Неравновесные фазовые превращения в сплавах при интенсивной пластической деформации. 1, А. Е. Ермаков1,2, юн. Горностырев1,2,3, Б. Б. Страумал

• Название: 1, А. Е. Ермаков1,2, юн. Горностырев1,2,3, Б. Б. Страумал
• Анкор: Неравновесные фазовые превращения в сплавах при интенсивной пластической деформации
• Дата: 03.03.2020
• Размер: 1.4 Mb.
• Имя файла: SPD obzor.pdf
• Тип: Документы; #110672
• страница: 4 из 6

(a)
(b)

метастабильной по отношению к распаду на
αFe+FeNi
3
и поэтому не изображается на общепринятых фазовых диаграммах. Выбранный для исследования состав стали (

50-60 at% Fe) находился именно в этой малоисследованной области фазовой диаграммы. Распад не наблюдался в случае обработки сплава при Сто есть в условиях выше купола двухфазной области. Заметим, что выпадение фаз FeNi
3
или FeNi может быть ускорено в результате сегрегаций стимулированных потоком точечных дефектов на ГЗ [300]. Рис. (a) Фазовая диаграмма сплава Fe–Ni демонстрирует наличие двухфазных областей малоизученных в низкотемпературной области [301]; распад не наблюдается при обработке сплава (кружок на рисунке) выше экстраполированной границы двухфазной области (пунктирная линия) [42]; (b) электронная микроскопия обнаруживает признаки распада с упорядочением на границе зерна в сплаве Cr
12
Ni
30
Fe
58
(at.%) подвергнутого ИПД при 20 С [42]. Рис. (a) Фазовая диаграмма сплава Al-Mg; кружком обозначены условия эксперимента [47] – ниже границы двухфазной области Al+Al
3
Mg
2
; б атомно-зондовая томография демонстрирует зернограничный распад в твердом растворе, подвергнутом ИПД [47].
Зернограничный распад реализуется также в сплаве Al
94
Mg
6
, подвергнутом ИПД в двухфазной области [47], где вдоль ГЗ возникает обогащенный магнием слой шириной до 10 нм (см. Рис. Как известно, обычно на границах зерен в алюминии быстро выпадает равновесная фаза Al
3
Mg
2
, что представляет технологическую проблему [303]. Однако, в данном случае рентгеноструктурный анализ не выявил присутствия упорядоченной фазы. Недавние экспериментальные и теоретические исследования [304] показали, что в сплаве
Al-0.94Mg-0.47Si ниже купола двухфазной области распад стартует в ГЦК твердом растворе, причем наблюдаются кластеры, обогащенные как кремнием, таки магнием, откуда следует, что энергия смешения компонент в твердом растворе отрицательна, ν<0. Однако первопринципные расчеты [228] привели к противоположному выводу, ν>0, поэтому механизм начальных стадий распада в системе Al-Mg остается на данный момент неясным. Необходимо также иметь ввиду возможность конкуренции двух процессов выпадения равновесной фазы Al
3
Mg
2 и ее разупорядочения под действием ИПД [297]. Сплав NH-7075 близкого состава
(Al
93.6
Zn
2.55
Mg
2.89
Cu
0.61
Si
0.11
Cr
0.10
Ti
0.01
), подвергнутый ИПД кручением под давлением при T=200°C, исследовался в работе [48]. Рентгеноструктурный анализ показал, что после воздействия сплав находится в состоянии ГЦК твердого раствора, без признаков интерметаллидных фаз. Атомно-зондо- вая томография обнаружила выделения игольчатой формы (ширина 4 нм, длина 18 нм) смешанного состава Mg+Zn+Cu на некоторых малоугловых ГЗ, а также выделения сферической формы диаметром 4 нм на некоторых тройных стыках зерен. При этом состояние сплавав объеме зерен характеризовалось сильным ближним порядком кластеризацией примесей, хотя параметры сплава при нормальных условиях лежат немного выше купола двухфазной области. В работе [297] было показано, что фактором ответственным за распад в этом случае может являться приложенное давление, смещающее фигуративную точку на диаграмме ниже купола двухфазной области. В сплаве
Fe-9 wt.% Mn после выдержки при умеренных температурах также обнаруживаются широкие сегрегации [305], связанные, по-видимо- му, с протеканием распада на ГЗ, поскольку в этой системе энергия смешения компонент в твердом растворе отрицательна, ν < 0 [306]. Рис. Магнитная восприимчивость сплава Ni
40
Pd
60 дои после его обработки в шаровой мельнице при температурах 80K (2), 300K (3), 403K (4), 523K (5)
[307]. Аномальное расслоение после дробления порошка сплавав шаровой мельнице [307] наблюдалось по смещению температуры Кюри Рис. 21), которое было максимальным после обработки при умеренной температуре (403K). При обработке на более высоких (Кили низких К) температурах расслоения практически не наблюдалось. Однако распад развивался в процессе отжига при T=553K после низкотемпературной ИПД. Поскольку система Ni-Pd образует непрерывный ряд твердых растворов (ν>0), в ней термодинамически невозможен распад с выделением равновесных фаз. В силу существенной величины эффекта, расслоение, по-видимому, не может быть связано с равновесными ЗГС. Эффекты такого типа могут быть обусловлены, например, формированием сегрегаций на широких неравновесных
ГЗ или под действием потоков неравновесных вакансий [63]. Резюмируя, следует отметить, что образование зернограничных сегрегаций (ЗГС) несомненно играет существенную роль в фазовом равновесии и развитии превращений в нанокристаллических материалах, полученных при низкотемпературной
ИПД с последующим отжигом на умеренных температурах. Теория равновесных ЗГС в настоящее время хорошо развита и предложены ее обобщения на случай нанокристаллических материалов. Однако, эксперименты зачастую свидетельствуют о развитии ЗГС непосредственно входе пластической деформации (неравновесные сегрегации, даже при комнатной температуре, когда процессы объемной диффузии заморожены. Для понимания этих фактов могут быть использованы представления о формировании ЗГС на движущихся
ГЗ (см. Рис, когда ускоренный массоперенос обеспечивается зернограничной диффузией.
4. ПРОБЛЕМА АНОМАЛЬНОЙ ДИФФУЗИИ ПРИ ИНТЕНСИВНОМ ВОЗДЕЙСТВИИ Вопрос о роли диффузии в реализации неравновесных фазовых превращений при ИПД в настоящее время остается дискуссионным. Скорость превращений при ИПД в сплавах замещения на
10–20 порядков выше обычной [308,43,151,81], а растворение частиц интерметаллидов происходит даже при температурах 100K [32,230], при которых считается замороженной не только объемная диффузия, но и диффузия по дислокационным трубкам. Поэтому наиболее распространенным объяснением этих превращений остается прямое механическое перемешивание [14,58]. Однако, в условиях ИПД при комнатной температуре наблюдалось не только механосплавле- ние, но и распад с выделением низкотемпературных равновесных фаз (например, в системе Cu-Co
[151]), неравновесных фаз (например, реакция аморфная фаза +αFe [158]), аномальное расслоение в системе смешиваемых компонент Ni-
Pd [307]. Эти превращения свидетельствует

именно об аномально большой скорости диффузионного массопереноса, что стимулировало поиски ответа на вопрос о роли диффузии в процессах разупорядочения сплавов и формирования пересыщенных твердых растворов, то есть в тех фазовых превращениях, которые являются типичными для условий ИПД, однако часто рассматриваются как бездиффузионные. В работе [63] была выдвинута гипотеза, что в условиях ИПД диффузия ускоряется за счет генерации большого числа неравновесных вакансий на границах и тройных стыках зерен. Типичная концентрация вакансий в материале при ИПД составляет, что соответствует пред- плавильным значениям. В этом случае можно ожидать, что коэффициент объемной диффузии прибудет повышаться на 5–10 порядков и более (в зависимости от материала) [309,
310]. Однако, многие авторы [32,311] считают, что этого недостаточно для развития неравновесных превращений за наблюдаемые времена. Следовательно, необходимо предположить, что изменяется не только предэкспоненциальный фактор, но также и энергия активации диффузии. В работе [312] высказывалось предположение, что формирование пересыщенного раствора в системе Fe-Cu происходит в результате диффузии по дислокационным трубкам, а в работе [238] предполагалось, что краудионный механизм диффузии на дислокациях обеспечивает массоперенос даже при 77K. По нашему мнению, следует обратить особое внимание на роль зернограничной диффузии, которая дополнительно ускоряется на 3–5 порядков в случае реализации неравновесных ГЗ [313], а также за счет генерации неравновесных точечных дефектов в условиях ИПД [63]. В недавней работе
[155] было показано, что диффузия на движущихся ГЗ может приводить к целому спектру неравновесных фазовых превращений, включая разупорядочение сплава и растворение выделений. На Рис приведены коэффициенты объемной
(1), дислокационной (2) и зернограничной (3) диффузии для систем Fe-Cu и Ag-Cu, экстраполированные в область низких температур по известным данным [314-318]. Превращение может реализоваться за разумные времена 10 сек [173,311] посредством одного из перечисленных механизмов, если соответствующий коэффициент диффузии будет выше уровня линии (4). Можно видеть, что повышение коэффициента объемной диффузии D
bulk
на 10 порядков за счет генерации неравновесных вакансий при ИПД недостаточно для реализации превращений при комнатных температурах (кривая 1’). Рис. Коэффициенты объемной D
bulk
(1), дислокационной D
disl
(2), зернограничной D
GB
(3) диффузии в системах
Fe-Cu (a) и Ag-Cu (b), экстраполированные в низкотемпературную область поданным, а также оценки D
bulk и D
GB
учетом неравновесных вакансий (кривые 1’ и 3’’, соответственно, и D
GB
с учетом неравновесности границ зерен (3’). Горизонталь (4) соответствует коэффициенту диффузии, обеспечивающему перенос атомов на расстояние 10 нм за время 10 сек. Отметим, что имеет место большой разброс оценок D
bulk
. Равновесная концентрация вакансий в меди при T=300K оценивается от 10
-12
[319] допри энергии образования вакансии 0.87eV
[320]. В условиях ИПД концентрация вакансий достигает значений 10
-5
[173] – 4·10
-4
[319]. В результате следует ожидать повышения D
bulk
при
ИПД на 7 – 11 порядков. Если предположить, что фазовые превращения контролируются зернограничной диффузией, из Рис следует, что необходимая для реализации превращений скорость диффузии при T300K также не достигается (кривая 3). Если же учесть, что на неравновесных ГЗ диффузия повышается на
3–5 порядков [313], реализация диффузионно-кон-
(a)
(b)

24
тролируемых превращений оказывается возможной при T400K. Выводы работы [313] об ускорении диффузии на неравновесных ГЗ относятся к образцам после
ИПД. Разумно предполагать, что в процессе ИПД зернограничная диффузия дополнительно ускоряется, вместе с объемной диффузией, за счет генерации неравновесных точечных дефектов [63]. Отвечающая этому случаю кривая 3’’ на Рис уже допускает реализацию диффузионных превращений при T300K. Как отмечалось в [59], хотя формально скорость аномального механосплавления при ИПД действительно может быть обеспечена за счет зер- нограничной диффузии, неясен физический механизм, благодаря которому диффузия могла бы удалять систему от термодинамического равновесия. Согласно [155], такая возможность может обеспечиваться благодаря миграции ГЗ и замораживания достигнутого неравновесного состояния позади ГЗ. В работе [81] исследовался аномально быстрый распад в сплавах Al-Mg ив условиях ИПД кручением под давлением 5 GPa при
T=300K. В результате распада формировались выделения фаз Al
3
Mg
2
и Mg
32
(ZnAl)
49
, размером 10 нм, равномерно распределенные по объему материала. Согласно оценкам [81] в предположении, что превращение контролируется объемной диффузией, увеличение коэффициента диффузии при ИПД,
bulk
HPT
bulk
D
D
/
)
(
, составило 8–9 порядков. Если же предположить, что превращение контролируется зернограничной диффузией, отношение составляет 3–5 порядков. При этом приложенное давление 5 GPa дополнительно понижает скорость диффузии в этих сплавах на 3–
5 порядков [297]. Поэтому наиболее вероятным механизмом распада является зернограничная диффузия (на движущихся ГЗ), ускоренная за счет генерации неравновесных вакансий [81]. В работе [43] исследовался аномально быстрый распад в системе Cu-Ni при тех же условиях. Даже с учетом генерации неравновесных вакансий оценка отношения
bulk
HPT
bulk
D
D
/
)
(
составила 6–10 порядков [43], и должно быть еще выше с учетом приложенного давления. Если же превращение контролируется зернограничной диффузией, отношение составляет около 3 порядков. Таким образом, экспериментальные факты свидетельствуют в пользу гипотезы об определяющей роли зернограничной диффузии (на движущихся ГЗ) в процессах аномально ускоренного распада. При обсуждении аномально высокой скорости диффузионного массопереноса при ИПД часто упоминается межузельный механизм диффузии
[32,68,238,321]. Гипотеза о генерации межузель- ных дефектов на стоках вакансий при понижении температуры и достижении критического напряжения была впервые предложена в [322,323] и экспериментально подтверждена [324]. Поэтому некоторое время считалось, что межузельные дефекты могут обеспечивать массоперенос при низких температурах [325], однако теоретические оценки [326] поставили такие представления под сомнение. В работе [69] утверждается, что нет доказательств диффузии по междоузлиям ни для одной из металлических систем. В тоже время, в работе [68] по изменению среднего параметра решетки после механической обработки сплавов
Ni–Ti, Fe–Ni сделан вывод о накоплении в объеме материала до ат) межузельных атомов. Результаты компьютерного моделирования [327] показали, что на границах зерен энергии образования вакансий и межузельных дефектов сопоставимы, поэтому зернограничная диффузия может, по-видимому, осуществляться дефектами обоих сортов. Из проведенного анализа следует, что явления аномального расслоения и распада сплавов при
ИПД на умеренных температурах могут обеспечиваться диффузией на движущихся дислокациях и ГЗ, скорость которой дополнительно увеличивается за счет генерации вакансий и межузельных атомов. Поскольку этот механизм реализуется в локально измененных термодинамических условиях, он может быть также ответствен (по крайней мере, при температурах вблизи комнатной) за реализацию тех превращений, которые часто рассматриваются как бездиффузионные (разупорядочение, механосплавление).
5. КЛАССИФИКАЦИЯ ФАЗОВЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ В УСЛОВИЯХ ИПД Разнообразие возможных типов превращений при ИПД объясняется, по-видимому, действием различных механизмов (прямое перемешивание, аномальная диффузия на движущихся дефектах, развитие зернограничных сегрегаций, которые обсуждались выше. В работе [328] предложена концепция, систематизирующая многообразие экспериментальных фактов, следуя представлениям об изменении микроскопических механизмов превращений в зависимости от внешних условий температура и интенсивность обработки. Здесь излагаются основные положения этой концепции, с незначительными уточнениями.

В процессе пластической деформации, подведенная к системе механическая энергия частично преобразуется в тепло, а частично аккумулируется на границах и стыках зерен в форме упругой энергии мезодефектов, формирующихся вследствие несовместности пластической деформации [64,
329,330]. Возникающие неравновесные состояния сплава можно рассматривать как результат диссипации этой упругой энергии по доступным каналам структурной релаксации (пластическая деформация, аморфизация, динамическая рекристаллизация, генерация неравновесных точечных дефектов, диффузионное перераспределение компонент сплава. Условия переключения названных механизмов диссипации упругой энергии зависят от многих факторов (температура, давление, величина полной деформации, скорость деформации, размер зерна и др) Мы следуем общим принципам неравновесной термодинамики [253,254], выделяя скорость подвода к системе механической энергии
W в качестве управляющего параметра. Вторым важным параметром является температура T, которая определяет скорость релаксационных процессов. Переданная системе энергия W расходуется на производство тепла, генерацию дефектов, и на повышение свободной энергии сплава
q
dt
dE
dt
dS
T
dt
dH
W
def




(2) где H, S – энтальпия и энтропия сплава, E
def
– энергия дефектов, q – тепловыделение в системе в единицу времени. Запись (2) является более общей по сравнению с предложенной в [65], где рассматривалась только энергия дефектов, и не учитывалось изменение величин H, S в результате возможного развития неравновесных превращений. При выходе на стационарный режим состояние сплава характеризуется неравновесными стационарными величинами H(T,W), S(T,W), E
def
(T,W), апоток подводимой энергии полностью преобразуется в тепло (W=q). Таким образом, в условиях ИПД сплав представляет собой классическую диссипативную систему [253,254]. На Рис схематически представлена диаграмма неравновесных стационарных состояний сплавав координатах гомологическая температура интенсивность воздействия. Характерные линии диаграммы проведены условно, нов качественном согласии с известными экспериментальными фактами. В процессе пластической деформации в сплаве реализуются равновесные либо неравновесные фазовые превращения, обусловленные конкуренцией процессов накопления и диссипации энергии. В зависимости от скорости релаксационных процессов, возвращающих сплав к термодинамическому равновесию, мы выделяем на диаграмме области существенно различного поведения сплава при внешнем воздействии. Рис. Диаграмма неравновесных стационарных состояний сплавав условиях интенсивной пластической деформации. Область неравновесных диффузионных фазовых превращений закрашена. При высоких температурах, когда релаксационные процессы протекают достаточно интенсивно (сектор I), в системе реализуются равновесные фазы. Сектор I ограничен сверху линией, выше которой внешнее воздействие нарушает термодинамическое равновесие, а слева – линией
(1) замораживания объемной диффузии на большие расстояния, которая необходима для реализации фазовых превращений с изменением химического состава за характерные времена внешнего воздействия. Принято считать, что в нормальных условиях процессами объемной диффузии можно пренебречь при T/T
m
<0.5. Линия (1) имеет отрицательный наклон, поскольку ИПД ускоряет диффузию на 5–15 порядков за счет генерации неравновесных точечных дефектов (см. Раздел 4). Поэтому в процессе воздействия оказывается возможной реализация низкотемпературных фаз, трудно- достижимых при иных способах обработки. В частности, даже при комнатной температуре удалось наблюдать распад с выделением равновесных фаз в таких системах как Ni-Cu [41,43], Cu-Co
[151] и Fe-Ni [42]. В сплаве Fe-Ni-Al в результате
ИПД в наковальнях Бриджмена при T=573K наблюдалось ускоренное выделение частиц равновесной фазы Ni
3
Al, в то время как обработка при
T=77K…473K привела, напротив, к растворению таких частиц [331].

При умеренных температурах внешнее воздействие эффективно конкурирует с релаксационными процессами, приводя к многообразию неравновесных фазовых и структурных состояний секторы. Эти состояния различаются, в зависимости от способа диссипации подводимой к сплаву энергии. Область неравновесных диффузионных фазовых превращений закрашена на Рис детальное описание этих секторов дано ниже. При низких температурах, когда диффузионные процессы подавлены (секторы VII и VIII), основными модами диссипации подводимой к сплаву энергии выступают прямое механическое перемешивание компонент сплава и аморфизация. Процессы разупорядочения и/или аморфизации развиваются левее линии (3); ниже линии (2) происходит замораживание короткой диффузии, контролирующей процессы атомного упорядочения. Согласно [9], аморфизация реализуется при достижении критической степени механо-индуци- рованного разупорядочения, если аморфное состояние сплава энергетически предпочтительнее разупорядоченного состояния. В пределе слабых воздействий линия (3) достигает температуры T
A
(300K), при которой диффузией на короткие расстояния можно пренебречь. При T < T
A
даже относительно слабая, но длительная пластическая деформация может обеспечить полное разупорядочение сплава, и тем самым провоцирует его возможную аморфизацию. Приуменьшении размера зерна линия (3) будет смещаться в область более высоких температур (параллельная штриховая линия, потому что высокая плотность границ зерен содействует аморфизации. Отметим, что в секторе VII возможна конкуренция процессов аморфизации и короткой диффузии, причем последняя выступает как дополнительный механизм возврата к равновесному упорядоченному) состоянию, приводя к нанокри- сталлизации в аморфной матрице. К этому сектору относится, в частности, циклическая реакция аморфизация – нанокристаллизация”, наблюдавшаяся в системе Co-Ti [53,256]. В секторе VIII диффузия полностью заморожена, что препятствует, в том числе, развитию процессов динамической рекристаллизации. Следует ожидать, что до наступления аморфизации пластическая деформация в этом секторе осуществляется прохождением дислокаций через объем зерен, что приводит к разупорядочению сплава по механизму прямого перемешивания [14]. Большинство экспериментальных фактов касающихся аморфизации сплавов при ИПД относятся к температурам не выше комнатной, при этом высокая интенсивность обработки и достижение малого размера зерна, как правило, не требуются (Сектор VIII). В настоящее время остается дискуссионным вопрос о том, является ли необходимым для реализации неравновесных превращений в условиях ИПД (при длительном воздействии) превышение некоторого порогового уровня интенсивности воздействия. В работе [174] отмечено, что степень смешения компонент в сплаве Fe-Cu при
T=77…300K определяется полной или истинной деформацией, и не зависит от скорости деформирования. В работе [65] высказывается мнение, что аномальные превращения реализуются при больших (“мегапластических”) деформациях, независимо от интенсивности обработки сплава. Такое представление справедливо, по-видимому, для низких температур, когда в сплаве полностью подавлены релаксационные процессы. По нашему мнению, при более высоких температурах и достаточно слабой интенсивности воздействия подводимая к сплаву энергия может полностью диссипировать без реализации неравновесных фазовых превращений. Поэтому мы выделяем на диаграмме сектор IX, в котором состояние сплава остается замороженным. На диаграмме обозначены также линия (4) старта динамической рекристаллизации (DRX) и линия (5), разделяющая области нано- и поликристаллических состояний. Линия (4) имеет отрицательный наклон [65]. Например, в системе Fe-Cu в условиях деформации сдвигом под высоким давлением ДР наблюдается даже при T=77K [174]. В пределе слабых воздействий температура ДР стремится к температуре начала статической рекристаллизации T
r
, которая в зависимости от состава материала и величины деформации может быть как ниже, таки несколько выше, чем 0.5T
m
. С уменьшением размера зерна температура T
r и, следовательно, стартовая линия DRX смещаются влево (штриховая линия. В [65] предложена концепция, согласно которой низкотемпературная ДР играет важную роль в качестве механизма, обеспечивающего переход к НК состоянию, поскольку традиционные механизмы пластической деформации (дислокационная и ротационная мода) вырождаются приуменьшении размера зерен до 200 нм
[165]. Линия ДР (4) обрывается при достижении линии старта аморфизации (3), поскольку в аморфном состоянии ДР отсутствует. Одним из каналов диссипации подводимой к системе энергии является измельчение зёренной структуры. Гипотеза о существовании стационарного размера зерна, зависящего от температуры и скорости деформации, высказывалась уже давно
[332] и, по-видимому, подтверждается экспериментально (см. Раздел 2.1), что позволяет провести линию (5). Нанокристаллическое состояние качественно отличается от

поликристаллического перестают действовать дислокационная и дисклинационная моды пластичности, и возникают неравновесные границы зерен [3], вблизи которых кристаллическая структура материала сильно искажена. Положительный наклон линии (5) отражает экспериментальный факт, что при низких температурах для перехода к НК состоянию достаточно больших степеней пластической деформации (продолжительности воздействия, в то время как высокая интенсивность воздействия не является обязательной. Линия (5) обрывается при достижении стартовой линии ДР (4), в соответствии с концепцией, согласно которой низкотемпературная ДР выступает необходимым условием перехода к
НК состоянию. Обсудим более детально неравновесные фазовые превращения, контролируемые диффузией закрашенная область на Рис, секторы II–VI). В секторе II механизмы неравновесных превращений (прямое механическое перемешивание атомов, аномальная диффузия на дислокациях и
ГЗ), эффективно конкурируют с длинной объемной диффузией, возвращающей систему к термодинамическому равновесию. В результате могут формироваться стационарные дисперсные состояния и модулированные структуры (см. Раздел 2.3). Например, модулированные структуры наблюдались в системе Ag-Cu входе ИПД при повышенных температурах (T>450K), в то время как при более низких температурах достигалось однородное состояние [30]. Дисперсная структура выделений получена в качестве предельного состояния, при дроблении порошка сплавав шаровой мельнице, при старте, как из однородного состояния, таки из смеси чистых компонент [334]. В секторе III достигается НК состояние в условиях высокой скорости объемной диффузии. В этом случаев системах несмешиваемых компонент можно ожидать формирования нанокомпози- тов. Достигаемые состояния могут быть качественно подобны состояниям, реализующимся в секторе, однако стой разницей, что переход к дисперсному состоянию теперь обусловлен самим фактом измельчения зерен. В секторе IV возможно совместное развитие процессов разупорядочения и длинной диффузии, обеспечивающей превращения с изменением химического состава. Реализация разупорядоченного состояния предполагает высокую интенсивность обработки в этом случае, так как при слабом воздействии для восстановления атомного порядка достаточно даже короткой диффузии. Разупорядоченное состояние может затем претерпевать переход в аморфную фазу [9]. В присутствии аморфной фазы изменяются условия термодинамического равновесия, что в свою очередь может сопровождаться распадом с выделением аномальных (неравновесных) кристаллических фаз. Примером превращения этого типа может быть распад равновесной тетрагональной фазы Nd
2
Fe
14
B на аморфную фазу, обогащённую неодимом, и нанокристаллы αFe, который наблюдался при КВД при 5–11 ГПа [157]. Также при механосплавлении смеси порошков железа, хрома и графита в шаровой мельнице, фазовый состав итогового продукта и присутствие в нем карбидов определялись, по-видимому, динамическим равновесием между кристаллическими и аморфной фазами [335]. Еще одним примером является система Fe
50
B
50
, где в равновесном состоянии реализуется интерметаллид FeB. При высокой интенсивности обработки смеси порошков железа и бора в шаровой мельнице наблюдались различные неравновесные фазы на основе железа и бора, а также аморфная фаза Fe-B [336]. При снижении интенсивности обработки в той же системе возник неупорядоченный твердый раствор
Fe-B [54,337]. Переход между двумя вариантами неравновесных состояний в этой системе должен соответствовать смещению фигуративной точки из сектора IV в сектор V на представленной диаграмме. Вероятно, к сектору IV следует отнести также реакции восстановления оксидов [20,21] при ИПД, входе которых атомы кислорода диффундируют на большие расстояния, достигают поверхности и покидают частицу. Протекание таких реакций свидетельствует, что распад оксида с удалением кислорода энергетически выгоден по сравнению с разупорядоченным состоянием, которое реализуется в результате ИПД. В секторах V и VI подавлена объемная диффузия, а условие старта аморфизации не достигнуто. В этом случае следует ожидать реализации неравновесных фазовых превращений, обусловленных диффузией на дислокациях и границах зерен, которые перемещаются входе воздействия
[155]. При этом, согласно концепции [65], в НК состоянии (сектор V) пластическая деформация осуществляется благодаря миграции границ зерен, в то время как в поликристаллическом состоянии сектор VI) ведущей модой пластичности является скольжение дислокаций [64]. Различие механизмов пластической деформации в этих секторах может служить причиной различия сценариев фазовых превращений. В секторе V существенна диффузия на границах зерен, что позволяет ожидать развития неравновесных сегрегаций или распада на ГЗ. Согласно экспериментальным данным, в этом секторе диаграммы чаще всего наблюдается формирование

пересыщенных твердых растворов при механо- сплавлении [13], что может указывать на важную роль зернограничного проскальзывания и динамической рекристаллизации в этом процессе. Следует отметить, что образование сегрегаций тормозит ДР, способствуя измельчению зеренной структуры. В секторе VI разрешена диффузия по дислокациям, которые могут быть достаточно подвижны. Следовательно, возникают условия для локального растворения выделений при их взаимодействии с дислокациями [60,32,155]. Экспериментально наблюдалось диффузионное перерезание дислокациями 'частиц Ni
3
Al в сплаве 75Ni-19Cr-6Al (ат)
[218], частиц интерметаллидов в аустенитном сплаве Fe-Ni-Ti [231] и карбидов в сталях [232]. При длительном воздействии следовало бы ожидать механосплавления по механизму предложенному в [14], за счет измельчения выделений фаз в результате многократных сдвигов. Однако в большинстве случаев [13] механосплавление активизируется при переходе к НК состоянию (сектор V), где дислокационная мода пластичности подавлена
[64], что не согласуется с концепцией механо- сплавления предложенной в [14]. Последнее может свидетельствовать, что более важную роль в этих процессах играет миграция границ зерен, поскольку, согласно работе [65], динамическая рекристаллизация является необходимым условием перехода к НК состоянию. Механосплавление может реализоваться в процессе зернограничного проскальзывания, либо за счет растворения выделений в локально измененных термодинамических условиях на границах зерен [155]. Проиллюстрируем сформулированную концепцию неравновесных превращений при ИПД на примере сплава С. Для этой системы проведены обширные экспериментальные исследования при различных температурах и интенсивности обработки в шаровой мельнице
[338,339,340]. В данном сплаве при охлаждении до температуры T < С вблизи эквиатомного состава формируется метастабильная упорядоченная фаза

, соответствующая локальному минимуму свободной энергии. Эта фаза может в дальнейшем распадаться с образованием равновесных фаз, обогащенных алюминием или марганцем. При высокой температуре T=700°C и малой интенсивности воздействия фаза оставалась устойчивой, то есть сохранялось метастабильное равновесие, что соответствует сектору I диаграммы. При повышении интенсивности обработки при той же температуре наблюдался распад на равновесные фазы
-Mn + MnAl-r(γ
2
), спровоцированный, по-видимому, повышением плотности дефектов, что можно интерпретировать как смещение из сектора I в сектор II представленной диаграммы. Аналогичный сценарий наблюдался при понижении температуры до С. При обработке сплавав шаровой мельнице при комнатной температуре (T=20°C), фаза оставалась устойчивой по составу, что свидетельствует о замороженной объёмной диффузии в этих условиях. В тоже время, происходило разупорядочение фазы, обусловленное, по-видимому, скольжением дислокаций через объем зерен сектор VI диаграммы. Наконец, обработка на температуре 77K привела к аморфизации (сектор
VIII), что свидетельствует об отсутствии каких- либо иных каналов диссипации подводимой энергии на этих температурах. По-видимому, отсутствие аморфизации при T=20°C объясняется действием механизмов восстановления атомного или кристаллического порядка, которые полностью вырождаются при T=77K. Таким образом, предложенная концепция [328] хорошо согласуется с результатами систематического экспериментального исследования. Кроме того, проведенный анализ экспериментальных результатов для MnAl показывает, что температурные условия разупорядочения и аморфизации не всегда совпадают, вопреки выводам работы [9].