Том 124, № 9 (2023)

Методом молекулярной динамики изучено влияние атомов водорода на деформационное поведение Al/\(\theta {\kern 1pt} '\) бикристаллов с (001)_Al//(001)\(_{{\theta {\kern 1pt} '}}\) межфазной границей при сдвиге. При сдвиге в направлении [100]_Al параллельном плоскости (001)_Al первоначальное испускание дислокаций с межфазной границы приводит к развитию проскальзывания по границе с образованием разупорядоченного слоя атомов в алюминии. Критическое напряжение активации пластической релаксации в этом случае достигает 6.4 ГПа. При сдвиге [100](010)_Al пластическая релаксация происходит за счет генерации и скольжения дислокаций в алюминии, а так же пластического течения в слое \(\theta {\kern 1pt} '\)-фазы, в этом случае пластическая релаксация активируется при сдвиговом напряжении 7.9 ГПа. Введение водорода в систему приводит к понижению критических напряжений в среднем на 34% вследствие значительного снижения стойкости материала \(\theta {\kern 1pt} '\)-фазы к сдвигу. Системы с водородом демонстрировали большую чувствительность к понижению скорости деформации, снижение скорости деформации в 20 раз сопровождается снижением критических напряжений на 20%, в то время как для бикристаллов без водорода аналогичное снижение составляет 5%. Повышение температуры приводит к снижению критических напряжений со средним коэффициентом температурной чувствительности −4 МПа/К.

Изучено влияние введения 10 ат. % Mn за счет Fe в классический Файнмет (Fe_73.5Cu₁Nb₃Si_13.5B₉) на его магнитные свойства, магнитную анизотропию и структуру после нанокристаллизующего отжига при 520°C продолжительностью от 10 мин до 4 ч в присутствии растягивающих напряжений σ = = 200 МПа и без них. Показано, что в сплаве Fe_63.5Mn₁₀Cu₁Nb₃Si_13.5B₉, как и в классическом Файнмете, отжиг в присутствии растягивающих напряжений приводит к наведению поперечной магнитной анизотропии, однако константа наведенной магнитной анизотропии уменьшается в 4 раза. Коэрцитивная сила сплава с Mn растет с увеличением продолжительности отжига как в присутствии растягивающих напряжений, так и без них, в то время как у Файнмета практически не меняется. Показано, что в сплаве с Mn уже после 10-минутных обработок наряду с твердым раствором α-Fe(Si,Mn) и фазой Fe₃Si образуются бориды. Это приводит к изменению соотношения объемных долей компонентов структуры с отрицательной и положительной магнитострикцией, что, скорее всего, вызывает уменьшение константы наведенной магнитной анизотропии сплава с Mn. Показано также, что средний размер зерна в сплаве с Mn растет с увеличением продолжительности обработок, что совместно с образованием боридов приводит к росту коэрцитивной силы.

Изучено влияние ряда физических факторов на структурные и гистерезисные свойства многослойных пленок (Cr–Mn)/FeNi. По косвенным признакам установлено наличие антиферромагнетизма в слоях Cr–Mn при содержании Mn в пределах 20–40 ат. %. Показано, что в таких структурах может наблюдаться эффект обменного смещения, но только при толщине антиферромагнитного слоя более 40 нм. Исходной причиной низких “закрепляющих” свойств слоя Cr–Mn является его слабая магнитная анизотропия, на которую накладывается нестабильность в воспроизведении микроструктуры. Применение нагрева подложки при нанесении пленок повысило воспроизводимость параметров микроструктуры и гистерезисных характеристик, но привело к ослаблению эффекта обменного смещения, по-видимому, из-за изменений в структуре и составе межслойного интерфейса.

Методом селективного лазерного сплавления (СЛС) смеси элементарных порошков был синтезирован сплав Al–40Sn. В структуре сплава наблюдаются следы расплава полуэллиптической формы, границы которых декорированны порами и включениями олова. Внутренняя структура следов расплава состоит из мелкокристаллических областей с одинаково ориентированными столбчатыми кристаллами Al, разделенными тонкими прослойками олова. С увеличением мощности лазера скорость кристаллизации расплава снижается, и ячейки кристаллов алюминия увеличиваются, а вместе с ними растет и толщина разделяющих их оловянных прослоек. Пористость сплава с повышением мощности убывает медленно, и для ее минимизации требуется изменение параметров процесса СЛС.

Методами компьютерного моделирования исследованы структура, точечные дефекты, самодиффузия и диффузия Со для четырех энергетически предпочтительных границ зерен (ГЗ) с осью наклона \(\left[ {2\bar {1}\bar {1}0} \right]\) в гексагональном плотноупакованном (ГПУ) Ti. Методом молекулярно-статического моделирования рассчитаны структура и энергии рассматриваемых границ, а также энергии образования точечных дефектов в них. Продемонстрированы зависимости энергий образования точечных дефектов от расстояния от плоскости границы зерна. Методом молекулярной динамики рассчитаны коэффициенты зернограничной самодиффузии для рассматриваемых ГЗ. Результаты моделирования самодиффузии сравниваются с имеющимися экспериментальными данными. Также выполнено моделирование зернограничной диффузии Со в α-Ti. Показано, что структура ГЗ влияет на параметры зернограничной диффузии как в случае самодиффузии, так и в случае примесной диффузии, и коэффициенты зернограничной диффузии могут отличатся на несколько порядков, в зависимости от структуры.

Исследовано влияние никеля на показатели сверхпластичности, эволюцию микроструктуры и соотношение вкладов действующих механизмов сверхпластической деформации в сплавах системы Al–Zn–Mg–Cr. В сплаве Al–Zn–Mg–Cr выделяются только дисперсоиды среднего размера 140 нм, которые содержат кроме алюминия, хрома и магния небольшое количество цинка, а в Al–Zn–Mg–Cr–Ni образуется дополнительно фаза Al₃Ni. Алюминид никеля обеспечивает более однородную стабильную зеренную структуру при повышении температуры отжига и во время сверхпластической деформации при 440°С. При добавлении в сплав никеля средний размер зерна уменьшается с 7.7 до 7.3 мкм перед началом деформации и с 10 до 8.6 мкм после деформации 0.69. При этом, после деформации вблизи частиц Al₃Ni выявлена повышенная плотность дислокаций. При близких значениях коэффициента скоростной чувствительности m ≈ 0.6 в сплаве, содержащем частицы Al₃Ni, в два раза больше вклад зернограничного скольжения, и в три раза меньше вклад внутризеренного дислокационного скольжения, что приводит к сохранению более равноосной микрозеренной структуры и росту относительных удлинений.