Вплив зовнішніх дій на фізико-хімічні властивості поверхні сплавів Co-Cr-Mo

Размещено на http://www.allbest.ru/

НАЦІОНАЛЬНА АКАДЕМІЯ НАУК УКРАЇНИ

ІНСТИТУТ МЕТАЛОФІЗИКИ ІМ. Г.В. КУРДЮМОВА

УДК 538.971; 544.032; 616.314-77

АВТОРЕФЕРАТ

дисертації на здобуття наукового ступеня

кандидата фізико-математичних наук

ВПЛИВ ЗОВНІШНІХ ДІЙ НА ФІЗИКО-ХІМІЧНІ ВЛАСТИВОСТІ ПОВЕРХНІ СПЛАВІВ Co-Cr-Mo

Спеціальність 01.04.18 - фізика і хімія поверхні

ФІЛАТОВА ВІРА СЕРГІЇВНА

Київ - 2009

Дисертацією є рукопис.

Робота виконана в Інституті металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України.

Науковий керівник:

Васильєв Михайло Олексійович, доктор фізико-математичних наук, професор, Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України, завідувач відділом.

Офіційні опоненти:

Погорілий Анатолій Миколайович, член-кореспондент НАН України, доктор фізико-математичних наук, професор, Інститут магнетизму НАН України, завідувач відділом;

Ніщенко Михайло Маркович, доктор фізико-математичних наук, Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України, завідувач відділом.

Захист відбудеться "3" березня 2009 р. о 14 годині на засіданні спеціалізованої вченої ради Д 26.168.02 при Інституті металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України за адресою: 03680, м. Київ, бульвар Академіка Вернадського, 36.

З дисертацією можна ознайомитись в бібліотеці Інституті металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України за адресою: 03680, м. Київ, бульвар Академіка Вернадського, 36.

Автореферат розісланий "30" січня 2009 р.

Вчений секретар спеціалізованої вченої ради Д 26.168.02. кандидат фізико-математичних наук Т.Л. Сизова.

ЗАГАЛЬНА ХАРАКТЕРИСТИКА РОБОТИ

Актуальність теми. Останнім часом багато уваги приділяється вивченню фізико-хімічного стану поверхні металевих сплавів медичного призначення, зокрема, стоматологічних і ортопедичних з метою прогнозування взаємодії поверхні з рідинами та тканинами людини. Це пов'язано з тим, що саме структурний і хімічний стан найтоншої поверхневої області довжиною в декілька нанометрів визначають механізм і кінетику поверхневих процесів, які обумовлюють цю взаємодію. Для прискорення їх адаптації металевих протезів та імплантатів в тілі людини, а також для значного збільшення часу їх експлуатації продовжується розробка нових матеріалів, що мають оптимальний комплекс таких властивостей, як біосумісність, біоактивність, задовільна корозійна стійкість, висока міцність на втому і розрив, а також зносостійкість, при низькому модулі пружності та низькому коефіцієнті тертя. В наш час в світовій стоматологічній і ортопедичній практиці найширше використовуються високоміцні сплави на основі недорогоцінних металів. Проте, такі елементи деяких сплавів, як залізо і нікель, не забезпечують достатньої індиферентності металевих протезів. У зв'язку з цим в останні роки виникає велика зацікавленість у виготовленні протезів зі сплавів на основі Co-Cr-Mo, що володіють високою міцністю, корозійною стійкістю і технологічністю. Особливої уваги при цьому набувають оптимальні фізико-хімічні властивості поверхні даних сплавів, які досягаються вибором відповідного способу поверхневої обробки протезів.

Оптимальна фінішна обробка поверхні металевих сплавів впливає не тільки на зниження рівня несприйняття протезів, але і на збільшення терміну експлуатації ортопедичних виробів. Отже, підвищення їх якості повинне здійснюватися шляхом вдосконалення технології їх виготовлення із застосуванням нових методів обробки та діагностики як об'ємних, так і поверхневих властивостей матеріалів на всіх стадіях виробництва готових виробів. Важливою особливістю сучасного підходу до вивчення поверхні матеріалів, зокрема металевих сплавів, є застосування нових поверхнево-чутливих методів аналізу, що дозволяють одержувати інформацію про будову найтонших поверхневих шарів, довжиною в декілька нанометрів, на атомно-молекулярному рівні. Однак, наявні в літературі дані про стан поверхні металевих протезів, в залежності від засобу її фінішної обробки, неостаточні, і часом мають суперечливий характер. Тож використовуючи знання про природу та механізми зміни властивостей поверхневого шару під дією зовнішніх впливів, можна визначити такі методи обробки поверхні Co-Cr-Mo сплавів, які будуть поліпшувати якість протезів.

Отже, враховуючи, що вивчення закономірностей формування та змін властивостей поверхневого шару на атомно-молекулярному рівні є провідним завданням фізики та хімії поверхні медичних матеріалів, дослідження зміни фізико-хімічних властивостей поверхні Co-Cr-Mo сплавів в результаті різноманітних зовнішніх дій є актуальним завданням як з наукової, так і з практичної точок зору.

Зв'язок роботи з науковими програмами, планами, темами. Дисертаційна робота виконувалася в рамках наукової теми "Розробка фізичних основ формування та принципів зміни фізичних властивостей атомних кластерів, фрактальних агрегатів, аморфних і наноструктурних багатокомпонентних сплавів на базі комплексних досліджень електронної та атомної будови" (№ держ. реєстр. 0106U000690); проекту Державного фонду фундаментальних досліджень України "Розвиток надвисоковакуумних методів неруйнівного пошарового аналізу наноструктур з моношаровою роздільною здатністю" (№ держ. реєстр. 0101U007040); наукового проекту "Нові фізичні принципи зміцнення металевих поверхонь шляхом формування нанокристалічних структур і покриттів" (№ держ. реєстр. 0104U006954); комплексної програми фундаментальних дослiджень "Наноструктурні системи, наноматеріали, нанотехнології".

Мета і завдання дослідження. Мета роботи полягає у встановленні закономірностей змін фізико-хімічного стану приповерхневих шарів сплавів Сo-Сr-Mo при термічній та інтенсивній механічній обробці.

Для досягнення мети роботи були поставленні наступні наукові завдання дослідження:

1. Аналіз елементарних збуджень в спектрах низькоенергетичної вторинно-електронної емісії атомно чистої поверхні сплаву.

2. Визначення механізму та кінетики термостимульованих поверхневих сегрегацій в термодинамічних рівноважних умовах.

3. Вивчення особливостей формування концентраційних та структурних змін в поверхневих шарах сплавів при імпульсному лазерному опроміненні.

4. Визначення кількісних показників зміни фізико-хімічного стану поверхні сплавів при ерозійної обробці прискореними мікрочастками.

5. Вивчення еволюції структурних змін в приповерхневих шарах сплаву при ультразвуковій ударній пластичній деформації.

6. Встановлення механізму утворення наноструктурованих приповерхневих шарів в сплавах з низькою енергією дефектів пакування при інтенсивній пластичній деформації.

Об'єкт дослідження - поверхня та приповерхневі шари стоматологічних сплавів "Целіт-Б" та "Bondy-Loy" системі Сo-Сr-Mo.

Предмет дослідження - структурні, фазові, хімічні та механічні зміни в приповерхневих шарах Co-Cr-Mo сплавів при термічній та інтенсивних деформаційних впливах.

Методи дослідження. Відповідно до поставлених завдань використовувались наступні методи дослідження: рентгенівська фотоелектронна спектроскопія, спектроскопія характеристичних втрат енергії електронів, електронна оже-спектроскопія, мас-спектрометрія вторинних іонів, електронна мікроскопія на просвіт, растрова електронна мікроскопія, рентгеноструктурний аналіз, оптична мікроскопія, атомно-силова мікроскопія та профілометрія, вимір мікротвердості, визначення поверхневих електрохімічних потенціалів.

Наукова новизна отриманих результатів. Вперше з використанням комплексу експериментальних методів встановлені основні закономірності еволюції фізико-хімічного стану та властивостей в поверхневих шарах медичних Сo-Сr-Mo сплавів ("Целіт-Б", "Bondy-Loy") в результаті зовнішніх енергетичних впливів. З результатів, що характеризуються науковою новизною, слід виділити наступні:

- аналіз елементарних збуджень в спектрах низькоенергетичної вторинно-електронної емісії дозволив встановити, що основними типами характеристичних втрат, що спостерігаються від поверхні Co, Cr, Mo та сплаву Co-Cr-Mo є поверхневі та об'ємні плазмони і їх гібридні моди, міжзонні переходи та іонізаційні втрати;

- встановлені закономірності кінетики рівноважної поверхневої сегрегації компонентів сплаву при відпалі у вакуумі, визначені коефіцієнти дифузії атомів та енергії активації; встановлено специфічні особливості закономірності формування хімічних зв'язків на поверхні сплаву після різноманітних енергетичних впливів;

- запропоновано механізми формування хімічної неоднорідності на поверхні сплаву, еволюції поверхневої морфології на мікро- і нанорівні та особливості формування впорядкованих поверхневих структур на поверхні сплаву при лазерному опроміненні;

- встановлено, що при лазерній обробці формується невелика кількість кристалів із п'ятьма гранями, що може вказувати на можливість утворення екзотичних наноструктурних об'єктів з віссю симетрії 5-го порядку;

- запропоновано механізм формування наноструктурованого поверхневого шару в сплавах з низькою енергією дефектів пакування після інтенсивних механічних зовнішніх дій (ультразвукового ударного наклепу, ударів прискореними мікрочастками);

- встановлено істотне зниження поверхневих потенціалів при випробуванні у штучній слині після лазерної обробки на повітрі;

- підтверджено, що запропоновані режими ультразвукового ударного наклепу призводять до деформаційно-стимульованого г>е переходу в поверхневій області сплаву.

Виявлені закономірності представляють собою основу для подальших теоретичних та експериментальних досліджень в таких галузях як фізика і хімія поверхні, фізика міцності і пластичності.

Практичне значення одержаних результатів. Дослідження кінетики і механізму поверхневої сегрегації сумісно з об'ємними характеристиками матеріалів, і можливість її прогнозування, залежно від різних видів і режимів зовнішніх дій, відкриває нові можливості керованої модифікації різних фізико-хімічних властивостей поверхні матеріалів. Основні результати, зі встановлення змін фізико-хімічних властивостей поверхні Co-Cr-Mo сплавів після термічних та інтенсивних механічних зовнішніх дій, важливі для пошуку оптимальних режимів зміцнення поверхні металів, зокрема медичного призначення, шляхом утворення наноструктурованих поверхневих шарів. Результати роботи є важливими для розробки нових технологій виготовлення стоматологічних протезів, а також для модифікації поверхні при використанні Co-Cr-Mo сплавів в якості ортопедичних імплантатів.

Особистий внесок здобувача. Особистий внесок дисертанта полягає у плануванні, підготовці, виконанні та обробці результатів експериментальних досліджень, зокрема, підбір режимів запланованих поверхневих обробок зразків сплавів, що досліджувались; вимір електрохімічних потенціалів; вивчення кристалічної структури та морфології поверхні сплавів на мікро- та нанорівнях. Здобувач приймав також безпосередню участь в обговоренні результатів, написанні статей та підготовці доповідей на конференціях.

Апробація результатів дисертації. Основні результати дисертаційної роботи обговорювались і доповідались на сімох наукових конференціях: "Сокирне-04" (Диффузия и фазовые превращения в сплавах, Черкассы, Украина, 2004); Конференція молодих учених і аспірантів "ІЕФ-2005" (Ужгород, Україна, 2005); Міжнародна конференція студентів і молодих науковців з теоретичної та експериментальної фізики "ЕВРИКА-2006"(Львів, Україна, 2006); Київська конференція молодих вчених "Новітні матеріали та технології" НМТ-2006 (Київ, Україна, 2006); Міжнародна конференція студентів та аспірантів "До нових технологій на основі новітніх фізико-матеріалознавчих досліджень" (Київ, Україна, 2007); Всеукраїнська з міжнародною участю конференція молодих учених "Наноматеріали в хімії, біології та медицині" (Київ, Україна, 2007); "Junior Euromat 2008" (Lausanne, Switzerland, 2008).

Публікації. За матеріалами дисертації опубліковано 15 друкованих робіт, з яких 10 статей у фахових журналах, що входять до переліку ВАК України, і тези 5-ти доповідей на науково-технічних конференціях.

Структура і обсяг роботи. Дисертаційна робота складається зі вступу, чотирьох розділів, висновків, списку використаних джерел та додатку. Загальний обсяг роботи складає 224 сторінки машинописного тексту. Дисертація містить 73 рисунки та 25 таблиць. Список використаних джерел складає 152 найменування.

ОСНОВНИЙ ЗМІСТ РОБОТИ

У вступі обґрунтовано актуальність вибраного напрямку досліджень, проаналізовано сучасний стан проблеми, сформульовані мета та задачі роботи, вирішенню яких присвячена робота, зазначені методи дослідження, наукова новизна та практичне значення отриманих результатів, наведені дані про структуру роботи та її апробацію, зазначено особистий внесок автора.

У першому розділі "Фізико-хімічний стан поверхні стоматологічних сплавів" (Літературний огляд) проаналізовано літературні дані щодо теми дисертації та обґрунтовано основні напрямки досліджень. Розглянуто сучасний стан досліджень зі зміни фізико-хімічного стану поверхні сплавів системи Co-Cr та Ni-Cr під дією механічних, термічних та хімічних впливів.

Другий розділ "Матеріали, методи обробки та дослідження поверхні" містить характеристику об'єктів дослідження, технології та режими обробок, а також експериментальної апаратури і методик дослідження.

В роботі використані зразки сплавів "Целіт-Б": Co - 67, Cr - 24, Mo - 5, (Si, V, Nb, C) 4 ваг. % ("Целіт", Україна) та "Bondy-Loy": Co - 66,5, Cr - 27, Mo - 5, (Si, Mn, C) 1,5 ваг. % (KRUPP, Німеччина). Дані сплави мають близький хімічний склад та ідентичні фізико-механічні властивості.

Лазерна обробка проводилась на промисловій установці "Квант-12". Зразки сплаву "Bondy-Loy" оброблялись в камері з захисним середовищем аргону, та на повітрі; випромінюванням YAG:Nd-лазеру (л=1,06 мкм), розфокусування - F = 616 мм, з енергією імпульсу Е=0,4233 Дж, тривалістю імпульсу ф_і=4,2 мс та гаусовським розподіленням інтенсивності в сфокусованому пучку. Обробка зразків сплаву "Целіт-Б" проводилась тільки на повітрі: енергія імпульсу Е=0,68 Дж, тривалість імпульсу ф_і=4,9 мс. Термічна обробка лазерним опроміненням сплаву "Bondy-Loy" здійснювалась при різному значенні густини потужності світлового потоку q (1,14; 1,34; 1,45; 1,66; 1,91; 2,22; 2,62; 3,81; 6,06 Вт/см ²), за рахунок зміни радіусу сфокусованого пучка. Зразки сплаву "Целіт-Б" оброблялись тільки в режимі сканування в наступних режимах густини потужності світлового потоку 2,78; 3,62; 5,31; 8,11 Вт/см ².

Ерозійна повітряна обробка проводилася на установці Heraues Combilabor Kulzer CL-FSG94; діаметр сопла 2-2,5 мм; робочий тиск повітря 4 атм. Зразки оброблялися стандартним порошком чистого корунду (Al₂O₃) ("Renfer" codra, Німеччина), розмір часток - 250 та 50 мкм, під кутом 90, відстань між вихідним отвором сопла і зразком становила 10 см. Час обробки для фольг складав від 1 до 5 с, для шайб - від 10 до 60 с.

Для деформаційної обробки було використано ультразвукову ударну установку, в якій одночасна робота ультразвукового генератору та низькочастотного вібратора забезпечує контактно-зсувну схему пластичної деформації поверхні зразка протягом визначеного часу. Обробка проводилась на повітрі протягом 5, 10, 30 та 125 с з енергією удару 6 мДж. Сила удару- 200 Н; амплітуда коливань торця - 30 мкм.

З метою дослідження явища поверхневої сегрегації в Co-Cr-Mo сплавах використовувався ізотермічний відпал у вакуумі.

Для аналізу змін фізико-хімічного стану поверхні після зазначених обробок використовувався комплекс методів поверхневих досліджень, зокрема, спектроскопічні, мікроскопічні та топографічні методи. Рентгеноструктурний аналіз проведено методом малокутового пучку. В роботі проведено аналіз корозійних властивостей поверхні Co-Cr-Mo сплавів після всіх проведених обробок шляхом виміру поверхневих потенціалів відносно хлорсрібного електроду порівняння в середовищі подібному до слини людини.

В третьому розділі "Термоідуцирована модифікація поверхні Co-Cr-Mo сплавів" наведені результати досліджень теплових впливів в широкому інтервалі температур (773-2273 K). Попередньо, за допомогою спектроскопії характеристичних втрат енергії електронів (ХПЕЕ), визначена природа характеристичних втрат енергії електронів при опроміненні поверхні первинними електронами низьких енергій. Відповідно, змінюючи енергію Е ₀, можна отримувати інформацію про фізико-хімічний стан тонких поверхневих шарів визначеної глибини від 0,2 до 5 нм. Для визначення природи появи характеристичних втрат, які відображають фізико-хімічний стан поверхневих шарів, вивчався спектр ХПЕЕ, що виникає при опромінюванні електронами поверхні сплаву Co-Cr-Mo в низькоенергетичному діапазоні Е ₀ = 150-800 еВ. Для точної інтерпретації спостережуваних втрат від поверхні трьохкомпонентного сплаву Co-Cr-Mo, додатково були зміряні спектри ХПЕЕ для чистих металів Co, Cr і Mo. Реєстрація спектрів ХПЕЕ від чистої поверхні сплаву Co-Cr-Mo велася в режимі dN/dE. Енергетичний дозвіл енергоаналізатора, оцінено по peak-to-peak амплітуді диференційованого пружного піку, складав ДЕ ? 0,1-0,2 % у всьому енергетичному інтервалі первинних електронів Е _0. При інтерпретації спектрів ХПЕЕ від поверхні досліджуваних об'єктів, були виділені наступні типи характеристичних втрат: внутрішньозонні переходи, поверхневі і об'ємні плазмони, гібридні моди плазмових коливань, іонізаційні втрати (табл. 1).

Таблиця 1. Середні значення енергій характеристичних втрат електронів і їхня природа збудження для Co, Cr, Mo і сплаву Co-Cr-Mo. BP і SP - об'ємні і поверхневі плазміни, відповідно

В даній роботі найбільш важливим було дослідження плазмових збуджень та іонізаційних втрат, що дозволяють аналізувати зміну фізико-хімічного стану поверхні сплавів, що досліджувались. Варто відзначити, що експериментальні значення енергій об'ємних плазмонів Co, Cr і Mo відповідають їх реальній хімічній валентності в природі. Для сплаву Co-Cr-Mo енергія об'ємних плазмонів локалізована при більших енергіях ніж для чистих компонентів. Відомо, що при кімнатній температурі Co утворює ГПУ гратку, а Cr і Mo - ОЦК гратки, тоді як інтерметалітна у-фаза Co-Cr має тетрагональну гратку. Найімовірніше, саме впорядкована у-фаза сприяє зміні електронної структури в системі Co-Cr-Mo і збільшенню . Експеримент також показав, що для Co, Cr, Mo і сплаву Co-Cr-Mo співвідношення енергій плазмонів E_b/E_s перевищує теоретичне і дорівнює 1,63, 1,75, 1,86 та 2,2 відповідно. В спектрах ХПЕЕ у всьому інтервалі Е ₀ для досліджуваних об'єктів спостерігалися гібридні моди плазмових коливань, які були інтерпретовані як сума поверхневих і об'ємних плазмонів E_b+E_s. Для сплаву Co-Cr-Mo втрата суми E_b+E_s складала 37,18 еВ. Широко відомо, що неоднорідность густини електронних станів в приповерхневих шарах, викликана ефектами сегрегації, релаксації і реконструкції поверхні, наявністю дефектів структури і залишкових оксидів, що впливають на дисперсію плазмових коливань. Тобто, в нашому випадку, при варіюванні енергії первинних електронів Е ₀ (або глибини зондування) передбачаються зрушення енергії плазмонів. Для всіх зразків найбільші немонотонності енергій плазмонів спостерігалися для Е ₀ < 500-600 еВ і при подальшому збільшенні енергії первинних електронів E_s і E_b практично не зазнають зсуву. У нашому випадку найбільше цікавила поведінка E_s від Е ₀ як характеристика властивостей приповерхневої області. Для еталонів залежність E_s(Е ₀) має спадаючий характер, тоді як для сплаву спостерігається лінійне збільшення.

Дослідження кінетики і механізму поверхневої сегрегації сумісне з об'ємними характеристиками матеріалів дає можливість їх прогнозування, залежно від різних видів і режимів зовнішніх дій, відкриває нові можливості керованої модифікації різних фізико-хімічних властивостей поверхні матеріалів.

Для дослідження термоіндуцированної кінетики поверхневої сегрегації сплаву Co-Cr-Mo був вибраний наступний температурний інтервал відпалу Т = 773-1063 К. Спеціальний пристрій дозволяв прогрівати зразок до заданої температури, підтримувати її постійною і змінювати з точністю ±2 K. Як метод для вивчення дифузійних процесів на поверхні сплаву була вибрана іонізаційна спектроскопія (ІС). Відзначимо, що інтенсивність даних ліній в спектрах ІС пропорційна концентрації відповідних хімічних елементів в системі. Отже, при кожній вибраній температурі з певним тимчасовим інтервалом вимірювали спектри іонізаційних втрат кобальту = 62 еВ, хрому = 75 еВ і молібдену = 44 еВ. Глибина зондування поверхні первинними електронами з енергією Е ₀ = 350 еВ відповідала 0,67 нм.

Відповідно до змін величин інтенсивностей ліній іонізаційних втрат Co, Cr і Mo була розрахована кінетика поверхневої сегрегації відповідних атомів в приповерхневому шарі за формулою:

, (1)

де в = Co, Cr, Mo; I - інтенсивність іонізаційних ліній компонентів сплаву; t - час.

На рис. 1 наведена кінетика сегрегації атомів Co, Cr, Mo в приповерхневій області при різних температурах нагріву сплаву Co-Cr-Mo, яка була розрахована за ф. (1). Для виключення впливу матричних ефектів і перетину іонізації хімічних елементів на інтенсивність іонізаційних ліній Co, Cr і Mo в сплаві Co-Cr-Mo, було проведене нормування відповідних піків на лінії чистих металів (метод зовнішнього еталона).

Рис. 1. Кінетика сегрегації атомів Co, Cr и Mo в приповерхневому шарі сплаву Co-Cr-Mo при різних температурах нагріву. Е 0 = 350 еВ.

Ми припускаємо, що в приповерхневій області в початковий момент часу Мо знаходиться в сплаві у вигляді фаз карбідів. Отже, швидке зменшення концентрації Мо в результаті термічного відпалу, ймовірно, пов'язане з малою рухливістю цих фаз в приповерхневій області сплаву. У свою чергу, це сприяє збільшенню сегрегації атомів Cr і Co як по границях, так і усередині зерен. У більшості теоретичних моделей робилися спроби вирішити рівняння Фіка з граничними умовам, які відображають природу співвідношення складу між поверхнею розділу (інтерфейс) та прилеглим об'ємним шаром. У випадку ізотермічної сегрегації з гомогенним розподілом хімічних елементів в приповерхневому шарі кінетика сегрегації описується як [1]:

, (2)

де С(0) - початкова концентрація елементу, що сегрегує (у нашому випадку в товщині аналізованого поверхневого шару d), C_b - об'ємна концентрація сегреганта, D - коефіцієнт дифузії.

При апроксимації експериментальних даних за кінетикою сегрегації атомів Со рівнянням (2) ми вважаємо, що збагачення приповерхневої області атомами Cr і Co відбувається рівномірно. На підставі цього були визначені середні значення коефіцієнтів дифузії атомів Со при відповідних температурах нагріву зразка.

Рис. 2. Температурна залежність коефіцієнту дифузії D атомів Co в сплаві Co-Cr-Mo.

В результаті була побудована температурна залежність коефіцієнту дифузії D кобальту в сплаві Co-Cr-Mo, за якою був визначений передекспоненціальний чинник D₀ = 4,74х 10^-18 см ²?с^-1 і енергія активації Е_А = 31,5 кДж/моль (рис. 2). Одержані коефіцієнти дифузії для відповідних температур відпалу сплаву свідчать на користь того, що дана кінетика термостимульованої поверхневої сегрегації керується об'ємною дифузією.

З метою оптимізації топографічних та фізико-хімічних властивостей поверхні сплавів, що досліджувались, застосовувалась технологія лазерної обробки. Такі роботи мають практичну цінність у зв'язку з формуванням оптимального рельєфу поверхні біосумісних металевих стоматологічних і ортопедичних імплантатів. Оскільки аналогічні роботи знаходяться на початковій стадії свого розвитку, проводились систематичні дослідження з пошуку оптимальних режимів лазерного впливу. Розраховано критичну густину потужності світлового потоку достатню для початку плавлення (q_{кр 1}) та для початку випаровування (q_{кр 0}) Co-Cr-Mo сплаву: q_{кр 1} = 2,1610⁴ Вт/см ², а q_{кр 0} = 1,510⁴ Вт/см ².

особливості термоіндукованого формування структури поверхні Co-Cr-Mo сплаву при імпульсному лазерному опроміненні вивчалися за допомогою растрової електронної мікроскопії. Лазерна обробка поверхні у всіх випадках проводилась у двох режимах: 1) одиночними імпульсами із формуванням на поверхні зони лазерної дії - "ванни" (без або з оплавленням); 2) в режимі сканування із послідовним перекриттям зон лазерного впливу з коефіцієнтом ? 0,5 та утворенням "доріжок" (рис. 3.). Діаметр "ванни" суттєво залежить від режиму та середовища обробки: на повітрі при густині потужності енергії (q) 6,0610⁴ Вт/см ² він становить 450 мкм, при зменшенні q до 1,1410⁴ Вт/см ^2-580 мкм; в середовищі аргону при найбільшій q = 6,0610⁴ Вт/см ² він становить 400 мкм, а при зменшенні q до 1,4510⁴ Вт/см ^2-600 мкм.

Після лазерної обробки було виявлено періодичний кільцевий (хвильовий) рельєф, що виникає на периферії "ванни". В аргоні кільцевий рельєф є характерним для обох типів обробленої поверхні при q від 2,2210⁴ до 6,0610⁴ Вт/см ², при меншій густині потужності енергії кільцевий рельєф не спостерігається. На повітрі кільцевий рельєф спостерігається у випадку сканування поверхні при двох значеннях q (6,0610⁴ та 3,0810⁴ Вт/см ²) тільки в зоні напливу (валку). Для всіх типів обробленої поверхні є характерним збільшення довжини зони періодичного кільцевого рельєфу зі збільшенням густини потужності енергії. Встановлено, що зі зменшенням q різко зменшується довжина зони з періодичною хвильовою структурою. При цьому, у випадку сканування поверхні з найменшим значенням q, коли ще спостерігається періодична хвильова структура, довжина цієї зони майже в чотири рази більша, ніж на поверхні "ванни". Аналіз такої характеристики, як відстань між гребнями періодичної кільцевої структури показав, що вона не є сталою, і залежить від режимів і середовища обробки. Зокрема, при значенні q = 2,6210⁴ Вт/см ² для оплавлених "ванни" та "доріжки" в середовищі аргону, відстань між гребнями є найбільшою ? 9 мкм, при подальшому збільшенні q значення відстані прямує до сталої на рівні 6 мкм. Слід відзначити, що при q = 3,0810⁴ Вт/см ² і в середовищі аргону, і на повітрі утворюються періодичні кільцеві структури з майже однаковою відстанню між гребнями.

Рис. 3. Типи зон, що утворились після лазерного впливу: а) і б) - "ванна" і "доріжка" утворені на повітрі; в) і г) - "ванна" і "доріжка" утворені в середовищі аргону.

Вплив лазерних імпульсів на сплави Co-Cr-Mo відбувається в умовах, коли формується ванна розплаву. В результаті випаровування атомів поверхневого шару, в центрі оплавленої зони, де густина потужності випромінювання найбільша, виникає тиск віддачі та термоконвертивні потоки в розплаві. Деформування поверхні розплаву призводить до коливань вільної поверхні розплаву в центральній частині оплавленої зони, і появі поверхневих хвиль рідкого металу, що рухаються від центра ванни розплаву до краю. Динамічні ефекти викликають появу на поверхні ванни системи кілець з поверхневим профілем, що фіксується при швидкому затвердінні розплаву.

Особливим видом лазерних поверхневих впорядкованих структур є комірчасті структури. У сучасних лазерних технологіях модифікації трибологічних властивостей та міцності поверхні металевих сплавів широко використовуються процеси плавлення і кристалізації. Зазначені високі швидкості охолодження призводять до істотного зменшення, в 10-100 разів, елементів мікроструктури у порівнянні з умовами рівноважної кристалізації. Другою періодичною структурою при дослідженні поверхні сплавів після лазерної обробки на повітрі, виявлена піноподібна комірчаста структура. Така структура спостерігається між краєм та середньою зоною "ванни", а також у вигляді окремих еліптичних острівців в середній зоні та поблизу кратера. При збільшенні в х 5000 (рис. 4) в піноподібній структурі добре помітні рівномірно розподілені комірки. Така структура еліптичної форми (рис. 4), яка утворилася при q = 6,0610⁴ Вт/см ², знаходиться ближче до краю "ванни", і є типовою для даного режиму обробки. Її площа становить 80 мкм ². На цій площі рівномірно розподілена 491 комірка, з яких 247 комірок мають діаметр 140 нм, а 244 комірок - 290 нм. Для всіх зон з комірковою структурою є характерна чітка границя з наявністю навколо неї дендритів, що орієнтовані перпендикулярно границі розподілу, незалежно від режиму опромінення при якому утворилась зона з комірковою структурою. Місце знаходження зон з комірковою структурою: по краю або біля кратеру "ванни", а також їх діаметр, залежить від густини потужності енергії. Це підтверджує припущення про вплив поверхневих хвиль на процеси формування наноструктури.

Рис. 4. Зона з комірковою структурою при різному збільшенні: а) х 1000; б) х 5000; в) х 20000.

Природа нестійкості однорідного стану різна для кожного класу структур. Існує загальна причина для виникнення впорядкованої структури в неоднорідному стані, а саме - пружна взаємодія. Морфологічна трансформація пружно напруженого поверхневого шару енергетично вигідна. Під дією температури вона призводить до формування періодичних поверхневих структур. Рушійною силою такого процесу є пружна релаксація.

Необхідною передумовою для утворення масивів острівців періодичних структур, впорядкованих за формою та розміром, є різке зростання поверхневої енергії в пружно напруженому плоскому шарі. Збільшення загальної площі поверхні системи при нагріві супроводжується пружною релаксацією і деформацією матеріалу острівця, і, як наслідок, зменшенням поверхневої енергії на одиницю площі бокових поверхонь острівців, що утворилися, порівняно з плоскою поверхнею пружно-напруженого шару. В цьому випадку загальна енергія системи острівців може зменшуватися при збільшенні загальної площі поверхні системи острівців. стоматологічний хімічна термічна деформаційний

Хімічний склад обробленої лазером поверхні було визначено методом ЕОС. Детальний аналіз оплавлених зон проведено після обробки в обох середовищах для двох типів обробленої поверхні: "ванни" та "доріжки", при трьох значеннях густини потужності енергії. Цей метод дозволяє отримувати данні про хімічний склад з поверхневих ділянок різної площі, шляхом зміни діаметра пучка. Таким чином, за допомогою пучка сфокусованого до 0,1 мкм досліджено склад окремої еліптичної зони коміркової структури, а кратер "ванни" та середня зона досліджені пучком діаметром 10 мкм. В оже-спектрах, отриманих для всіх типів обробленої поверхні, спостерігаються слабкі піки основних елементів сплаву (Co, Cr, Mo) та інтенсивні піки вуглецю та кисню, поява яких обумовлена взаємодією з навколишнім середовищем. Після щавліня поверхні іонами аргону на глибину до 70 нм спостерігається помітне збільшення інтенсивності піків основних елементів сплаву, а в деяких випадках і кисню, та значне зменшення піків С та Мо. Характерною відзнакою хімічного стану всіх типів поверхні є значне зниження концентрації елементу матриці сплаву (Со) і підвищення концентрації Cr, а у середовищі аргону і Мо, у порівнянні з їх вмістом в об'ємі сплаву. Після іонного травлення висока концентрація кисню спостерігається тільки при лазерній обробці на повітрі. Детальний аналіз отриманих результатів показав неоднорідність хімічного складу по площі "ванни", що свідчить про різні швидкості перекристалізації та поверхневу сегрегацію елементів сплаву під дією лазерного опромінення. Зокрема, склад зони з комірковою структурою помітно відрізняється від складу середньої зони, проте близький до складу кратеру. Згідно фазової діаграми, температура плавлення хрому (1863?С) вища за температуру плавлення кобальту (1494?С), тому можемо припустити, що першими кристалізуються кратер та зони з комірковою структурою, в яких спостерігається найвищій вміст Cr та кисню.

В роботі також проведено дослідження корозійної поведінки Co-Cr-Mo сплаву після лазерної обробки. У табл. 2 наведені усереднені дані п'яти вимірів потенціалів поверхні сплаву після електрополірування і різних режимів лазерної обробки. Як видно з даних, наведених у цій таблиці, лазерна обробка приводить до істотного зниження величини потенціалів. Це свідчить про формування під лазерним впливом нового фізико-хімічного стану поверхні сплаву, що забезпечує більш високий ефект пасивації в штучному середовищі.

Таблиця 2. Максимальні значення потенціалів після лазерної обробки і електрополірування

При фазовому аналізі методом РФЕС виявлено присутність на поверхні виключно оксиду хрому складу Cr₂O₃. Саме цей оксид і забезпечує низькі поверхневі потенціали, оскільки, як відомо, він має високу здатність до пасивації.

В четвертому розділі "Модифікація структури та властивостей поверхні Co-Cr-Mo сплавів шляхом інтенсивної пластичної деформації" викладені результати досліджень впливу таких механічних дій, як: ерозійна повітряна обробка прискореними мікрочастками та ультразвукова ударна обробка на структуру, хімічних стан та фізичні властивості поверхні сплавів. Дослідження макрорельєфу поверхні після ерозії мікрочастками (порошок Al₂O₃) проводились за допомогою профілометра. Визначені основні показники шорсткості: R_a - середнє арифметичне відхилень профілю; R_z - висота нерівностей по п'яти найвищих мікровиступах та п'яти найбільших заглибинах, а також найбільша висота нерівностей профілю R_max - відстань між лінією виступів і лінією заглибин. В середньому шорсткість лишається сталою на рівні 2,5 мкм. Встановлено середню швидкість ерозії, яка за даних умов піскоструминної обробки, становить 0,55 мг/с. Отриманий характер зміни шорсткості та ваги можна пояснити тим, що на формування рельєфу поверхні впливає багато факторів. По-перше, ерозія поверхні має дві складові, обумовлені повітрям, яка захоплює падаючі частинки і змінює їх траєкторію. При невеликому куті падіння частинок, відбувається абразивне зношення поверхні, а при нормальному - процес пластичної плинності або крихкого руйнування. По-друге, мають значення форма та розмір частинок і їх швидкість падіння на поверхню. Порошок Al₂O₃ з розміром фракції 250 мкм має неправильну форму з гострими кутами. Визначено, що швидкість частки в момент взаємодії з поверхнею складає приблизно 100 м/с, при цьому її енергія в момент удару становить порядку 0,6М10^-16 Дж. Теоретично такої енергії недостатньо для імплантації частки на глибину більшу за її еквівалентний радіус.

Хімічний склад поверхні зразків після ерозійної обробки вивчали методом РФЕС, що дозволяє аналізувати ділянку поверхні, яка є достатньою для визначення усередненого хімічного складу, що було важливим з огляду на значну шорсткість поверхні. При хімічному аналізу за глибиною виявляється тенденція до збільшення концентрації основних елементів сплаву (рис. 5). Висока поверхнева концентрація кисню, обумовлюється тим, що він входить до складу серії оксидів (CoO, Cr₂O₃, Al₂O₃ та SiO₂), які складають найтонший поверхневий шар. Додаткові дослідження поверхні за допомогою РЕМ з дисперсійним-енергоаналізатором показали відсутність імплантованих часток порошку оксиду алюмінію в поверхневих шарах Co-Cr-Mo сплаву.

Рис. 5. Пошаровий розподіл хімічних елементів в приповерхневих шарах Co-Cr-Mo сплаву після ерозійної обробки: а) протягом 3 с; б) протягом 10 с.

Для розуміння механізму формування мікро- та наноструктури після ерозійної обробки в сплавах з низкою енергією дефектів пакування, до яких відноситься і сплав Co-Cr-Mo, було проведено модельне дослідження на ГЦК-сплаві Cu - 37 % Zn (ваг. %), енергія дефекту пакування (ЕДП) якого порядку 15 мДж·м^-2. Електронно-мікроскопічне дослідження фольг сплаву, одержаних на різній відстані від обробленої поверхні, показало існування трьох структурних шарів. Найближчий до обробленої поверхні шар, довжина якого по глибині складає приблизно 5 мкм, відповідає нанокристалічному (НК) стану; другий складається із суміші НК, ульрамікрокристалічної (УМК) і мікрокристалічної (МК) структур, та залягає глибше 5 мкм і досягає 30 мкм. І, нарешті, внутрішній шар, що складається з елементів УМК і МК структур, простягається в глиб зразка від 60 мкм до серединних шарів.

Рис. 6. Розподілення розмірів нанозерен по глибині пластини сплаву Cu-Zn: 1 - максимальний розмір нанозерен; 2 - мінімальний розмір нанозерен; 3 - розмір картин муара.

Зміна параметрів нанозерен по товщині пластини досліджуваного сплаву в нанокристалічному шарі після обробки представлена на рис. 6. Результати електронно-мікроскопічного дослідження впливу повітряної ерозійної обробки на дислокаційну структуру сплаву в шарі з НК структурою показали, що зерна мають переважно рівноважну форму.

Відповідна дифракційна картина відповідає полікристалічній структурі і складається з суцільних дифракційних кілець з великою кількістю точкових рефлексів, які відносно рівномірно розподілені по колу. Нанозерна в цьому шарі дезорієнтіровані на великі кути. У менш деформованих областях сплаву (на глибині порядку 2,5 мкм) ступінь рівноважності нанозерен менше, а усередині них іноді спостерігаються тонкі двійники. Проведений детальний аналіз мікроструктур показав, що дроблення первинної мікрокристалічної структури відбувається шляхом послідовного процесу ковзання розщеплених дислокацій і утворення двійників, які фрагментуються після проходження через них ультратонких двійників, в результаті утворюється НК структура з мало- (~7?), середньо- (15-20?) і сильно (40-45?) азимутальним дезорієнтіруванням зерен, які мають горизонтальну складову дезорієнтірування порядку 10-25?. Таким чином модельне дослідження дозволило отримати вичерпну інформацію про еволюцію мікроструктури сплаву деформованого за допомогою повітряної ерозійної обробки.

Сплави Co-Cr-Mo також відносяться до сплавів з низькою ЕДП та у вихідному стані мають переважно ГЦК структуру. Тож, структура деформованої поверхні, досліджуваних в роботі сплавів, змінюється за глибиною так само, як і у модельному сплаві. Дослідження структури Co-Cr-Mo сплаву, обробленого протягом 3, 4, 5, 10 та 20 с, проводилось на глибині 1-2 мкм від обробленої поверхні, яка була видалена з метою очищення сплаву від залишків часток Al₂O₃ та продуктів забруднення поверхні. Встановлено, що формування ділянок наноструктури з розміром зерен 10-50 нм (рис. 7 а) починається після 10 с обробки. Однак значна частина приповерхневого шару при цьому має структуру, що відповідає часу обробки в кілька секунд. Формування наноструктури майже у всьому приповерхневому шарі відбувається при 20 с обробки (рис. 7 б). В даному дослідженні це максимальний час обробки, оскільки подальше збільшення часу обробки призводить до різкого підвищення швидкості ерозії Co-Cr-Mo сплаву і не доцільне.

Рис. 7. Мікроструктура Co-Cr-Mo сплаву після різного часу обробки прискореними мікрочастками: а) 10 с; б) 20 с.

Далі в роботі детально досліджено структуру та властивості поверхневого шару сплаву Co-Cr-Mo, сформованого ультразвуковою ударною обробкою (УЗУО). Вивчена мікроструктура за допомогою оптичного мікроскопу та морфологія поверхні на атомно силовому мікроскопі. Відмічено нерівномірність обробки за площею, шорсткість на краях зразків виявилась меншою, ніж в середині. Проте середня шорсткість поверхні R_a на рівні 3-4 нм є в 2 рази меншою, ніж після типового механічного полірування.

Рентгеноструктурний аналіз поверхневого шару проведено методом ковзаючого пучку. Визначені об'ємні частки ГЦК та ГЩУ фаз, зміна параметрів граток, розмір кристалітів та величина мікродеформації в залежності від часу УЗУО. У вихідному стані вміст ГЩУ фази складає 32 %. За 30 с обробки різко вміст цієї фази зростає до 60 %. Одночасно були проведені дослідження мікротвердості. Встановлено, що залежність зміни мікротвердості корелює із залежністю зміни об'єму ГЩУ фази. Після 30 с обробки мікротвердість збільшується приблизно на 30 %, але після 125 с дещо зменшується, в результаті зменшення внутрішніх напружень в ГЦК фазі. Визначено, що в ГЦК фазі в площині (111) спочатку виникають напруження, що розтягують, величиною приблизно 1235 МПа, а після 125 с обробки - напруження, що стискають на рівні 280 МПа. В ГЩУ фазі в площині (101) у всіх випадках виникають напруження, що стискають (-232 МПа, -207 МПа, -157 МПа, -490 МПа).

Дослідження мікроструктури за допомогою електронного мікроскопа на просвіт показали, що після УЗУО в поверхневому шарі спостерігається конкуренція декількох механізмів деформації: ковзання, деформаційного двійникування і г>е мартенситного перетворення. Ковзання часткових дислокацій Шоклі в процесі УЗУО деформації призводить до накопичення ДП в кожному шарі ГЦК-гратки і переводить її в двійникову послідовність відносно початкової матриці. Товщина спостережуваних протяжних (через все зерно) мікродвійників, що розташовані нормально до поверхні фольги потрапляє в межу, визначену для нанорозмірів - від 10 до 55 нм, а відстань між ними варіюється в широкому інтервалі від 45 до 670 нм. Отже, розмір полігонів, утворених двійниками знаходиться в областях як нано-, так і ультрамілкокристалічних розмірів (що перевищують 100 нм). В умовах підвищеної концентрації надмірних вакансій при УЗУО деформація ковзанням протікає одночасно в декількох площинах ковзання.

Таким чином, поліморфні перетворення в дослідженому Co-Cr-Mо сплаві можна розглядати як перетворення зсувного типу, в результаті яких утворюються хаотичні ДП вилучення, які можна розглядати як продукт незавершеного (неповного) мартенситного перетворення, і відома кристалічна структура - е-мартенсит. Утворення мартенситу неповного перетворення ускладнює деформацію двійникуванням, і, викликаючи скорочення кінців двійників в місцях їх гальмування, перешкоджає передачі зсуву через границі двійників. Розвиток цих процесів не сприяє утворенню нанокристалічної структури в поверхневому шарі сплаву Co-Cr-Mо після УЗУО. Максимальна мікротвердість поверхні сплаву, підданого УЗУО, обумовлена наявністю в структурі великої кількості стопок хаотичних ДП в площинах ковзання {111}. Ефект зміцнення обумовлений сумісним впливом продуктів зсувних перетворень аустеніту: хаотичні ДП вилучення і деформаційні двійники, які відповідальні за додаткове зміцнення матеріалу за рахунок гальмуючих ефектів на двійникових границях.

Модифікацію хімічного складу поверхні після УЗУО вивчали методами РФЕС та МСВІ. З аналізу електронних спектрів зрозуміло, що у вихідному стані на поверхні сплаву такі елементи, як Co і Mo, присутні і в металевому, і в окисленому станах. При цьому окислені стани переважають. Основний легуючий елемент Cr і технологічна домішка Si виявляються тільки в окислених станах. Про наявність оксидів на поверхні свідчить і найінтенсивніша лінія О^2- в спектрі О 1s, при енергії зв'язку 530 еВ. Швидше за все, поверхня покрита сумішшю оксидів: Cr₂O₃, MoO₂, MoO₃ СоО, SiO_x, а також складними комплексними оксидами CoCr₂O₃, CoO-Cr₂O₃-MoO_x та ін. Після УЗУО протягом 10 с на поверхні з'являється металевий хром Cr⁰, частка якого в спектрі Cr2p досягає 7 %, а частка фракцій Co⁰ і Mo⁰ зростає в порівнянні з вихідним станом на 5-10 %. Після обробки сплаву протягом 30 с частка металевих фракцій Co⁰ і Mo⁰ на поверхні дещо зменшується, але при цьому з'являється елементарний кремній (Si⁰ ~ 14 %). Результати розрахунку атомних концентрацій елементів на поверхні Co-Cr-Mo сплаву у вихідному стані і після різного часу УЗУО наведені на рис. 8 а. Після УЗУО спостерігається значне зниження вмісту основних елементів сплаву на поверхні: більш ніж в 3 рази знижується вміст Cr, а вміст Со складає 1,5-2 ат. %; при цьому з'являється до 10 ат. % Fe та Al. Кількісна оцінка фазового складу (рис. 8 б) показує, що в початковому стані до 44 % поверхневого оксиду складають Cr₂O₃ і Сr(OH)₃. Цікаво, що не дивлячись на незначний вміст Si в об'ємі (1,4 ат. %), на поверхні виявляється більше 30 % оксиду кремнію складу SiO_x. Після УЗУО протягом 10 с зменшується внесок оксиду Cr і збільшується кількість оксиду Si, додаються оксиди алюмінію (Al₂O₃) і заліза (Fe₂O₃, Fe₃O₄). Із збільшенням тривалості обробки зростає вміст оксиду заліза до 20 %, при цьому кількість оксидів Al₂O₃ і Cr₂O₃ залишається практично незмінною на рівні ~ 30 % і 20 %, відповідно. УЗУО призводить до помітного зменшення частки оксиду CoO і оксидів Мо (МоО ₂ + МоО ₃) у складі поверхневого оксиду. Відповідно, із збільшенням часу УЗУО спостерігається збагачення поверхневого оксиду компонентами Cr₂O₃, Al₂O₃ і Fe₃O_4, щодо оксиду основного компоненту сплаву CoO. Спостерігається якісна відповідність результатів одержаних методами РФЕС і МСВІ. Обидва методи показують, що після УЗУО поверхня збагатилась елементами, що мають більшу спорідненість з киснем (Сr, Si, Al, Fe). Отже, за даними обох методів можна зробити висновок, що після УЗУО на поверхні сплаву його компоненти присутні як в оксидних фазах, так і в елементарному стані, при цьому кількість оксидів на поверхні збільшується. Тож, поверхня стає більш пасивною і повинна мати низький поверхневий потенціал.

Рис. 8. Елементарний та фазовий склад поверхні сплаву до та після УЗУО: а) абсолютний атомний вміст елементів; б) фазовий склад

Вимір поверхневих потенціалів дозволив встановити, що УЗУО протягом 10 с знижує значення поверхневого потенціалу до -70 мВ, що в 3 рази менше ніж після механічного полірування та УЗУО протягом 125 с. Корозійні випробування Co-Cr-Mo сплаву після різного часу ерозійної обробки частками Al₂O₃ розміром 125 мкм показали, що характер зміни значень поверхневих потенціалів такий самий, як і випадку полірованої поверхні. Приблизно за 20 годин значення поверхневого потенціалу спадає від -280 мВ до -22 мВ. В той же час, обробка поверхні сплаву частками Al₂O₃ розміром 250 мкм протягом 15 с призводить до значних змін значень поверхневого потенціалу. В початковий момент контакту з електролітом він становить -22 мВ, потім на декілька секунд приймає позитивні значення, надалі протягом 5 хвилин його значення змінюється до -50 мВ. При подальшій витримці значення поверхневого потенціалу досить повільно змінюється, тому вимірювання зупинили на рівні -55 мВ. Ці результати якісно схожі на ті, що отримані з поверхні зразка обробленого УЗУО протягом 10 с, і так само свідчать про утворення більш досконалого поверхневого шару, можливо, за рахунок наноструктурування, який і забезпечує покращення корозійних властивостей поверхні Co-Cr-Mo сплаву.

За результатами рентгеноструктурних та мікроскопічних досліджень поверхні Co-Cr-Mo сплавів після інтенсивних механічних обробок запропоновано структурний механізм поверхневого наноструктурування в сплавах з низькою енергією дефектів пакування, який відбувається в три стадії. На першому етапі формується планарна структура дислокацій та двійників. Дислокації, що викликані деформацією, в аустенітній фазі ковзають в площинах {111}, формують регулярні сітки дислокацій. В металах з низькою енергією дефектів пакування, має місце значне розшарування між частковими дислокаціями, що не дозволяє дислокаціям здійснювати поперечне ковзання. В цьому випадку дислокації шикуються самі в плоскі осередки в початкових площинах ковзання {111}. Інший механізм завершення ковзання дислокацій пов'язаний з процесом двійникування. Цей механізм є домінуючим в більшості металів, що пластично деформуються, і характеризуються середніми і низькими значеннями енергії дефектів пакування. До таких матеріалів належать: неіржавіюча сталь, латунь та сплави Co-Cr-Mo. На другому етапі відбувається розділ зерен внаслідок двійникування та мартенситного перетворення. Утворення механічних двійників призводить до формування двійникових границь в деформованих зернах. Паралельні двійники в одному напрямі сприяють формуванню альтернативних ламінарних блоків, розділених двійниковими границями. У тому випадку, коли для акомодації деформації активуються дві партії механічних двійників, неминуча зупинка двійник-двійник і формування внаслідок цього ромбічних блоків. При більшій кількості партій двійників, що перетинаються, можливе утворення блоків різної форми. Таким чином, перетин двійників є вирішальним чинником формування субзерен в матеріалах з низькою ЕДП. Мартенситне перетворення в сплавах з низькою ЕДП значною мірою залежить від величини і швидкості деформації, а також від розміру зерен. Кількість мартенситної фази зростає із збільшенням ступеня деформації і зменшенням розміру зерен. Таким чином, зупинка двійників при пластичній поверхневій деформації не тільки сприяє подрібненню зерен, але і ініціює протікання мартенситного перетворення. Третя стадія відповідає саме формуванню нанозерен. При цьому, формування наноструктури обумовлене такими важливими факторами: 1) високим ступенем деформації; 2) високою швидкістю деформації (за оцінками близько 10^3-10⁴ с^-1); 3) різноспрямованим ударним навантаженням, що повторюється. Високий ступінь і швидкість деформації сприяє виникненню високої густини полісистемних механічних двійників, що призводять до акомодації деформації. При надзвичайно високому ступені і швидкості деформації товщина двійників може бути зменшена до нанометрового розміру. Такі надтонкі перетини двійників приводять не тільки до формування субзерен, але і ініціюють мартенситне перетворення в нанометровому об'ємі.