Концентрационное расслоение и структурные изменения в Fe–Cr–Ni-сплаве при теплой винтовой деформации

Обнаружено, что эффект деформационно-индуцированного перераспределения элементов в сплаве Fe₅₉Ni₃₀Cr₁₁ уменьшается при повышении температуры деформации от 0 до 300°C. Проведенные эксперименты показывают, что предсказанные теорией увеличение сегрегаций никеля на стоках и, следовательно, значительное...

Ausführliche Beschreibung

Gespeichert in:

Bibliographische Detailangaben
Datum:	2015
Hauptverfasser:	Эфрос, Б.М., Дерягин, А.И., Метлов, Л.С., Ивченко, В.А., Эфрос, Н.Б., Варюхин, В.Н.
Format:	Artikel
Sprache:	Russian
Veröffentlicht:	Донецький фізико-технічний інститут ім. О.О. Галкіна НАН України 2015
Schriftenreihe:	Физика и техника высоких давлений
Online Zugang:	https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/107385
Tags:	Tag hinzufügen Keine Tags, Fügen Sie den ersten Tag hinzu!
Назва журналу:	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
Zitieren:	Концентрационное расслоение и структурные изменения в Fe–Cr–Ni-сплаве при теплой винтовой деформации / Б.М. Эфрос, А.И. Дерягин, Л.С. Метлов, В.А. Ивченко, Н.Б. Эфрос, В.Н. Варюхин // Физика и техника высоких давлений. — 2015. — Т. 25, № 1-2. — С. 41-51. — Бібліогр.: 12 назв. — рос.

Institution

Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine

id	nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-107385
record_format	dspace
spelling	nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-1073852025-02-09T10:13:25Z Концентрационное расслоение и структурные изменения в Fe–Cr–Ni-сплаве при теплой винтовой деформации Concentration stratification and structural changes in the Fe–Ni–Cr alloy after the warm twist deformation Эфрос, Б.М. Дерягин, А.И. Метлов, Л.С. Ивченко, В.А. Эфрос, Н.Б. Варюхин, В.Н. Обнаружено, что эффект деформационно-индуцированного перераспределения элементов в сплаве Fe₅₉Ni₃₀Cr₁₁ уменьшается при повышении температуры деформации от 0 до 300°C. Проведенные эксперименты показывают, что предсказанные теорией увеличение сегрегаций никеля на стоках и, следовательно, значительное повышение намагниченности образцов с ростом температуры деформации не подтвердились, несмотря на повышенную диффузионную подвижность. Виявлено, що ефект деформаційно-індукованого перерозподілу елементів у сплаві Fe₅₉Ni₃₀Cr₁₁ зменшується при підвищенні температури деформації від 0 до 300°С. Проведені експерименти показують, що передбачені теорією збільшення сегрегацій нікелю на стоках і, отже, значне підвищення намагніченості зразків зі зростанням температури деформації не підтвердилися, незважаючи на підвищену дифузійну рухливість. It was found that the effect of the deformation-induced redistribution of the elements in the Fe₅₉Ni₃₀Cr₁₁ alloy was reduced when the temperature of deformation increased from 0 to 300°C. The performed experiments have demonstrated that the theory-predicted increase in the nickel segregation at the sinks and the related substantial increase in magnetization, when the temperature increased, were not confirmed despite enhanced diffusion mobility. 2015 Article Концентрационное расслоение и структурные изменения в Fe–Cr–Ni-сплаве при теплой винтовой деформации / Б.М. Эфрос, А.И. Дерягин, Л.С. Метлов, В.А. Ивченко, Н.Б. Эфрос, В.Н. Варюхин // Физика и техника высоких давлений. — 2015. — Т. 25, № 1-2. — С. 41-51. — Бібліогр.: 12 назв. — рос. 0868-5924 PACS: 81.40.Rs, 66.30.–h, 81.40.–z https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/107385 ru Физика и техника высоких давлений application/pdf Донецький фізико-технічний інститут ім. О.О. Галкіна НАН України
institution	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
collection	DSpace DC
language	Russian
description	Обнаружено, что эффект деформационно-индуцированного перераспределения элементов в сплаве Fe₅₉Ni₃₀Cr₁₁ уменьшается при повышении температуры деформации от 0 до 300°C. Проведенные эксперименты показывают, что предсказанные теорией увеличение сегрегаций никеля на стоках и, следовательно, значительное повышение намагниченности образцов с ростом температуры деформации не подтвердились, несмотря на повышенную диффузионную подвижность.
format	Article
author	Эфрос, Б.М. Дерягин, А.И. Метлов, Л.С. Ивченко, В.А. Эфрос, Н.Б. Варюхин, В.Н.
spellingShingle	Эфрос, Б.М. Дерягин, А.И. Метлов, Л.С. Ивченко, В.А. Эфрос, Н.Б. Варюхин, В.Н. Концентрационное расслоение и структурные изменения в Fe–Cr–Ni-сплаве при теплой винтовой деформации Физика и техника высоких давлений
author_facet	Эфрос, Б.М. Дерягин, А.И. Метлов, Л.С. Ивченко, В.А. Эфрос, Н.Б. Варюхин, В.Н.
author_sort	Эфрос, Б.М.
title	Концентрационное расслоение и структурные изменения в Fe–Cr–Ni-сплаве при теплой винтовой деформации
title_short	Концентрационное расслоение и структурные изменения в Fe–Cr–Ni-сплаве при теплой винтовой деформации
title_full	Концентрационное расслоение и структурные изменения в Fe–Cr–Ni-сплаве при теплой винтовой деформации
title_fullStr	Концентрационное расслоение и структурные изменения в Fe–Cr–Ni-сплаве при теплой винтовой деформации
title_full_unstemmed	Концентрационное расслоение и структурные изменения в Fe–Cr–Ni-сплаве при теплой винтовой деформации
title_sort	концентрационное расслоение и структурные изменения в fe–cr–ni-сплаве при теплой винтовой деформации
publisher	Донецький фізико-технічний інститут ім. О.О. Галкіна НАН України
publishDate	2015
url	https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/107385
citation_txt	Концентрационное расслоение и структурные изменения в Fe–Cr–Ni-сплаве при теплой винтовой деформации / Б.М. Эфрос, А.И. Дерягин, Л.С. Метлов, В.А. Ивченко, Н.Б. Эфрос, В.Н. Варюхин // Физика и техника высоких давлений. — 2015. — Т. 25, № 1-2. — С. 41-51. — Бібліогр.: 12 назв. — рос.
series	Физика и техника высоких давлений
work_keys_str_mv	AT éfrosbm koncentracionnoerassloenieistrukturnyeizmeneniâvfecrnisplavepriteplojvintovojdeformacii AT derâginai koncentracionnoerassloenieistrukturnyeizmeneniâvfecrnisplavepriteplojvintovojdeformacii AT metlovls koncentracionnoerassloenieistrukturnyeizmeneniâvfecrnisplavepriteplojvintovojdeformacii AT ivčenkova koncentracionnoerassloenieistrukturnyeizmeneniâvfecrnisplavepriteplojvintovojdeformacii AT éfrosnb koncentracionnoerassloenieistrukturnyeizmeneniâvfecrnisplavepriteplojvintovojdeformacii AT varûhinvn koncentracionnoerassloenieistrukturnyeizmeneniâvfecrnisplavepriteplojvintovojdeformacii AT éfrosbm concentrationstratificationandstructuralchangesinthefenicralloyafterthewarmtwistdeformation AT derâginai concentrationstratificationandstructuralchangesinthefenicralloyafterthewarmtwistdeformation AT metlovls concentrationstratificationandstructuralchangesinthefenicralloyafterthewarmtwistdeformation AT ivčenkova concentrationstratificationandstructuralchangesinthefenicralloyafterthewarmtwistdeformation AT éfrosnb concentrationstratificationandstructuralchangesinthefenicralloyafterthewarmtwistdeformation AT varûhinvn concentrationstratificationandstructuralchangesinthefenicralloyafterthewarmtwistdeformation
first_indexed	2025-11-25T18:14:52Z
last_indexed	2025-11-25T18:14:52Z
_version_	1849787150279639040
fulltext	Физика и техника высоких давлений 2015, том 25, № 1–2 © Б.М. Эфрос, А.И. Дерягин, Л.С. Метлов, В.А. Ивченко, Н.Б. Эфрос, В.Н. Варюхин, 2015 PACS: 81.40.Rs, 66.30.–h, 81.40.–z Б.М. Эфрос, А.И. Дерягин, Л.С. Метлов, В.А. Ивченко, Н.Б. Эфрос, В.Н. Варюхин КОНЦЕНТРАЦИОННОЕ РАССЛОЕНИЕ И СТРУКТУРНЫЕ ИЗМЕНЕНИЯ В Fe–Cr–Ni-СПЛАВЕ ПРИ ТЕПЛОЙ ВИНТОВОЙ ДЕФОРМАЦИИ Статья поступила в редакцию 27 ноября 2014 года Обнаружено, что эффект деформационно-индуцированного перераспределения элементов в сплаве Fe59Ni30Cr11 уменьшается при повышении температуры деформации от 0 до 300°C. Проведенные эксперименты показывают, что предсказанные теорией увеличение сегрегаций никеля на стоках и, следователь- но, значительное повышение намагниченности образцов с ростом температу- ры деформации не подтвердились, несмотря на повышенную диффузионную подвижность. Ключевые слова: ГЦК-сплавы, интенсивная пластическая деформация, расслое- ние, ферромагнитные кластеры Виявлено, що ефект деформаційно-індукованого перерозподілу елементів у сплаві Fe59Ni30Cr11 зменшується при підвищенні температури деформації від 0 до 300°С. Проведені експерименти показують, що передбачені теорією збільшення сегре- гацій нікелю на стоках і, отже, значне підвищення намагніченості зразків зі зро- станням температури деформації не підтвердилися, незважаючи на підвищену дифузійну рухливість. Ключові слова: ГЦК-сплави, інтенсивна пластична деформація, розшарування, феромагнітні кластери Аустенитные Fe–Cr–Ni-сплавы, широко используемые в реакторострое- нии, испытывают радиационно-индуцированное перераспределение леги- рующих атомов, что вызывает образование в районе стоков точечных де- фектов (границ зерен) сегрегаций никеля [1]. При облучении до высокого (1023 n/cm2) флюенса сплав Х16Н15М3Б, парамагнитный в исходном со- стоянии, становится суперпарамагнитным, что объясняется формировани- ем наноразмерных кластеров, обогащенных никелем [2]. Аналогичное яв- ление обнаружено при холодной интенсивной пластической деформации (ИПД) Fe–Cr–Ni-сплавов [3]. Наблюдаемые эффекты объясняются тем, что в обоих случаях (нейтронное облучение и ИПД) возникает высокая кон- центрация неравновесных точечных дефектов, перемещение которых на Физика и техника высоких давлений 2015, том 25, № 1–2 42 стоки (границы зерен и субзерен) вызывает обогащение никелем пригра- ничных областей. В работах [3,4] была предложена модель деформационно-индуцирован- ной сегрегации, а в [5] учтено влияние скорости перемещения границ зе- рен в трехкомпонентном Fe–Cr–Ni-сплаве при различных температурах и составах сплава. Теоретически было предсказано усиление приграничных сегрегационных процессов при движении границ зерен и повышении температуры деформации до 150–550°C [3,5]. Целью данной работы яв- лялась проверка этого предсказания. Исследования проведены на сплаве Fe59Ni30Cr11, деформированном при различных температурах от 0 до 300°С. Методика эксперимента изложена в работе [6]. Образцы из данного сплава подвергали ИПД. В последнее время пристальное внимание иссле- дователей в области физического материаловедения привлекают специаль- ные методы ИПД, являющиеся мощным инструментом преобразования структуры материалов: кручение дисковых заготовок на наковальнях Бриджмена, равноканальное угловое прессование цилиндрических и приз- матических заготовок, всесторонняя изотермическая ковка, винтовое прес- сование (ВП). Влияние холодной деформации на магнитные свойства сплава Fe59Ni30Cr11 показано на рис. 1. В условиях малых и средних степеней деформации (до ε = 50–75% обжатия прокаткой) практически сохраняется прямо пропорциональная зависимость удельной намагниченности от маг- нитного поля σ(H). При логарифмических степенях деформации e > 1.6 (ε = 80%) зависимость σ(H) становится нелинейной, наблюдается изгиб кривых а б Рис. 1. Зависимость удельной намагниченности σ сплава Fe59Cr11Ni30 при 24°C: а – от величины магнитного поля H после различной холодной деформации е: 1 – 0, 2 – 0.7, 3 – 1.6, 4 – 2.0, 5 – 3.1, 6 – 3.8, 7 – 6.0, 8 – 6.7, 9 – 7.4, 10 – 8.1, 11 – 8.8, 12 – 9.4; б – от степени холодной деформации е (магнитное поле H = 2.6 kOe) Физика и техника высоких давлений 2015, том 25, № 1–2 43 намагничивания в малых полях, причем гистерезис или остаточная намаг- ниченность отсутствуют. Кроме того, наблюдается ускорение роста намаг- ниченности при деформации σ > 80%, что отчетливо представлено изгибом на кривой (рис. 1,б) в точке е = 1.6. Такое поведение характерно для пара- магнетика с локально возникшими ферромагнитными областями малых размеров. Дальнейшее увеличение деформации путем сдвига под давлением вызы- вает еще больший рост удельной намагниченности. Интенсивность повыше- ния намагниченности в начале деформации сдвигом под давлением сохраня- ется такой же, как и при деформации прокаткой со степенью е > 1.6 (ε > 80%). Однако при е = 8.8 рост удельной намагниченности прекращается, и зависи- мость σ(е) выходит на уровень насыщения вплоть до максимальной исполь- зованной деформации е = 9.5. Возникшие ферромагнитные сегрегации исследованы на устойчивость к отжигу (рис. 2). Намагниченность образцов после ИПД при 24°C при отжиге до 200°C изменяется мало. В районе температур 250–550°C необ- ратимое устранение повышенной намагниченности происходит наиболее интенсивно. Окончательное восстановление величины намагниченности до исходного значения в недеформированном состоянии происходит с выравниванием состава деформированного ГЦК-сплава и имеет место при ∼ 600°C. Отжиг при 100–650°C закаленного недеформированного сплава Fe59Ni30Cr11 практически не изменяет его намагниченности, изме- ряемой при 24°C. Обсуждение полученных результатов [6] приводит к выводу, что объ- яснить наблюдаемое изменение магнитных свойств можно только пере- распределением атомного состава, которое инициируется большим коли- чеством деформационных вакансий и междоузлий. Как известно [6], то- чечные дефекты радиационного происхождения воздействуют на пере- распределение легирующих элементов в аустенитных никелевых и хро- моникелевых сталях. Причины подобного влияния состоят в том, что то- Рис. 2. Зависимость удельной намагничен- ности образцов σ сплава Fe59Cr11Ni30 в магнитном поле H = 2.6 kOe при темпе- ратуре 24°C от температуры последова- тельного 30-минутного отжига Tann че- рез 50°C: 1 – недеформированный сплав, 2 – деформированный до е = 1.6 (ε = = 97.7%) Физика и техника высоких давлений 2015, том 25, № 1–2 44 чечные дефекты, образованные в результате радиационного воздействия или сильной пластической деформации, движутся к стокам (границам зе- рен и фрагментов, дислокациям). Междоузельные атомы с разными ра- диусами имеют различную подвижность, что вызывает обогащение сто- ков более «подвижными элементами». С другой стороны, навстречу по- токам вакансий возникает противоток (от стоков) легирующих элементов, мигрирующих с различными скоростями. Результирующий эффект за- ключается в обогащении или обеднении областей стоков точечных де- фектов никелем, хромом, железом. С целью проверки теоретических предсказаний, а также, возможно, обна- ружения в этом случае кластеров, обогащенных никелем, нами проведены исследования сплава Fe59Ni30Cr11, деформированного при ВП. На рис. 3 по- казана зависимость намагниченности от магнитного поля при температуре 22°C после различных обработок сплава. Его температура Кюри ~ 40°C, и при комнатной температуре он парамагнитный. Можно видеть близость кривых для закаленного состояния и для деформированного ВП до е = 3 при 300°C. Прямолинейная зависимость удельной намагниченности от магнит- ного поля свидетельствует о парамагнитном состоянии сплава, закаленного и деформированного ВП. По данным электронной микроскопии (рис. 4), по- сле ВП (е = 3) зерна сплава Fe59Ni30Cr11 вытянуты, средняя длина зерен близка к 1 μm, а ширина – к ~ 0.2 μm. На рис. 5 приведена удельная намагниченность сплава Fe59Ni30Cr11 после ВП (е = 3) при 300°C, измеренная при разных температурах (от 19 до 202°С). Все зависимости намагниченности от поля прямолинейны, что свидетельст- вует об отсутствии парамагнитного поведения сплава Х11Н30 в недеформи- рованном состоянии. По данным рис. 6 видно практически полное совпаде- ние температурных зависимостей намагниченности в фиксированном маг- нитном поле обоих состояний (кривые 2 и 3). Таким образом, повышение температуры деформации (е = 3) до 300°C вообще не вызывает появления ферромагнитных кластеров, хотя теоретические расчеты предсказывают об- ратное [5]. Рис. 3. Зависимость удельной намагни- ченности σ от магнитного поля H сплава Fe59Cr11Ni30 при T = 22°C после различ- ных обработок: 1 – e = 0; 2 – e = 3 (300°C); 3 – e = 3 (300°C) + отжиг (650°C, 30 min); 4 – e = 2.0 (20°C); 5 – e = 2.0 (20°C) + 1.4 (95°C); 6 – e = 2.0 (20°C) + + 1.4 (0°C); 7 – e = 2.0 (20°C) + 1.4 (95°C) + 3.1 (20°C); 8 – e = 2.0 (20°C) + + 1.4 (95°C) + 3.1 (20°C) + 77 K Физика и техника высоких давлений 2015, том 25, № 1–2 45 а б в Следует отметить, что степень деформации ВП (е ≈ 3) при 300°C может быть недостаточной для формирования обогащенных никелем кластеров в сплаве Fe59Ni30Cr11, поэтому на тех же образцах (закаленных после ВП) бы- ла проведена холодная деформация при 20°C. Как видно из рис. 6 (кривая 4), холодная (20°С) прокатка образца, закаленного после ВП, даже до меньшей степени деформации (е = 2) заметно изменяет вид кривой в малых полях, приводя к формированию ферромагнитных кластеров. Рис. 4. Структура и микроэлектроно- граммы сплава Fe59Cr11Ni30 после ВП (е = 3) при 300°C (а) и сплава Х12Н30 после ИПД (е = 4) при 20°C (б – свет- лопольное, в – темнопольное изображе- ния) Рис. 5. Зависимость удельной намагни- ченности σ от магнитного поля H сплава Fe59Cr11Ni30 (ВП е = 3 при 300°С) при разных температурах измерения T, °C: 1 – 19.3, 2 – 24.1, 3 – 42.2, 4 – 60.2, 5 – 80.8, 6 – 101.3, 7 – 120.0, 8 – 142.4, 9 – 159.9, 10 – 23.9 (160°C), 11 – 162.4, 12 – 202.5 Физика и техника высоких давлений 2015, том 25, № 1–2 46 Рис. 6. Зависимость удельной намагниченности σ стали Х12Н30 от температуры T в фиксированном магнитном поле H = 2.6 kOe после различных степеней деформа- ции: 1 – e = 3 (300°C) + закалка; 2 – e = 3 (300°C) + закалка, повтор; 3 – e = 3 (300°C); 4 – e = 2 (20°C) + 1.4 (95°C); 5 – 2 (20°C) + 1.4 (0°C) Для уточнения влияния температуры деформации на перераспределение никеля в сплаве Fe59Ni30Cr11 была проведена дополнительная деформация (е = 2) этих же образцов при строго фиксированных температурах, близких к 0 и 100°C соответственно в ледяной и кипящей воде. Дополнительная де- формация (Δе = 1.4) при этих температурах вызывает еще больший изгиб кривых и увеличение намагниченности (рис. 6), что объясняется формиро- ванием ферромагнитных кластеров. Из сравнения намагниченностей после дополнительной деформации при Т = 95°C и Т = 0 (кривые 4 и 5) можно сделать вывод о том, что чем ниже температура деформирования (в интервале 0–300°С), тем больше деформа- ционно-индуцированное перераспределение никеля, которое при понижен- ной температуре (Т ≈ 0) можно объяснить деформационной генерацией ва- кансий и междоузельных атомов [5]. Более наглядно влияние температуры деформирования проявляется на температурной зависимости намагниченности в фиксированном магнитном поле. Заметна повышенная намагниченность сплава Fe59Ni30Cr11 после де- формации при T = 0 (кривая 5), которая уменьшается в процессе деформа- ции при 95°C (кривая 4) и совсем исчезает в условиях деформации ВП при 300°C (кривая 3). Никакого температурного гистерезиса в интервале темпе- ратур от комнатной до 220°C не обнаружено, кривые полностью совпадают при нагреве и охлаждении. Эксперименты свидетельствуют, что предсказанные теорией увеличение сегрегаций никеля на стоках и, следовательно, значительное повышение на- магниченности образцов с ростом температуры деформации не подтверди- лись, несмотря на повышенную диффузионную подвижность. Приведенные теоретические рассуждения основаны на предположении, что сегрегационные процессы, протекающие при радиационном облучении Физика и техника высоких давлений 2015, том 25, № 1–2 47 и при ИПД, можно описать одними и теми же уравнениями [4,5]. Однако совершенно очевидно, что эти процессы кардинально различаются. Во- первых, время сегрегации при облучении значительно больше времени про- текания сегрегационных процессов при ИПД. Следовательно, совершенно недостаточно сказать здесь, что поточечная диффузия атомов и вакансий ускоряется за счет деформационных процессов. Необходимо либо уточнить механизм такого ускорения, либо искать другие механизмы сегрегации. Во-вторых, вакансии действительно могут либо генерироваться, либо ис- чезать в больших количествах при ИПД при неконсервативном движении дислокаций. Однако необходимо учитывать влияние на эти процессы плот- ности дислокаций и вакансий, которое будет значительно слабее по сравне- нию с прямым влиянием дефектов большей «мощности» (дислокаций и гра- ниц зерен). В соответствии с идеологией неравновесной эволюционной термоди- намики [7–9] рассмотрим функционал внутренней энергии в виде [10]: ( ) ( )2 2 3 4 0 1 2 3 , 1 1 1 1, 2 2 3 4g D l l l l l l l l l l gD g D l g D u h h D h h h h h h h = ⎛ ⎞= − ∇ +ϕ − ϕ + ϕ − ϕ +ϕ⎜ ⎟ ⎝ ⎠ ∑ , (1) где Dl – эффективные коэффициенты диффузии; φkl, φgD – некоторые коэф- фициенты, зависящие от равновесной переменной e ijε как от управляющего параметра: ( ) ( )2 2* 0 0 * 1 1 1 , 2 2 , e e e l l l ii l ii l ij e l l l ii g e ⎛ ⎞ϕ = ϕ + ε + λ ε +μ ε⎜ ⎟ ⎝ ⎠ ϕ = ϕ − ε (2) где * 0lϕ , * 1lϕ , gl, lλ , lμ и le – феноменологические параметры модели. Ин- дексы g, D относятся к границам зерен и дислокациям соответственно. Для удобства дефекты Hl заменены их плотностями hl, аналогично S → s, U → u. Несущественная константа в (1) опущена. Полиноминальное представление термодинамических потенциалов является классическим приемом равновес- ной и неравновесной термодинамики. Варьируя функционал внутренней энергии, получим систему эволюцион- ных уравнений для системы с неоднородным распределением плотностей дефектов ( ) ( ) 0 1 2 3 0 1 2 3 , . D g D h D D D D gD g g h g g g g g g g g gD D h h h h t h h h h h h t ∂ = γ Δ +ϕ −ϕ +ϕ ∂ ∂ = γ Δ +ϕ −ϕ +ϕ −ϕ +ϕ ∂ (3) Такой способ получения системы уравнений (3) является прямым обоб- щением техники функционала свободной энергии Ландау. Из записи данных Физика и техника высоких давлений 2015, том 25, № 1–2 48 уравнений видно, что их дифференциальная часть в точности совпадает с диффузионными уравнениями для плотностей дислокаций и границ зерен. Отсюда следует, что «диффузия» этих дефектов может быть альтернатив- ным механизмом массопереноса при ИПД, в том числе она может не через генерацию вакансий, а напрямую влиять на перенос компонентов сплава. Тем более, что высокая размерность этих дефектов делает их по определе- нию более предпочтительными кандидатами в качестве эффективных аген- тов массопереноса. Для начала проверим, как работают уравнения (3) сами по себе, безотно- сительно к разделению компонентов сплава. Для расчетов использовали следующие параметры (обоснование методики выбора параметров однород- ной модели см., напр., в [9,11]): * 9 1 0 5 10 J mD − −ϕ = ⋅ ⋅ , * 24 1 1.2 10 J mD −ϕ = ⋅ ⋅ , 8 12 10 J mDg − −= ⋅ ⋅ , 4 13.3 10 J mD − −μ = ⋅ ⋅ , 236 10 J mDe −= ⋅ ⋅ , * 2 0 0.4 J mg −ϕ = ⋅ , * 6 1 1 2.8 10 J mg − −ϕ = ⋅ ⋅ , 13 2 5.6 10 Jg −ϕ = ⋅ , 20 3 3 10 J mg −ϕ = ⋅ ⋅ , 212 J mgg −= ⋅ , 5 22.5 10 J mg −λ = ⋅ ⋅ , 5 26.3 10 J mg −μ = ⋅ ⋅ , 4 13.6 10 J mge − −= ⋅ ⋅ , 1610 JgD −ϕ = , DD = 0.12⋅10–29 J⋅m, Dg = 10–13 J⋅m3, γhD = 3⋅1025 J–1⋅m–1⋅s–1, γhg = 106 J–1⋅m–1⋅s–1. Сечение образца в модели перпендикулярно его оси разбивали на 100 × 100 квадратных конечных элементов (размер стороны 0.1 mm), так что общее сечение образца составило 1 × 1 cm. Начальное значение плотностей дефек- тов по всему сечению выбирали равным hg0 = 0 m–1, hD0 = 1015 m–2. В облас- тях с номерами элементов i = 25–40 и j = 25–40 вводили неоднородность по границам зерен hg0 = 7·106 m–1, а с номерами i = 65–80 и j = 65–80 – неодно- родность по дислокациям hD0 = 9·1015 m–2 (рис. 7). а б Рис. 7. Распределение плотностей границ зерен (а) и дислокаций (б) по сечению образца на 16000-м шаге эволюции (временной шаг равен 0.67·10–3 s) Физика и техника высоких давлений 2015, том 25, № 1–2 49 Из рис. 7 видно, что на 16000-м шаге эволюции начальные неоднородно- сти стали расползаться от места их первоначальной локализации. Причем при выбранных параметрах модели неоднородность по границам зерен фик- сируется более явно и отражается на плане и границ зерен, и дислокаций, в то время, как неоднородность по дислокациям проявляется только на опре- деленном шаге эволюции и только на плане границ зерен. В целом эволюция плотности границ зерен и дислокаций в процессе ИПД протекает в направ- лении достижения предельного стационарного состояния и гомогенизации плотностей этих дефектов в поперечном сечении образца. Возникает вопрос, каким образом могут формироваться кластеры никеля или хрома в ходе ИПД. В силу скоротечности процесса поатомная диффу- зия, очевидно, не успевает внести существенный вклад в массоперенос этих компонентов. Но, с другой стороны, при движении границ зерен последние сами могут захватывать атомы этих компонентов, образуя обогащенные зо- ны. В еще большей степени это может быть отнесено к дислокациям, кото- рые по определению обладают высокой подвижностью, могут аккумулиро- вать в своих ядрах атомы никеля или хрома и переносить их на вновь обра- зуемые границы. Дальнейшее развитие теории может идти двумя путями. Во-первых, по аналогии с теорией [4,5], но лишь с тем различием, что вместо носителей диффузии будут рассматриваться не вакансии, а дислокации или даже гра- ницы зерен. Второй путь – это рассмотрение трехдефектной модели НЭТ, в которую войдут в той или иной степени точности учета все три дефекта – вакансии, дислокации и границы зерен. При этом массоперенос атомов ни- келя, хрома и железа будет также учтен по аналогии с моделированием хи- мических реакций в теории самоорганизации [12]. Выводы 1. Обнаружено, что ИПД при комнатной температуре приводит к атомно- му расслоению твердых ГЦК-растворов стабильных хромоникелевых ГЦК- сплавов с образованием кластеров с повышенной температурой Кюри. Уст- ранение концентрационной микронеоднородности, индуцированной холод- ной деформацией в сплаве Fe59Ni30Cr11, начинается в процессе отжига при 200°С. Окончательное выравнивание состава происходит вследствие рекри- сталлизации γ-фазы при 600°С. 2. В ходе экспериментов показано, что предсказанные теорией увеличе- ние сегрегаций никеля на стоках и, следовательно, значительное повышение намагниченности образцов после теплой деформации не подтвердились. Возможно, это обусловлено тем, что при температурах отжига 250°C и выше кластеры неустойчивы и растворяются диффузионным путем, полностью исчезая при 600°C. 3. Предложен новый механизм массопереноса в твердых телах, подверг- нутых ИПД, основанный на учете вклада более крупных дефектов, таких как Физика и техника высоких давлений 2015, том 25, № 1–2 50 дислокации и границы зерен. На основании этого механизма намечено два варианта обобщения теории для описания массопереноса и формирования кластеров. 1. P.R. Okamoto, L.E. Rehn, J. Nucl. Mater. 83, № 1, 2 (1979). 2. Ю.Г. Чукалкин, В.В. Петров, В.Р. Штирц, Атомная энергия 65, 254 (1988). 3. А.И. Дерягин, В.А. Завалишин, В.В. Сагарадзе, А.Р. Кузнецов, ФММ 89, № 6, 82 (2000). 4. А.Р. Кузнецов, С.А. Стариков, В.В. Сагарадзе, И.А. Степанов, В.А. Печенкин. М. Гирзиг, ФММ 98, № 3, 65 (2004). 5. С.А. Стариков, А.Р. Кузнецов, В.В. Сагарадзе, В.А. Печенкин, И.А. Степанов, ФММ 102, № 2, 147 (2006). 6. А.И. Дерягин, В.А. Завалишин, В.В. Сагарадзе, В.Н. Варюхин, Б.М. Эфрос, Ме- таллы № 6, 14 (2005). 7. L.S. Metlov, Phys. Rev. Lett. 106, 165506 (2011). 8. L.S. Metlov, Phys. Rev. E81, 051121 (2010). 9. L.S. Metlov, Phys. Rev. E90, 022124 (2014). 10. Л.С. Метлов, Вісник Донецького університету, сер. А: Природничі науки вып. 2, 108 (2007). 11. Л.С. Метлов, Вісник Донецького університету, сер. А: Природничі науки вып. 2, 144 (2008). 12. П. Гленсдорф, И. Пригожин, Термодинамическая теория структуры, устойчи- вости и флуктуаций, Мир, Москва (1973). B.M. Efros, A.I. Deryagin, L.S. Metlov, V.A. Ivchenko, N.B. Efros, V.N. Varyukhin CONCENTRATION STRATIFICATION AND STRUCTURAL CHANGES IN THE Fe–Ni–Cr ALLOY AFTER THE WARM TWIST DEFORMATION It was found that the effect of the deformation-induced redistribution of the elements in the Fe59Ni30Cr11 alloy was reduced when the temperature of deformation increased from 0 to 300°C. The performed experiments have demonstrated that the theory-predicted in- crease in the nickel segregation at the sinks and the related substantial increase in mag- netization, when the temperature increased, were not confirmed despite enhanced diffu- sion mobility. Keywords: fcc-alloys, severe plastic deformation, stratification, ferromagnetic clusters Fig. 1. Magnetic field dependence of the specific magnetization σ of the Fe59Cr11Ni30 alloy at 24°C: а – the specific magnetization vs the magnetic field H after varied cold strain е: 1 – 0, 2 – 0.7, 3 – 1.6, 4 – 2.0, 5 – 3.1, 6 – 3.8, 7 – 6.0, 8 – 6.7, 9 – 7.4, 10 – 8.1, 11 – 8.8, 12 – 9.4; б – the specific magnetization vs the cold strain е (H = 2.6 kOe) Fig. 2. Specific magnetization σ of the samples of the Fe59Cr11Ni30 alloy in the magnetic field H = 2.6 kOe at the temperature of 24°C vs the temperature of the successive an- Физика и техника высоких давлений 2015, том 25, № 1–2 51 nealing Tann of 30-minutes long in 50°C: 1 – non-deformed alloy, 2 – the alloy deformed up to е = 1.6 (ε = 97.7%) Fig. 3. Magnetic field dependence of the specific magnetization σ of the Fe59Cr11Ni30 alloy at T = 22°C after the varied processing: 1 – e = 0; 2 – e = 3 (300°C); 3 – e = 3 (300°C) + + anneal (650°C, 30 min); 4 – e = 2.0 (20°C); 5 – e = 2.0 (20°C) + 1.4 (95°C); 6 – e = 2.0 (20°C) + 1.4 (0°C); 7 – e = 2.0 (20°C) + 1.4 (95°C) + 3.1 (20°C); 8 – e = 2.0 (20°C) + 1.4 (95°C) + 3.1 (20°C) + 77 K Fig. 4. Structure and micro-electron diffraction patterns of the Fe59Cr11Ni30 alloy after twist pressing (е = 3) at 300°C (а) and the Х12Н30 alloy after SPD (е = 4) at 20°C (б – bright-field image, в – dark-field image) Fig. 5. Magnetic field dependence of the specific magnetization σ of the Fe59Cr11Ni30 alloy (twist extrusion е = 3 at 300°С) at the varied measurement temperature T, °C: 1 – 19.3, 2 – 24.1, 3 – 42.2, 4 – 60.2, 5 – 80.8, 6 – 101.3, 7 – 120.0, 8 – 142.4, 9 – 159.9, 10 – 23.9 (160°C), 11 – 162.4, 12 – 202.5 Fig. 6. Temperature dependence of the specific magnetization σ of the Х12Н30 steel in the fixed magnetic field H = 2.6 kOe under varied strain: 1 – e = 3 (300°C) + quenchning; 2 – e = 3 (300°C) + quenching, repetition; 3 – e = 3 (300°C); 4 – e = 2 (20°C) + 1.4 (95°C); 5 – 2 (20°C) + 1.4 (0°C) Fig. 7. Cross-section distribution of the density of grain boundaries (а) and dislocations (б) at the16000-th step of the evolution (the time step is 0.67·10–3 s)

Концентрационное расслоение и структурные изменения в Fe–Cr–Ni-сплаве при теплой винтовой деформации

Institution

Ähnliche Einträge