R.Z., Gottstein G., Ser. Mater., 1996, v.35, p.873.

67. V.G. Gryaznov, L.I. Trusov. Prog.Mater. Sei. 37, 4, 289 (1993).

68. Г.Е. Абросимова, A.C. Аронин. Влияние размера на совершенство структуры нанокристаллов на основе Al и Ni. Физика твердого тела, 2008, том 50, вып. 1.

69. М.Ю. Гуткин, И.А. Овидько. Физическая механика деформируемых наноструктур. Янус, СПб (2003). 194 с.

70. Г.Е. Абросимова, А.С. Аронин. ФТТ 44, 961 (2002).

71. Гундеров Д.В., Пушин В.Г., Валиев Р.З. и др. // Деформации и разрушение материалов. 2006. — № 4. — С. 22-25.

72. Абросимова Г.Е., Аронин А.С., Добаткин С.В. и др. // Металлы. — 2005.-№5.-С. 12-16.

73. Н.И. Коуров, Ю.В. Князев, А.В. Королев, В.Г. Пушин, Ю.А. Дорофеев. Влияние интенсивной пластической деформации на свойства антиферромагнетика Pt3Fe. Физика твёрдого тела, 2010, том 52, вып. 2.

74. Добромыслов А.В., Долгих Е.К., Треногина T.JI. и др. // Металлы. — 2005.-№5.-С. 43-48.

75. Roberto В. Figueiredo, Terence G. Langdon. Strategies for achieving high strain rate superplasticity in magnesium alloys processed by equal-channel angular pressing. Scripta Materialia 61 (2009) 84-87.

76. Terence G. Langdon. Research on bulk nanostructured materials in Ufa: Twenty years of scientific achievements. Materials Science and Engineering A 503 (2009) 6-9.

77. Praveen Kumar, Cheng Xu, Terence G. Langdon. Influence of strain rate on strength and ductility in an aluminum alloy processed by equal-channel angular pressing. J Mater Sci (2009) 44:3913-3916 DOI 10.1007/sl0853-009-3535-3.

78. V.M. Segal, K.T. Hartwig, R.E. Goforth. In situ composites processed by simple shear. Materials Science and Engineering A224 (1997) 107-115.

79. Kenichiro Suehiro, Shunichi Nishimura, Zenji Horita. Change in magnetic property of Cu-6,5 mass % Co alloy through processing by ECAP. Journal of the JRICu, 46 (2007), p. 172-176.

80. Носкова Н.И., Мулюков P.P. Субмикрокристаллические и нанокристаллические металлы и сплавы. Екатеринбург: УрО РАН, 2003.

81. R.Z. Valiev, M.Y. Murashkin, E.V. Bobruk, G.I. Raab. Grain refinement and mechanical behavior of the A1 alloy, subjected to the new SPD technique. Materials Transactions, vol.50, №1 (2009), p.87-91.

82. Спенс Дж. Экспериментальная электронная микроскопия высокогоразрешения //Пер. с англ. под ред. В.Н. Ротанского / М.: Наука. Гл. ред физ.мат. лит., 1986, 320 с.

83. Y. Todaka, М. Umemoto, A. Yamazaki, J. Sasaki, К. Tsuchiya. Influence of high-pressure torsion straining conditions on microstructure evolution in commercial aluminum. Materials Transactions, vol.49, №1 (2008), p.7-14.

84. A.C. Аронин, Г.Е. Абросимова, Ю.В. Кирьянов. Образование и структура нанокристаллов в сплаве Al86NinYb3. Физика твёрдого тела, 2001, том 43, вып. 11,с.1925-1933.

85. Г.Е. Абросимова, А.С. Аронин, А.Ф. Гуров, И.И. Зверькова, Е.Ю. Игнатьева. Фазовое расслоение и кристаллизация в аморфном сплаве Ni70Mo10P2o- Физика твёрдого тела, 1998, том 40, № 9, с.1577-1580.

86. Г.Е. Абросимова, А.С. Аронин, Д.В. Матвеев, В.В. Молоканов. Образование и структура нанокристаллов в массивном металлическом стекле Zr50Tii6Cui5Nii9. Физика твёрдого тела, 2004, том 46, вып. 12, с.2119-2123.

87. Sethi V., Gibala R., Heuer A. Scr. Met., 1978, vol. 12, № 2, p. 207209.

88. Donovan P.E., Stobbs P.E. Acta met., 1981, vol. 29, № 10, p. 1419 -1436.

89. Г.Е. Абросимова, А.С. Аронин, C.B. Добаткин, И.И. Зверькова, Д.В. Матвеев, О.Г. Рыбченко, Е.В. Татьянин. Нанокристаллизация аморфного сплава Fe80B20 под действием интенсивной пластической деформации. Физика твердого тела, 2007, том 49, вып. 6.

90. Попов JI.E., Конева Н.А., Терешко И.В. Деформационное упрочнение упорядоченных сплавов. М.: Металлургия, 1979, 256 с.

91. Е.В. Татьянин, Н.Ф. Боровиков, В.Г. Курдюмов, В.Л. Инденбом. Аморфные полосы сдвига в деформированном TiNi-сплаве. Физика твёрдого тела, 1997, том 39, № 7, с. 1237-1239.

92. Yosuke Harai, Masaaki Kai, Kenji Kaneko, Zenji Horita, Terence G. Langdon. Microstructural and mechanical characteristics of AZ61 magnesium alloy processed by high-pressure torsion. J. Japan Inst. Metals, v.71 (2007), p.213-217.

93. Г. Шиммель. Методика электронной микроскопии. Перевод с немецкого A.M. Розенфельда и М.Н. Спасского. Под редакцией д-ра физ.-мат. наук В.Н. Рожанского. Москва, «МИР» 1972 г.

94. A.M. Глезер, Б.В. Молотилов, О.Л. Утевская. К методике электронномикроскопического изучения структуры аморфных металлических материалов. Заводская лаборатория, том 47, № 10, 1981 г.

95. Gibson J.M., Howie А. «Chem. scr.», 1978-1979, v. 14, p. 109.

96. Stobbs W.M., Chevalier J.P. «Acta Met.», 1978, v. 26, p. 233.

97. Chevalier J.P. «J. of Microscopy (Gr. Brit.)», 1980, v. 119, part 1, p.113.

98. G.P. Dinda, H. Rosner, G. Wilde. Synthesis of bulk nanostructured Ni, Ti and Zr by repeated cold-rolling. Scripta Materialia v.52 (2005) p.577-582.

99. N. Boucharat, H. Rosner a, G. Wilde. Nanocrystallization mechanisms of Al-rich glass-forming alloys. Journal of Non-Crystalline Solids v.354 (2008) p.592-596.

100. Г.Е. Абросимова, A.C. Аронин. Влияние размера на совершенство структуры нанокристаллов на основе А1 и Ni. Физика твердого тела, 2008, том 50, вып. 1.

101. Г.Е. Абросимова, А.С. Аронин, А.Ф. Гуров, Ю.В. Кирьянов, В.В. Молоканов. Начальные стадии распада аморфной фазы в массивном металлическом стекле Zr-Cu-Ti. Физика твердого тела, 1999, том 41, вып. 7.

102. X. Waseda, Т. Masumoto. Sci. Rep. MTU 27A, 21 (1978)

103. Г.Е. Абросимова, А.С. Аронин. Влияние размера на образование дефектов в нанокристаллах. Вестник удмуртского университета. Физика. Химия. 2008. вып. 1.

104. Г.Е. Абросимова, А.С. Аронин, С.В. Добаткин, И.И. Зверькова, Д.В. Матвеев, О.Г. Рыбченко, Е.В. Татьянин. Нанокристаллизация аморфного сплава Fe80B20 под действием интенсивной пластической деформации. Физика твердого тела, 2007, том 49, вып. 6.

105. А.А. Русаков. Рентгенография металлов. Атомиздат, М. (1977). 480с.

106. Ю.Д. Ягодкин, С.В. Добаткин. Применение электронной микроскопии и рентгеноструктурного анализа для определения размеров структурных элементов в нанокристаллических материалах. «Заводская лаборатория. Диагностика материалов». №1. 2007. Том 73.

107. S. Huang. Structure and structure analysis of amorphous materials. Claredon, Oxford (1984).

108. Г.Е. Абросимова, А.С. Аронин, H.H. Холстинина. Об определении доли кристаллической фазы в аморфно-кристаллических сплавах. Физика твердого тела, 2010, том 52, вып. 3.

109. Cheng Xu, Terence G. Langdon. Three-dimensional representations of hardness distributions after processing by high-pressure torsion. Materials Science and Engineering A 503 (2009) 71-74.

110. Шелехов E.B., Свиридова T.A. // МиТОМ. 2000. № 8. с. 16.

111. Глезер А.М.//Докл. РАН. СССР. 1985, т. 283, № 1, с. 106.

112. Chen Н., Не Y., Shiflet G.J., Poon S.J. // Lett. Nature. 1994. V. 367. № 2. P. 541.

113. Грязнов В.Г., Капрелов A.E., Романов A.E. // Письма в ЖТФ. 1989. Т. 15. №2. С. 39.

114. Глезер A.M., Метлов JI.C. // Физика и техника высоких давлений. 2008. Т. 18. №4. С. 21.

115. Inoue А. // Acta Mater. 2000. V. 48. P. 279.

116. Садчиков В.В., Мальцев Е.И., Соснин В.В. // Сталь. 1997. № 11. С.

117. B.D. Cullity, C.D. Graham. Introduction to magnetic materials. John Willey& Sons, 2009.