Том 124, № 8 (2023)

Методом молекулярной динамики (МД) исследовали радиационные повреждения в каскадах столкновений, инициированных первично выбитыми атомами (ПВА) с энергией \({{E}_{{{\text{PKA}}}}}\) = 5, 10, 15, 20 и 25 кэВ в α-Ti при температурах \(T~\) = 100, 300, 600 и 900 K. Для каждой пары параметров \(\left( {{{E}_{{{\text{PKA}}}}},~T} \right)\) сгенерировали статистическую выборку из 24 каскадов столкновений, размер которой обосновали a posteriori. Получили число пар Френкеля \({{N}_{{{\text{FP}}}}}\) и определили время релаксации каскадов столкновений в зависимости от \(\left( {{{E}_{{{\text{PKA}}}}},~T} \right)\). Показано, что средние значения \(\left\langle {{{N}_{{{\text{FP}}}}}\left( {{{E}_{{{\text{PKA}}}}},~T} \right)} \right\rangle \) укладываются в ≈0.3NRT, если выбрать пороговую энергию смещения в интервале 28–40 эВ в зависимости от температуры облучения. При высоких энергиях ПВА/низких температурах каскадная область смещений в α-Ti распадается на субкаскады, вытянутые вдоль траекторий высокоэнергетичных атомов отдачи, а время релаксации не зависит от \({{E}_{{{\text{PKA}}}}}\). При низких энергиях ПВА/высоких температурах доминируют каскады столкновений равноосной формы, а время их релаксации монотонно растет с увеличением \({{E}_{{{\text{PKA}}}}}\).

Описан ультразвуковой метод формирования локально-деформированных зон (ЛДЗ) в виде механических царапин, наносимых на поверхность анизотропной электротехнической стали (АЭС) для дробления ее доменной структуры с целью снижения полных магнитных потерь Р_п. Показано, что вследствие подобной обработки на примере АЭС типа 3407 величина Р_п снижается в среднем на 10–15%. При этом воздействие ультразвука на рабочий инструмент приводит к существенному увеличению скорости обработки (2.0–2.5 м/с). В отличие от этого, скорость нанесения ЛДЗ обычным механическим скрайбированием не превышала 10–15 см/с при значительном давлении на рабочий инструмент.

Представлены результаты исследования неоднородности процессов намагничивания в закаленном состоянии ленты аморфного магнитомягкого сплава на основе кобальта АМАГ-172 (Co–Ni–Fe–Cr–Mn–Si–B). Исследования показали, что первопричиной неоднородности магнитных характеристик и процессов намагничивания является неоднородность внутренних закалочных напряжений. Косвенной характеристикой таких напряжений служит объем доменов с ортогональной намагниченностью. В области смещения 180-градусных доменных границ обнаружены бимодальная полевая зависимость магнитной проницаемости и полевой сдвиг петель гистерезиса, которые являются следствием неоднородности ленты по ее толщине. Полевой сдвиг и асимметрия формы петель гистерезиса находят объяснение в рамках формирования однонаправленной обменной анизотропии на поверхности раздела ферромагнитной и антиферромагнитной фаз компонент планарной намагниченности, ориентированных вдоль оси ленты. Исчезновение полевого сдвига и асимметрии петель гистерезиса по ширине ленты может быть интерпретировано уменьшением толщины оксидного антиферромагнитного слоя CoO из-за различия концентраций и глубины проникновения внедренных в поверхность ленты атомов кислорода и водорода при изготовлении ленты в результате взаимодействия с атмосферным паром.

Исследованы магнитные свойства слоевых нанопроволок (НП), состоящих из чередующихся слоев никеля и меди. В таких структурах магнитные свойства определяются несколькими факторами – аспектным отношением ферромагнитых слоев, дипольным взаимодействием между соседними слоями внутри одной НП, а также взаимодействием соседних НП. Массивы НП были получены методом матричного синтеза. Слои никеля имели фиксированную толщину 400 нм, толщину слоев меди варьировали от 25 до 300 нм. Были изучены магнитные характеристики таких НП в двух состояниях: в матрице (интегральные магнитные характеристики, определяемые с помощью вибрационной магнитометрии) и для отдельных НП (локальная намагниченность, визуализируемая с помощью магнитной силовой микроскопии (МСМ)). Для НП в матрице петли гистерезиса, измеренные для двух направлений магнитного поля, становятся идентичными при увеличении толщины слоя Cu до 300 нм, что обусловлено ослаблением дипольного взаимодействия между слоями Ni внутри НП и усилением роли дипольного взаимодействия между соседними НП. При этом остаточная намагниченность возрастает при приложении поля параллельно плоскости матрицы. Методом МСМ изучены образцы с толщинами слоев Cu 300 нм. Поэтапно продемонстрировано, как приложение внешнего магнитного поля приводит к перемагничиванию. Выявлено, что перемагничивание пары НП происходит двухступенчатым образом, как для двухфазной системы с двумя характерными полями: H_c1 = 40–50 Э для образования пары с противоположным направлением намагниченности и H_c2 =160 Э для полного переключения намагниченности. Последнее значение близко к величине коэрцитивной силы для массива НП в матрице.

Методами компьютерного моделирования исследованы симметричная и три асимметричные границы зерен наклона Σ5 \(\left\langle {001} \right\rangle \) в ниобии. Методом молекулярно-статического моделирования рассчитаны структура и энергии рассматриваемых границ, а также энергии образования точечных дефектов в них. Проанализированы зависимости энергий образования точечных дефектов от расстояния от плоскости границы зерна. Методом молекулярной динамики рассчитаны коэффициенты зернограничной самодиффузии для рассматриваемых границ.

Исследованы микротвердость и электромагнитные характеристики коррозионностойкой хромоникелевой (в мас. %: 16.80 Cr; 8.44 Ni) аустенитной стали, подвергнутой цементации в плазме электронного пучка при температурах 350 и 500°C, фрикционной обработке скользящим индентором и комбинированным обработкам, включающим фрикционную обработку и плазменную цементацию. Установлено, что плазменная цементация приводит к повышению микротвердости поверхности стали от 200 до 1100 HV 0.025. Общая глубина упрочнения составила 25 мкм после цементации при T = 350°C и 300 мкм после цементации при T = 500°C. Фрикционная обработка приводит к повышению микротвердости стали до 600 HV 0.025 при общей глубине упрочнения 500 мкм. Показано, что диффузионно-активный слой с дисперсной структурой, сформированный в результате предварительной фрикционной обработки, способствует дополнительному упрочнению стали (до 1275 HV 0.025) при последующей низкотемпературной (350°C) цементации. Комбинированная обработка с цементацией при температуре 500°C приводит к повышению микротвердости стали до 820 HV 0.025, а общая глубина упрочнения составляет 500 мкм для обоих режимов комбинированной обработки. Установлено также, что плазменная цементация исследованной стали приводит к снижению показаний вихретокового прибора по сравнению со сталью в закаленном состоянии и их росту по сравнению со сталью, подвергнутой фрикционной обработке, что может быть использовано для разработки методик контроля качества таких обработок.

Прослежена эволюция структуры и механических свойств закаленной стали 38Г2Ф (в мас. %: 0.42 С, 1.3 Mn, 0.09 V) в ходе отпуска при 650°С. Показано, что изменение микроструктуры и разупрочнение стали при увеличении продолжительности изотермического отпуска τ_отп от 2 до 3000 мин соответствует двум стадиям: средней (II стадия) и высокотемпературной (III стадия). Интенсивное падение прочностных свойств Δσ/Δτ_отп ~ 100 МПа/мин на стадии II сменяется весьма инертным разупрочнением Δσ/Δτ_отп ~ 0.1 МПа/мин на стадии III. Методами ПЭМ-, EBSD- и рентгеноструктурного анализа прослежена эволюция микроструктуры и проведена количественная оценка компонент упрочнения и их относительного вклада в предел текучести на разных стадиях отпуска. С использованием параметра отпуска показано, как данные по структурно-фазовому состоянию и прочности, полученные при кратковременном нагреве при 650°С, можно сопоставить с результатами отпуска различной продолжительности при 500 и 550°С (II стадия).

В сплаве 1565ч системы Al–Mg (Al–5.66Mg–0.81Mn–0.67Zn–0.09Zr–0.07Cr–0.04Ti–0.001Be–0.3(Fe + Si) (вес. %)), сформированы однородные наноструктурное и ультрамелкозернистое (НС и УМЗ) состояния со средним размером зерна 95 и 200 нм соответственно. В обоих состояниях границы зерен имеют преимущественно большеугловые разориентации. Показано, что сплав с НС- и УМЗ-структурой, сформированной при комнатной температуре кручением под высоким давлением и при 200°С равноканальным угловым прессованием по схеме Конформ, демонстрирует схожие признаки сверхпластического (СП) поведения при пониженных температурах 250–300°С в интервале скоростей деформации 5 × 10^–4–10^–2 с^–1: значения удлинения составили 170–560%, величина коэффициента скоростной чувствительности (m) 0.3–0.73 при низких напряжениях течения. Установлен температурный интервал стабильности прочностных характеристик сплава 1565ч в НС- и УМЗ-состоянии как после термического, так и деформационно-термического воздействия. Показано, что материал в обоих исследованных структурных состояниях после деформации в условиях СП сохраняет высокий уровень прочности. Проанализирован деформационный рельеф, образовавшийся на рабочей части НС- и УМЗ-образцов сплава 1565ч, на стадии установившегося СП-течения.