📄Работа №201312
Тема: ВЗАИМОДЕЙСТВИЕ АТОМОВ C, N, O, H С ДЕФЕКТАМИ КРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ РЕШЕТКИ В ГЦК МЕТАЛЛАХ НА ПРИМЕРЕ Ni, Ag, Al
Характеристики работы
Тип работы
Диссертация
Предмет
Физика
Объем:
311 листов
Год:
2022
Просмотров:
71
700
руб.
🛒 Купить работу
Не подходит эта работа?
Закажите новую по вашим требованиям
Узнать цену на написание
Закажите новую по вашим требованиям
Представленный материал является образцом учебного исследования, примером структуры и содержания учебного исследования по заявленной теме. Размещён исключительно в информационных и ознакомительных целях.
Workspay.ru оказывает информационные услуги по сбору, обработке и структурированию материалов в соответствии с требованиями заказчика.
Размещение материала не означает публикацию произведения впервые и не предполагает передачу исключительных авторских прав третьим лицам.
Материал не предназначен для дословной сдачи в образовательные организации и требует самостоятельной переработки с соблюдением законодательства Российской Федерации об авторском праве и принципов академической добросовестности.
Авторские права на исходные материалы принадлежат их законным правообладателям. В случае возникновения вопросов, связанных с размещённым материалом, просим направить обращение через форму обратной связи.
Настоящий учебно-методический информационный материал размещён в ознакомительных и исследовательских целях и представляет собой пример учебного исследования. Не является готовым научным трудом и требует самостоятельной переработки.
📋 Содержание
ВВЕДЕНИЕ 5
I ВЗАИМОДЕЙСТВИЕ АТОМОВ ЛЕГКИХ ЭЛЕМЕНТОВ С МЕТАЛЛАМИ .... 14
1.1 Взаимодействие примесей C, N, O с металлами 14
1.2 Диффузия примесных атомов C, N, O в металлах 21
1.2.1 Диффузия на и вблизи поверхности металлов 21
1.2.2 Диффузия примесных атомов в объеме металла 26
1.3 Взаимодействие примесных атомов C, N, O с дефектами в металлах 29
1.4 Взаимодействие водорода с металлами и сплавами 34
1.5 Процессы диффузии водорода в металлах 41
1.6 Взаимодействие водорода с дефектами 49
1.7 Постановка задачи 58
II ОПИСАНИЕ ПРИМЕНЯЕМОГО МЕТОДА ИССЛЕДОВАНИЯ 61
2.1 Теоретические основы и практика применения метода молекулярной
динамики 61
2.2 Потенциалы межатомного взаимодействия в системах металл -
примесной атом C, N или O 74
2.2.1 Выбор ГЦК металлов для проведения исследований 74
2.2.2 Построение потенциалов 76
2.3 Определение потенциалов межатомного взаимодействия в системах
металл-водород 83
2.3.1 Потенциалы для систем Pd-H и Ni-H 83
2.3.2 Проблема агрегации примесных атомов водорода в металлах в
молекулярно-динамических моделях 89
III ПРИМЕСНЫЕ АТОМЫ В КРИСТАЛЛАХ МЕТАЛЛОВ 94
3.1 Энергия примесных атомов и вызванная ими деформация
кристаллической решетки 94
3.2 Диффузия примесных атомов в идеальном кристалле металла 98
3.2.1 Механизм диффузии атомов водорода в ГЦК металлах и
диффузионные характеристики 98
3.2.2 Диффузия примесных атомов C, N, O в металлах Ni, Ag, Al 107
3.3 Влияние упругой деформации кристаллической решетки на энергию
связи и миграции примесных атомов 108
IV ВЗАИМОДЕЙСТВИЕ ПРИМЕСНЫХ АТОМОВ С ТОЧЕЧНЫМИ
ДЕФЕКТАМИ И ИХ КОМПЛЕКСАМИ 114
4.1 Взаимодействие с вакансией 114
4.2 Взаимодействие с вакансионными комплексами 122
4.3 Взаимодействие с собственным межузельным атомом 129
V ВЗАИМОДЕЙСТВИЕ ПРИМЕСНЫХ АТОМОВ С КРАЕВОЙ
ДИСЛОКАЦИЕЙ 141
5.1 Моделирование движущейся краевой дислокации 141
5.2 Моделирование неподвижной краевой дислокации 146
5.3 Энергия связи примесного атома с краевой дислокацией 153
5.4 Диффузия примесных атомов вдоль ядра краевой дислокации 156
5.4.1 Энергия миграции примесных атомов вдоль частичной дислокации .... 156
5.4.2 Диффузия атомов водорода вдоль дислокации в Pd и Ni 159
5.5 Скольжение краевой дислокации в условиях наличия примесных атомов . 161
VI ВЗАИМОДЕЙСТВИЕ ПРИМЕСНЫХ АТОМОВ С НАКЛОННЫМИ
ГРАНИЦАМИ ЗЕРЕН 176
6.1 Границы зерен в металлах и зернограничная диффузия 176
6.2 Диффузия по наклонным границам зерен в зависимости от
концентрации примесных атомов 186
6.3 Миграция границ зерен в металлах 203
6.3.1 Моделирование миграции границ наклона <100> и <111> в никеле 210
6.3.2 Моделирование миграции границ наклона <110> в никеле 217
6.3.3 Миграция границ наклона <100> и <111> в интереметаллиде Ni3Al .... 220
6.3.4 Миграция границ наклона <100> и <111> в никеле в условиях
одноосной деформации 223
6.4 Влияние примесных атомов на скорость миграции границ наклона 225
VII ВЗАИМОДЕЙСТВИЕ ПРИМЕСНЫХ АТОМОВ С ТРОЙНЫМИ СТЫКАМИ ГРАНИЦ ЗЕРЕН И МОДЕЛИРОВАНИЕ
КРИСТАЛЛИЗАЦИИ 233
7.1 Тройные стыки границ зерен в металлах 233
7.2 Влияние примесей на процесс кристаллизации в металлах 238
7.3 Диффузия вдоль тройных стыков в зависимости от содержания
свободного объема в них и в условиях наличия примесей 249
7.4 Миграция тройных стыков в металлах 252
7.4.1 Моделирование миграции тройных стыков в Ni 256
7.4.2 Механизм миграции тройного стыка 260
7.4.3 Влияние примесных атомов на скорость миграции тройных стыков .... 263
ЗАКЛЮЧЕНИЕ 267
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ 270
ПРИЛОЖЕНИЯ 310
I ВЗАИМОДЕЙСТВИЕ АТОМОВ ЛЕГКИХ ЭЛЕМЕНТОВ С МЕТАЛЛАМИ .... 14
1.1 Взаимодействие примесей C, N, O с металлами 14
1.2 Диффузия примесных атомов C, N, O в металлах 21
1.2.1 Диффузия на и вблизи поверхности металлов 21
1.2.2 Диффузия примесных атомов в объеме металла 26
1.3 Взаимодействие примесных атомов C, N, O с дефектами в металлах 29
1.4 Взаимодействие водорода с металлами и сплавами 34
1.5 Процессы диффузии водорода в металлах 41
1.6 Взаимодействие водорода с дефектами 49
1.7 Постановка задачи 58
II ОПИСАНИЕ ПРИМЕНЯЕМОГО МЕТОДА ИССЛЕДОВАНИЯ 61
2.1 Теоретические основы и практика применения метода молекулярной
динамики 61
2.2 Потенциалы межатомного взаимодействия в системах металл -
примесной атом C, N или O 74
2.2.1 Выбор ГЦК металлов для проведения исследований 74
2.2.2 Построение потенциалов 76
2.3 Определение потенциалов межатомного взаимодействия в системах
металл-водород 83
2.3.1 Потенциалы для систем Pd-H и Ni-H 83
2.3.2 Проблема агрегации примесных атомов водорода в металлах в
молекулярно-динамических моделях 89
III ПРИМЕСНЫЕ АТОМЫ В КРИСТАЛЛАХ МЕТАЛЛОВ 94
3.1 Энергия примесных атомов и вызванная ими деформация
кристаллической решетки 94
3.2 Диффузия примесных атомов в идеальном кристалле металла 98
3.2.1 Механизм диффузии атомов водорода в ГЦК металлах и
диффузионные характеристики 98
3.2.2 Диффузия примесных атомов C, N, O в металлах Ni, Ag, Al 107
3.3 Влияние упругой деформации кристаллической решетки на энергию
связи и миграции примесных атомов 108
IV ВЗАИМОДЕЙСТВИЕ ПРИМЕСНЫХ АТОМОВ С ТОЧЕЧНЫМИ
ДЕФЕКТАМИ И ИХ КОМПЛЕКСАМИ 114
4.1 Взаимодействие с вакансией 114
4.2 Взаимодействие с вакансионными комплексами 122
4.3 Взаимодействие с собственным межузельным атомом 129
V ВЗАИМОДЕЙСТВИЕ ПРИМЕСНЫХ АТОМОВ С КРАЕВОЙ
ДИСЛОКАЦИЕЙ 141
5.1 Моделирование движущейся краевой дислокации 141
5.2 Моделирование неподвижной краевой дислокации 146
5.3 Энергия связи примесного атома с краевой дислокацией 153
5.4 Диффузия примесных атомов вдоль ядра краевой дислокации 156
5.4.1 Энергия миграции примесных атомов вдоль частичной дислокации .... 156
5.4.2 Диффузия атомов водорода вдоль дислокации в Pd и Ni 159
5.5 Скольжение краевой дислокации в условиях наличия примесных атомов . 161
VI ВЗАИМОДЕЙСТВИЕ ПРИМЕСНЫХ АТОМОВ С НАКЛОННЫМИ
ГРАНИЦАМИ ЗЕРЕН 176
6.1 Границы зерен в металлах и зернограничная диффузия 176
6.2 Диффузия по наклонным границам зерен в зависимости от
концентрации примесных атомов 186
6.3 Миграция границ зерен в металлах 203
6.3.1 Моделирование миграции границ наклона <100> и <111> в никеле 210
6.3.2 Моделирование миграции границ наклона <110> в никеле 217
6.3.3 Миграция границ наклона <100> и <111> в интереметаллиде Ni3Al .... 220
6.3.4 Миграция границ наклона <100> и <111> в никеле в условиях
одноосной деформации 223
6.4 Влияние примесных атомов на скорость миграции границ наклона 225
VII ВЗАИМОДЕЙСТВИЕ ПРИМЕСНЫХ АТОМОВ С ТРОЙНЫМИ СТЫКАМИ ГРАНИЦ ЗЕРЕН И МОДЕЛИРОВАНИЕ
КРИСТАЛЛИЗАЦИИ 233
7.1 Тройные стыки границ зерен в металлах 233
7.2 Влияние примесей на процесс кристаллизации в металлах 238
7.3 Диффузия вдоль тройных стыков в зависимости от содержания
свободного объема в них и в условиях наличия примесей 249
7.4 Миграция тройных стыков в металлах 252
7.4.1 Моделирование миграции тройных стыков в Ni 256
7.4.2 Механизм миграции тройного стыка 260
7.4.3 Влияние примесных атомов на скорость миграции тройных стыков .... 263
ЗАКЛЮЧЕНИЕ 267
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ 270
ПРИЛОЖЕНИЯ 310
📖 Аннотация
В данной диссертационной работе методом молекулярной динамики исследовано взаимодействие атомов легких элементов (водорода, углерода, азота и кислорода) с дефектами кристаллической решетки в ГЦК металлах (никель, серебро, алюминий). Актуальность исследования обусловлена фундаментальной и прикладной значимостью влияния этих примесей на механические, диффузионные и структурные свойства металлических материалов, включая управление прочностью и стабильностью нанокристаллических структур. В результате установлены энергетические и кинетические параметры взаимодействия: определены энергии активации диффузии примесей по октаэдрическим и тетраэдрическим пустотам, рассчитаны энергии связи с точечными и линейными дефектами (вакансиями, дислокациями), а также выявлено сильное тормозящее влияние примесей на подвижность собственных межузельных атомов. Научная значимость заключается в детальном моделировании атомистических механизмов, определяющих поведение примесей в реальных кристаллах, а практическая – в возможности целенаправленного легирования для управления структурной стабильностью и прочностными характеристиками. Работа развивает идеи, изложенные в классических трудах Х.Дж. Гольдшмидта о сплавах внедрения, Ж. Фриделя о дислокациях, а также в современных исследованиях диффузии легких элементов, таких как работы В.Б. Выходеца и соавторов.
📖 Введение
Актуальность темы исследования
Взаимодействие примесных атомов легких элементов с металлами имеет большой научный и технологический интерес. Наиболее распространенные среди них, водород, кислород, азот и углерод, участвуют во многих инженерных и естественных процессах диффузионного происхождения, обладают высокой химической активностью и уже при низких концентрациях сильно влияют на свойства металлов [1, 2]. Наличие этих примесей в металлах приводит к
существенному повышению их механических характеристик, изменению электрических и магнитных свойств. Обладая малыми размерами, по сравнению с размерами атомов металла, примесные атомы легких элементов эффективно взаимодействуют с дефектами кристаллической решетки металлов, оказывая влияние на подвижность дефектов и возможность их трансформации. Важнейшими для практики проявлениями такого взаимодействия являются, например, влияние примесей и образуемых ими атмосфер Коттрелла и Сузуки на подвижность дислокаций в металлах и, тем самым, прочностные свойства [1, 3], или, например, выделение примесей на границах зерен, приводящее к торможению процессов роста зерен и рекристаллизации [1], что используется, например, для решения атуальной проблемы неустойчивости
нанокристаллической структуры металлических материалов. Важным является также знание особенностей взаимодействия примесных атомов с точечными дефектами: вакансиями, вакансионными кластерами, собственными
межузельными атомами, ответственными, в частности, за процессы диффузионного характера и способность удерживать примеси.
Отдельно среди других атомов легких элементов располагается водород. Атомы водорода, обладая уникально малой массой и размерами по сравнению с другими атомами внедрения в металлах, имеют исключительно высокую диффузионную подвижность [4, 5]. Взаимодействие водорода с металлами остается предметом интенсивного изучения на протяжении более чем ста лет [6]. С одной стороны, это обусловлено практическим интересом в использовании системы металл-водород: создание радиационностойких материалов, фильтров для получения чистого водорода, в том числе для разделения изотопов, аккумуляция и хранение легких газов в металлах и сплавах, проблема транспортировки водорода. С другой стороны, это связано с нежелательным воздействием водорода на свойства материалов (охрупчивание, коррозия, распространение трещин) [7].
Степень разработанности темы. Ввиду высокой важности и долгой истории вопроса влияния примесных атомов на свойста металлов и сплавов, в настоящее время накоплен большой материал как по влиянию отдельных примесей легких элементов на конкретные свойства металлических материалов, так и по структурно-энергетическим аспектам примесных атомов в металлах на атомном уровне. Тем не менее, в связи со сложностью и многообразием данной темы, в настоящее время остается довольно много нерешенных вопросов, особое место среди которых занимают проблемы взаимодействия примесных атомов с различными дефектами кристаллической решетки на атомном уровне.
Цель работы заключается в определении с помощью метода молекулярной динамики структурно-энергетических характеристик и особенностей взаимодействия примесных атомов легких элементов C, N, O, H с различными дефектами кристаллической структуры ГЦК металлов на примере Ni, Ag и Al.
Для достижения поставленной цели решались следующие задачи:
1. Моделирование примесных атомов H, С, O, N в идеальных ГЦК кристаллах металлов: определение структурных и энергетических характеристик, изучение механизма диффузии и получение диффузионных характеристик примесных атомов в кристаллах металлов.
2. Исследование взаимодействия примесных атомов с точечными дефектами и их комплексами в металлах. Расчет энергии связи примесных атомов с дефектами и определение предпочтительных мест расположения примесных атомов в дефектах.
3. Изучение взаимодействия примесных атомов с краевыми дислокациями. Определение механизма торможения примесями движущихся краевых дислокаций в ГЦК металлах.
4. Исследование взаимодействия примесей с границами наклона,
определение влияния примесей на диффузию вдоль границ наклона.
5. Исследование миграции границ зерен наклона и влияния на скорость и механизм миграции примесных атомов.
6. Изучение влияния примесных атомов на скорость движения фронта кристаллизации в металлах, определение механизма торможения кристаллизации примесями.
7. Исследование взаимодействия примесных атомов с тройными стыками границ зерен в металлах. Изучение влияния примесей на диффузию вдоль стыков, на скорость и механизм миграции тройных стыков.
Объекты исследования: атомы легких элементов C, N, O, H в кристаллической решетке и вблизи дефектов в ГЦК металлах Ni, Ag и Al.
Предмет исследования: процессы взаимодействия примесных атомов легких элементов C, N, O, H с различными дефектами кристаллической структуры ГЦК металлов на примере Ni, Ag и Al.
Диссертация состоит из введения, семи глав и заключения. В первой главе диссертации дается общий обзор экспериментальных и теоретических данных по теме взаимодействия примесных атомов легких элементов с металлами. Рассматривается влияние примесей на свойства металлов, современные представления о диффузии примесных атомов в металлах, взаимодействие примесей с различными дефектами кристаллической структуры. Первая часть главы посвящена примесям углерода, азота и кислорода, вторая часть - водороду. В конце первой главы сделана постановка задачи.
Вторая глава посвящена вопросу моделирования примесей в металлах на атомном уровне. В начале главы приводится описание методов компьютерного моделирования, большее внимание уделено методу молекулярной динамики. Приводится обоснование выбора ГЦК металлов для проведения исследований. В заключительной части главы описывается процедура поиска потенциалов межатомных взаимодействий между примесными атомами и атомами металлов.
Третья глава диссертации посвящена исследованию методом молекулярной динамики структурно-энергетических характеристик и диффузии примесных атомов легких элементов в кристаллах металлов с ГЦК решеткой. В первой части главы приводятся результаты расчета энергии примесных атомов в рассматриваемых металлах и вызываемой ими деформации кристаллической решетки. Вторая часть посвящена исследованию диффузии примесных атомов в кристаллической решетке металлов. В заключительной части главы рассматривается вопрос влияния упругой деформации на энергию связи и миграции примесных атомов.
Четвертая глава посвящена исследованию взаимодействия примесных атомов легких элементов с точечными дефектами и их комплексами в ГЦК металлах. Для различных типов дефектов в рассматриваемых металлах получены значения энергии связи c примесными атомами, изучено влияние примесей на диффузионную подвижность и механизм миграции точечных дефектов.
Пятая глава диссертации посвящена молекулярно-динамическому исследованию взаимодействия примесных атомов легких элементов с краевыми дислокациями в ГЦК металлах Ni, Ag и Al. Рассматриваются вопросы, связанные с особенностями моделирования дислокаций в ГЦК кристаллах. Приводятся результаты расчетов энергии связи примесных атомов с дислокациями, энергии активации диффузии примесей вдоль ядер дислокаций. Заключительная часть главы посвящена влиянию примесных атомов на скорость и пороговое напряжение скольжения дислокаций в ГЦК металлах.
В шестой главе приводятся результаты исследования взаимодействия примесей с границами зерен наклона. Первая часть главы посвящена влиянию примесных атомов на диффузию по границам зерен, вторая - влиянию примесей на миграцию границ. Перед обеими частями главы сделаны литературные обзоры по соответствующим темам.
Седьмая глава диссертации посвящена исследованию влияния примесей на процесс кристаллизации в металлах, диффузию вдоль тройных стыков границ зерен и их миграцию. В первой части главы приводится литературный обзор о тройных стыках границ зерен в металлах. Приводятся результаты исследования влияния примесных атомов на процесс кристаллизации в металлах и диффузию вдоль тройных стыков. Вторая часть главы посвящена исследованию миграции тройных стыков и влиянию на скорость миграции примесных атомов.
Научная новизна диссертационной работы заключается в том, что впервые с помощью метода молекулярной динамики в рамках одного подхода проведено исследование взаимодействия примесных атомов легких элементов (C, N, O, H) с различными дефектами кристаллической структуры в ГЦК металлах. Построены потенциалы Морзе для описания взаимодействий атомов легких элементов C, N, O с атомами металлов Al, Ag, Ni. Рассчитаны энергии связи примесных атомов с различными дефектами и найдены предпочтительные места расположения примесных атомов в рассматриваемых дефектах. Получены значения энергии активации диффузии примесных атомов в кристаллической решетке рассматриваемых металлов и вдоль ядер краевых дислокаций. Изучено влияние примесей на диффузионную подвижность точечных дефектов и диффузионную проницаемость границ зерен и их тройных стыков. Найдены зависимости порогового напряжения скольжения краевой дислокации в ГЦК металлах от концентрации примесных атомов. Определены атомные механизмы миграции границ наклона с осями разориентации <100>, <110> и <111> и влияние на скорость их миграции концентрации примесных атомов. Выявлен механизм влияния примесных атомов на скорость движения фронта кристаллизации в металлах.
Теоретическая значимость работы состоит в том, что полученные результаты могут быть использованы для развития теоретических представлений о взаимодействии примесных атомов легких элементов с дефектами в металлах, для создания математических моделей скольжения дислокаций, диффузии, миграции границ зерен, кристаллизации, учитывающих закономерности и количественные характеристики, найденные в настоящей работе. Построенные в настоящей работе потенциалы могут быть использованы в дальнейших исследованиях с помощью компьютерного моделирования взаимодействия примесей с металлами.
Практическая значимость работы состоит в том, что эффективность предложенных научно-исследовательских решений подтверждена справками о промышленном внедрении результатов диссертационной работы (Приложение 1, 2). Кроме того, некоторые результаты диссертационной работы использованы в качестве демонстрационного материала для студентов физических специальностей на курсах профессиональной переподготовки, на их базе созданы работы для лабораторного практикума, что подтверждено справкой об использовании результатов в учебном процессе (Приложение 2).
Методология диссертационного исследования. Изучение особенностей взаимодействия примесных атомов с дефектами кристаллической решетки на атомном уровне с помощью реальных экспериментов в настоящее время затруднительно ввиду необходимости исследования динамики структуры на атомном уровне. Для решения поставленных в работе задач наиболее эффективным методом является компьютерное моделирование, в частности, метод молекулярной динамики, который позволяет не только исследовать атомную структуру материалов и с удовлетворительной точностью рассчитывать структурно-энергетические характеристики различных дефектов, но и изучать в динамике процессы, происходящие на атомном уровне, с использованием разнообразных наглядных визуализаторов.
Решение указанных вопросов с помощью реальных экспериментов в настоящее время весьма затруднительно, поскольку для этого необходимы исследования динамики структуры на атомном уровне. В данном случае наиболее эффективным оказывается применение метода компьютерного моделирования, который позволяет с достаточной точностью в рамках модели учитывать и контролировать параметры исследуемого явления, изучать в динамике процессы, протекающие на атомном уровне с использованием различных наглядных визуализаторов структуры.
Научные положения, выносимые на защиту:
1. Рассчитаны энергии связи примесных атомов с различными дефектами кристаллической структуры в Ni, Ag, Al: вакансиями, бивакансиями, тетраэдрами дефектов упаковки, собственными межузельными атомами, частичными и вершинными дислокациями. Найдены предпочтительные места расположения примесных атомов в данных дефектах.
2. Найдены зависимости порогового напряжения скольжения дислокации в ГЦК металлах от концентрации примесных атомов. Основной причиной роста порогового напряжения при введении примесей в рассмотренных системах является закрепление примесных атомов на дефекте упаковки между частичными дислокациями.
3. Примеси в большинстве случаев приводят к увеличению коэффициента самодиффузии по границам зерен, что обусловлено деформацией кристаллической решетки вблизи примесных атомов, из-за чего вдоль границ возникают дополнительные искажения и свободный объем. При этом чем меньше изначально граница зерен содержит свободного объема, тем сильнее примеси оказывают влияние на самодиффузию вдоль нее.
4. Миграция границ наклона сопровождается согласованным разделением структуры зерна, в сторону которого происходит миграция, на области одинаковой формы и размера, поворачивающиеся на угол разориентации до достижения кристаллической ориентации другого зерна. Размер областей зависит от угла разориентации и для малоугловых границ равен расстоянию между соседними дислокациями. Образование и поворот данных областей связан с расщеплением и скольжением зернограничных дислокаций.
5. Примесные атомы эффективно снижают миграционную подвижность границ, что связано с положительной энергией связи примесных атомов с границами, а в случае атомов углерода еще и с тенденцией образования агрегатов из атомов углерода, которые, закрепляясь на границе зерен, становятся эффективными стопорами, препятствующими ее перемещению.
6. Наличие примесей приводит к существенному замедлению скорости фронта кристаллизации. При этом чем выше локальная деформация кристаллической решетки, которую вызывают атомы примеси, тем меньше скорость фронта кристаллизации.
Личный вклад автора состоит в постановке цели и задач исследований, проведении исследований взаимодействия примесных атомов с дефектами кристаллической решетки на атомном уровне, анализе, обработке и обобщении результатов исследований, формулировании выводов и положений, выносимых на защиту, подготовки публикаций по теме диссертации.
Достоверность результатов обеспечивается применением известных и апробированных методик (метод молекулярной динамики), их физической непротиворечивостью, сравнением результатов с данными других авторов (там, где это возможно).
Апробация результатов работы. Результаты работы доложены на международных и российских конференциях: XIV международная школа-семинар «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах», Барнаул (2016); IV Российско-Казахстанская молодежная научно-техническая конференция «Новые материалы и технологии», Барнаул (2016); Научные чтения им. И.А. Одинга «Механические свойства современных конструкционных материалов», Москва (2016); VII международная конференция «Деформация и разрушение материалов и наноматериалов», Москва (2017); XV международная школа-семинар «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах», Барнаул (2018); Открытая школа-конференция стран СНГ «Ультрамелкозернистые и наноструктурные материалы - 2018» (УМЗНМ-2018), Уфа (2018); Научные чтения им. И.А. Одинга «Механические свойства современных конструкционных материалов», Москва (2018); VI Российско-Казахстанская молодежная научнотехническая конференция «Новые материалы и технологии», Барнаул (2018); II Международная научно-практическая конференция «Наука и инновационные разработки - Северу», Мирный (2019); VII Российско-Казахстанская молодежная научно-техническая конференция «Новые материалы и технологии», Барнаул (2019); XVI международная школа-семинар «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах», Барнаул (2020).
Публикации. По теме диссертации опубликовано 69 статьи, из которых 52 - в журналах, рекомендованных ВАК Минобрнауки РФ, в том числе 31 - в журналах, индексируемых в Web of Science и Scopus.
Работа выполнена при финансовой поддержке Министерства науки и высшего образования Российской Федерации (проекты 3.4820.2017/8.9, FZMM- 2020-0002) и РФФИ (проекты №14-02-98000-р_сибирь_а, №16-48-190182 р_а).
Взаимодействие примесных атомов легких элементов с металлами имеет большой научный и технологический интерес. Наиболее распространенные среди них, водород, кислород, азот и углерод, участвуют во многих инженерных и естественных процессах диффузионного происхождения, обладают высокой химической активностью и уже при низких концентрациях сильно влияют на свойства металлов [1, 2]. Наличие этих примесей в металлах приводит к
существенному повышению их механических характеристик, изменению электрических и магнитных свойств. Обладая малыми размерами, по сравнению с размерами атомов металла, примесные атомы легких элементов эффективно взаимодействуют с дефектами кристаллической решетки металлов, оказывая влияние на подвижность дефектов и возможность их трансформации. Важнейшими для практики проявлениями такого взаимодействия являются, например, влияние примесей и образуемых ими атмосфер Коттрелла и Сузуки на подвижность дислокаций в металлах и, тем самым, прочностные свойства [1, 3], или, например, выделение примесей на границах зерен, приводящее к торможению процессов роста зерен и рекристаллизации [1], что используется, например, для решения атуальной проблемы неустойчивости
нанокристаллической структуры металлических материалов. Важным является также знание особенностей взаимодействия примесных атомов с точечными дефектами: вакансиями, вакансионными кластерами, собственными
межузельными атомами, ответственными, в частности, за процессы диффузионного характера и способность удерживать примеси.
Отдельно среди других атомов легких элементов располагается водород. Атомы водорода, обладая уникально малой массой и размерами по сравнению с другими атомами внедрения в металлах, имеют исключительно высокую диффузионную подвижность [4, 5]. Взаимодействие водорода с металлами остается предметом интенсивного изучения на протяжении более чем ста лет [6]. С одной стороны, это обусловлено практическим интересом в использовании системы металл-водород: создание радиационностойких материалов, фильтров для получения чистого водорода, в том числе для разделения изотопов, аккумуляция и хранение легких газов в металлах и сплавах, проблема транспортировки водорода. С другой стороны, это связано с нежелательным воздействием водорода на свойства материалов (охрупчивание, коррозия, распространение трещин) [7].
Степень разработанности темы. Ввиду высокой важности и долгой истории вопроса влияния примесных атомов на свойста металлов и сплавов, в настоящее время накоплен большой материал как по влиянию отдельных примесей легких элементов на конкретные свойства металлических материалов, так и по структурно-энергетическим аспектам примесных атомов в металлах на атомном уровне. Тем не менее, в связи со сложностью и многообразием данной темы, в настоящее время остается довольно много нерешенных вопросов, особое место среди которых занимают проблемы взаимодействия примесных атомов с различными дефектами кристаллической решетки на атомном уровне.
Цель работы заключается в определении с помощью метода молекулярной динамики структурно-энергетических характеристик и особенностей взаимодействия примесных атомов легких элементов C, N, O, H с различными дефектами кристаллической структуры ГЦК металлов на примере Ni, Ag и Al.
Для достижения поставленной цели решались следующие задачи:
1. Моделирование примесных атомов H, С, O, N в идеальных ГЦК кристаллах металлов: определение структурных и энергетических характеристик, изучение механизма диффузии и получение диффузионных характеристик примесных атомов в кристаллах металлов.
2. Исследование взаимодействия примесных атомов с точечными дефектами и их комплексами в металлах. Расчет энергии связи примесных атомов с дефектами и определение предпочтительных мест расположения примесных атомов в дефектах.
3. Изучение взаимодействия примесных атомов с краевыми дислокациями. Определение механизма торможения примесями движущихся краевых дислокаций в ГЦК металлах.
4. Исследование взаимодействия примесей с границами наклона,
определение влияния примесей на диффузию вдоль границ наклона.
5. Исследование миграции границ зерен наклона и влияния на скорость и механизм миграции примесных атомов.
6. Изучение влияния примесных атомов на скорость движения фронта кристаллизации в металлах, определение механизма торможения кристаллизации примесями.
7. Исследование взаимодействия примесных атомов с тройными стыками границ зерен в металлах. Изучение влияния примесей на диффузию вдоль стыков, на скорость и механизм миграции тройных стыков.
Объекты исследования: атомы легких элементов C, N, O, H в кристаллической решетке и вблизи дефектов в ГЦК металлах Ni, Ag и Al.
Предмет исследования: процессы взаимодействия примесных атомов легких элементов C, N, O, H с различными дефектами кристаллической структуры ГЦК металлов на примере Ni, Ag и Al.
Диссертация состоит из введения, семи глав и заключения. В первой главе диссертации дается общий обзор экспериментальных и теоретических данных по теме взаимодействия примесных атомов легких элементов с металлами. Рассматривается влияние примесей на свойства металлов, современные представления о диффузии примесных атомов в металлах, взаимодействие примесей с различными дефектами кристаллической структуры. Первая часть главы посвящена примесям углерода, азота и кислорода, вторая часть - водороду. В конце первой главы сделана постановка задачи.
Вторая глава посвящена вопросу моделирования примесей в металлах на атомном уровне. В начале главы приводится описание методов компьютерного моделирования, большее внимание уделено методу молекулярной динамики. Приводится обоснование выбора ГЦК металлов для проведения исследований. В заключительной части главы описывается процедура поиска потенциалов межатомных взаимодействий между примесными атомами и атомами металлов.
Третья глава диссертации посвящена исследованию методом молекулярной динамики структурно-энергетических характеристик и диффузии примесных атомов легких элементов в кристаллах металлов с ГЦК решеткой. В первой части главы приводятся результаты расчета энергии примесных атомов в рассматриваемых металлах и вызываемой ими деформации кристаллической решетки. Вторая часть посвящена исследованию диффузии примесных атомов в кристаллической решетке металлов. В заключительной части главы рассматривается вопрос влияния упругой деформации на энергию связи и миграции примесных атомов.
Четвертая глава посвящена исследованию взаимодействия примесных атомов легких элементов с точечными дефектами и их комплексами в ГЦК металлах. Для различных типов дефектов в рассматриваемых металлах получены значения энергии связи c примесными атомами, изучено влияние примесей на диффузионную подвижность и механизм миграции точечных дефектов.
Пятая глава диссертации посвящена молекулярно-динамическому исследованию взаимодействия примесных атомов легких элементов с краевыми дислокациями в ГЦК металлах Ni, Ag и Al. Рассматриваются вопросы, связанные с особенностями моделирования дислокаций в ГЦК кристаллах. Приводятся результаты расчетов энергии связи примесных атомов с дислокациями, энергии активации диффузии примесей вдоль ядер дислокаций. Заключительная часть главы посвящена влиянию примесных атомов на скорость и пороговое напряжение скольжения дислокаций в ГЦК металлах.
В шестой главе приводятся результаты исследования взаимодействия примесей с границами зерен наклона. Первая часть главы посвящена влиянию примесных атомов на диффузию по границам зерен, вторая - влиянию примесей на миграцию границ. Перед обеими частями главы сделаны литературные обзоры по соответствующим темам.
Седьмая глава диссертации посвящена исследованию влияния примесей на процесс кристаллизации в металлах, диффузию вдоль тройных стыков границ зерен и их миграцию. В первой части главы приводится литературный обзор о тройных стыках границ зерен в металлах. Приводятся результаты исследования влияния примесных атомов на процесс кристаллизации в металлах и диффузию вдоль тройных стыков. Вторая часть главы посвящена исследованию миграции тройных стыков и влиянию на скорость миграции примесных атомов.
Научная новизна диссертационной работы заключается в том, что впервые с помощью метода молекулярной динамики в рамках одного подхода проведено исследование взаимодействия примесных атомов легких элементов (C, N, O, H) с различными дефектами кристаллической структуры в ГЦК металлах. Построены потенциалы Морзе для описания взаимодействий атомов легких элементов C, N, O с атомами металлов Al, Ag, Ni. Рассчитаны энергии связи примесных атомов с различными дефектами и найдены предпочтительные места расположения примесных атомов в рассматриваемых дефектах. Получены значения энергии активации диффузии примесных атомов в кристаллической решетке рассматриваемых металлов и вдоль ядер краевых дислокаций. Изучено влияние примесей на диффузионную подвижность точечных дефектов и диффузионную проницаемость границ зерен и их тройных стыков. Найдены зависимости порогового напряжения скольжения краевой дислокации в ГЦК металлах от концентрации примесных атомов. Определены атомные механизмы миграции границ наклона с осями разориентации <100>, <110> и <111> и влияние на скорость их миграции концентрации примесных атомов. Выявлен механизм влияния примесных атомов на скорость движения фронта кристаллизации в металлах.
Теоретическая значимость работы состоит в том, что полученные результаты могут быть использованы для развития теоретических представлений о взаимодействии примесных атомов легких элементов с дефектами в металлах, для создания математических моделей скольжения дислокаций, диффузии, миграции границ зерен, кристаллизации, учитывающих закономерности и количественные характеристики, найденные в настоящей работе. Построенные в настоящей работе потенциалы могут быть использованы в дальнейших исследованиях с помощью компьютерного моделирования взаимодействия примесей с металлами.
Практическая значимость работы состоит в том, что эффективность предложенных научно-исследовательских решений подтверждена справками о промышленном внедрении результатов диссертационной работы (Приложение 1, 2). Кроме того, некоторые результаты диссертационной работы использованы в качестве демонстрационного материала для студентов физических специальностей на курсах профессиональной переподготовки, на их базе созданы работы для лабораторного практикума, что подтверждено справкой об использовании результатов в учебном процессе (Приложение 2).
Методология диссертационного исследования. Изучение особенностей взаимодействия примесных атомов с дефектами кристаллической решетки на атомном уровне с помощью реальных экспериментов в настоящее время затруднительно ввиду необходимости исследования динамики структуры на атомном уровне. Для решения поставленных в работе задач наиболее эффективным методом является компьютерное моделирование, в частности, метод молекулярной динамики, который позволяет не только исследовать атомную структуру материалов и с удовлетворительной точностью рассчитывать структурно-энергетические характеристики различных дефектов, но и изучать в динамике процессы, происходящие на атомном уровне, с использованием разнообразных наглядных визуализаторов.
Решение указанных вопросов с помощью реальных экспериментов в настоящее время весьма затруднительно, поскольку для этого необходимы исследования динамики структуры на атомном уровне. В данном случае наиболее эффективным оказывается применение метода компьютерного моделирования, который позволяет с достаточной точностью в рамках модели учитывать и контролировать параметры исследуемого явления, изучать в динамике процессы, протекающие на атомном уровне с использованием различных наглядных визуализаторов структуры.
Научные положения, выносимые на защиту:
1. Рассчитаны энергии связи примесных атомов с различными дефектами кристаллической структуры в Ni, Ag, Al: вакансиями, бивакансиями, тетраэдрами дефектов упаковки, собственными межузельными атомами, частичными и вершинными дислокациями. Найдены предпочтительные места расположения примесных атомов в данных дефектах.
2. Найдены зависимости порогового напряжения скольжения дислокации в ГЦК металлах от концентрации примесных атомов. Основной причиной роста порогового напряжения при введении примесей в рассмотренных системах является закрепление примесных атомов на дефекте упаковки между частичными дислокациями.
3. Примеси в большинстве случаев приводят к увеличению коэффициента самодиффузии по границам зерен, что обусловлено деформацией кристаллической решетки вблизи примесных атомов, из-за чего вдоль границ возникают дополнительные искажения и свободный объем. При этом чем меньше изначально граница зерен содержит свободного объема, тем сильнее примеси оказывают влияние на самодиффузию вдоль нее.
4. Миграция границ наклона сопровождается согласованным разделением структуры зерна, в сторону которого происходит миграция, на области одинаковой формы и размера, поворачивающиеся на угол разориентации до достижения кристаллической ориентации другого зерна. Размер областей зависит от угла разориентации и для малоугловых границ равен расстоянию между соседними дислокациями. Образование и поворот данных областей связан с расщеплением и скольжением зернограничных дислокаций.
5. Примесные атомы эффективно снижают миграционную подвижность границ, что связано с положительной энергией связи примесных атомов с границами, а в случае атомов углерода еще и с тенденцией образования агрегатов из атомов углерода, которые, закрепляясь на границе зерен, становятся эффективными стопорами, препятствующими ее перемещению.
6. Наличие примесей приводит к существенному замедлению скорости фронта кристаллизации. При этом чем выше локальная деформация кристаллической решетки, которую вызывают атомы примеси, тем меньше скорость фронта кристаллизации.
Личный вклад автора состоит в постановке цели и задач исследований, проведении исследований взаимодействия примесных атомов с дефектами кристаллической решетки на атомном уровне, анализе, обработке и обобщении результатов исследований, формулировании выводов и положений, выносимых на защиту, подготовки публикаций по теме диссертации.
Достоверность результатов обеспечивается применением известных и апробированных методик (метод молекулярной динамики), их физической непротиворечивостью, сравнением результатов с данными других авторов (там, где это возможно).
Апробация результатов работы. Результаты работы доложены на международных и российских конференциях: XIV международная школа-семинар «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах», Барнаул (2016); IV Российско-Казахстанская молодежная научно-техническая конференция «Новые материалы и технологии», Барнаул (2016); Научные чтения им. И.А. Одинга «Механические свойства современных конструкционных материалов», Москва (2016); VII международная конференция «Деформация и разрушение материалов и наноматериалов», Москва (2017); XV международная школа-семинар «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах», Барнаул (2018); Открытая школа-конференция стран СНГ «Ультрамелкозернистые и наноструктурные материалы - 2018» (УМЗНМ-2018), Уфа (2018); Научные чтения им. И.А. Одинга «Механические свойства современных конструкционных материалов», Москва (2018); VI Российско-Казахстанская молодежная научнотехническая конференция «Новые материалы и технологии», Барнаул (2018); II Международная научно-практическая конференция «Наука и инновационные разработки - Северу», Мирный (2019); VII Российско-Казахстанская молодежная научно-техническая конференция «Новые материалы и технологии», Барнаул (2019); XVI международная школа-семинар «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах», Барнаул (2020).
Публикации. По теме диссертации опубликовано 69 статьи, из которых 52 - в журналах, рекомендованных ВАК Минобрнауки РФ, в том числе 31 - в журналах, индексируемых в Web of Science и Scopus.
Работа выполнена при финансовой поддержке Министерства науки и высшего образования Российской Федерации (проекты 3.4820.2017/8.9, FZMM- 2020-0002) и РФФИ (проекты №14-02-98000-р_сибирь_а, №16-48-190182 р_а).
✅ Заключение
В результате исследования с помощью метода молекулярной динамики взаимодействия примесных атомов легких элементов с различными дефектами в ГЦК металлах сделаны следующие выводы:
1. Получены значения энергии активации диффузии примесных атомов легких элементов H, C, N, O в ГЦК решетке рассматриваемых металлов. Показано, что ведущий механизм диффузии примесных атомов в ГЦК кристалле заключается в последовательной миграции через октаэдрические и тетраэдрические пустоты.
2. Рассчитаны энергии связи примесных атомов с различными дефектами кристаллической структуры в Ni, Ag, Al: вакансиями, бивакансиями, тетраэдрами дефектов упаковки, собственными межузельными атомами, частичными и вершинными дислокациями. Найдены предпочтительные места расположения примесных атомов в данных дефектах.
3. Подвижность собственных межузельных атомов (с.м.а.) существенно снижается при введении примесей в металл. При введении 10 ат.% атомов примесей энергия активации миграции с.м.а. увеличивается в несколько раз. При этом снижается вклад краудионного механизма, миграция межузельного атома осуществляется преимущественно за счет гантельного механизма.
4. Полным комплексом, преимущественно обеспечивающим пластические сдвиги в ГЦК металлах, являются две пары частичных дислокаций в одной плоскости скольжения {111} с заключенными между ними дефектами упаковки, то есть не одна, а две, так называемые, полные дислокации 1/2<110>.
5. Энергия связи примесных атомов с частичными дислокациями значительно меньше, чем с вершинными, что свидетельствует об относительно слабой тенденции к формированию атмосферы Коттрелла вокруг частичных дислокаций в ГЦК металлах по сравнению с вершинными дислокациями.
6. Пороги на дислокациях являются предпочтительным местом сегрегации для примесных атомов преимущественно в металлах со сравнительно небольшим параметром решетки. В Al и Ag энергия связи примесных атомов с порогом на вершинной дислокации ниже, чем с неискривленной дислокацией.
7. Найдены значения энергии активации диффузии примесных атомов вдоль ядра дислокации. Полученные значения ниже в несколько раз энергии активации диффузии примесей в чистом кристалле.
8. Найдены зависимости порогового напряжения скольжения дислокации в ГЦК металлах от концентрации примесных атомов. Пороговое напряжение повышается от 7-9 МПа в чистом металле до 1-2 ГПа при введении 10 ат.% примесных атомов. Причиной значительного роста порогового напряжения при введении примесей является преимущественно закрепление примесных атомов на дефекте упаковки между частичными дислокациями (т.е. механизм Сузуки).
9. Примеси в большинстве случаев приводят к увеличению коэффициента самодиффузии по границам зерен, что обусловлено деформацией кристаллической решетки вблизи примесных атомов, из-за чего вдоль границ возникают дополнительные искажения и свободный объем. При этом чем меньше изначально граница зерен содержит свободного объема, тем сильнее примеси оказывают влияние на самодиффузию вдоль нее. В связи с этим, наибольшее влияние примесей наблюдалось для границ наклона <110> и наименьшее - для границ <100>.
10. Миграция границ наклона сопровождается согласованным разделением структуры зерна, в сторону которого происходит миграция, на области одинаковой формы и размера, поворачивающиеся на угол разориентации до достижения кристаллической ориентации другого зерна. Размер областей зависит от угла разориентации и для малоугловых границ равен расстоянию между соседними дислокациями.
11. Наиболее быстро мигрируют границы с осью разориентации <111>. Границы <100>, при той же температуре и угле разориентации, мигрируют примерно в 1,5-2 раза медленнее, а границы <110> - примерно в 5-10 раз.
12. Механизм миграции малоугловых границ наклона <100> заключается в расщеплении парных зернограничных дислокаций с последующей сменой дислокаций-партнеров. В границах с осью разориентации <111>, помимо расщепления дислокаций, имеет место дополнительный механизм: совместное скольжение парных зернограничных дислокаций. В малоугловых границах <110> также присутствуют два набора дислокаций, но они не всегда объединяются в одном ядре, как это часто имеет место в границах <100> и <111>. Отмечено, что при миграции границ <110> необъединенные дислокации принимают более активное участие, чем менее подвижные объединенные дислокации.
13. Скорость миграции границ зерен в интерметаллиде Ni3Al значительно ниже, чем в Ni (примерно в три раза при температуре 1700 К). Причиной этого является, в частности, образование разупорядоченной области позади мигрирующей границы в Ni3Al.
14. Введение примесных атомов углерода и кислорода приводит к существенному снижению подвижности границ зерен. Атомы углерода стремятся образовать агрегаты, которые, закрепляясь на границах зерен, становятся эффективными стопорами, препятствуя перемещению границ. Атомы кислорода не образуют агрегаты, но из-за высоких значений энергии связи с границами также эффективно тормозят их миграцию.
15. Наличие примесей легких элементов приводит к существенному замедлению скорости движения фронта кристаллизации в металлах. При этом в первую очередь влияет сила связи атомов примеси и металла, и в меньшей степени - соотношение их радиусов. Торможение примесными атомами фронта кристаллизации связано с локальной деформацией кристаллической решетки, которую они вызывают, и, как правило, чем больше эта деформация, тем сильнее примесные атомы тормозят фронт кристаллизации. Второй причиной замедления кристаллизации примесями служит снижение энергии миграции атомов в расплаве вследствие образования сравнительно крепких связей атомов металла с примесями.
1. Получены значения энергии активации диффузии примесных атомов легких элементов H, C, N, O в ГЦК решетке рассматриваемых металлов. Показано, что ведущий механизм диффузии примесных атомов в ГЦК кристалле заключается в последовательной миграции через октаэдрические и тетраэдрические пустоты.
2. Рассчитаны энергии связи примесных атомов с различными дефектами кристаллической структуры в Ni, Ag, Al: вакансиями, бивакансиями, тетраэдрами дефектов упаковки, собственными межузельными атомами, частичными и вершинными дислокациями. Найдены предпочтительные места расположения примесных атомов в данных дефектах.
3. Подвижность собственных межузельных атомов (с.м.а.) существенно снижается при введении примесей в металл. При введении 10 ат.% атомов примесей энергия активации миграции с.м.а. увеличивается в несколько раз. При этом снижается вклад краудионного механизма, миграция межузельного атома осуществляется преимущественно за счет гантельного механизма.
4. Полным комплексом, преимущественно обеспечивающим пластические сдвиги в ГЦК металлах, являются две пары частичных дислокаций в одной плоскости скольжения {111} с заключенными между ними дефектами упаковки, то есть не одна, а две, так называемые, полные дислокации 1/2<110>.
5. Энергия связи примесных атомов с частичными дислокациями значительно меньше, чем с вершинными, что свидетельствует об относительно слабой тенденции к формированию атмосферы Коттрелла вокруг частичных дислокаций в ГЦК металлах по сравнению с вершинными дислокациями.
6. Пороги на дислокациях являются предпочтительным местом сегрегации для примесных атомов преимущественно в металлах со сравнительно небольшим параметром решетки. В Al и Ag энергия связи примесных атомов с порогом на вершинной дислокации ниже, чем с неискривленной дислокацией.
7. Найдены значения энергии активации диффузии примесных атомов вдоль ядра дислокации. Полученные значения ниже в несколько раз энергии активации диффузии примесей в чистом кристалле.
8. Найдены зависимости порогового напряжения скольжения дислокации в ГЦК металлах от концентрации примесных атомов. Пороговое напряжение повышается от 7-9 МПа в чистом металле до 1-2 ГПа при введении 10 ат.% примесных атомов. Причиной значительного роста порогового напряжения при введении примесей является преимущественно закрепление примесных атомов на дефекте упаковки между частичными дислокациями (т.е. механизм Сузуки).
9. Примеси в большинстве случаев приводят к увеличению коэффициента самодиффузии по границам зерен, что обусловлено деформацией кристаллической решетки вблизи примесных атомов, из-за чего вдоль границ возникают дополнительные искажения и свободный объем. При этом чем меньше изначально граница зерен содержит свободного объема, тем сильнее примеси оказывают влияние на самодиффузию вдоль нее. В связи с этим, наибольшее влияние примесей наблюдалось для границ наклона <110> и наименьшее - для границ <100>.
10. Миграция границ наклона сопровождается согласованным разделением структуры зерна, в сторону которого происходит миграция, на области одинаковой формы и размера, поворачивающиеся на угол разориентации до достижения кристаллической ориентации другого зерна. Размер областей зависит от угла разориентации и для малоугловых границ равен расстоянию между соседними дислокациями.
11. Наиболее быстро мигрируют границы с осью разориентации <111>. Границы <100>, при той же температуре и угле разориентации, мигрируют примерно в 1,5-2 раза медленнее, а границы <110> - примерно в 5-10 раз.
12. Механизм миграции малоугловых границ наклона <100> заключается в расщеплении парных зернограничных дислокаций с последующей сменой дислокаций-партнеров. В границах с осью разориентации <111>, помимо расщепления дислокаций, имеет место дополнительный механизм: совместное скольжение парных зернограничных дислокаций. В малоугловых границах <110> также присутствуют два набора дислокаций, но они не всегда объединяются в одном ядре, как это часто имеет место в границах <100> и <111>. Отмечено, что при миграции границ <110> необъединенные дислокации принимают более активное участие, чем менее подвижные объединенные дислокации.
13. Скорость миграции границ зерен в интерметаллиде Ni3Al значительно ниже, чем в Ni (примерно в три раза при температуре 1700 К). Причиной этого является, в частности, образование разупорядоченной области позади мигрирующей границы в Ni3Al.
14. Введение примесных атомов углерода и кислорода приводит к существенному снижению подвижности границ зерен. Атомы углерода стремятся образовать агрегаты, которые, закрепляясь на границах зерен, становятся эффективными стопорами, препятствуя перемещению границ. Атомы кислорода не образуют агрегаты, но из-за высоких значений энергии связи с границами также эффективно тормозят их миграцию.
15. Наличие примесей легких элементов приводит к существенному замедлению скорости движения фронта кристаллизации в металлах. При этом в первую очередь влияет сила связи атомов примеси и металла, и в меньшей степени - соотношение их радиусов. Торможение примесными атомами фронта кристаллизации связано с локальной деформацией кристаллической решетки, которую они вызывают, и, как правило, чем больше эта деформация, тем сильнее примесные атомы тормозят фронт кристаллизации. Второй причиной замедления кристаллизации примесями служит снижение энергии миграции атомов в расплаве вследствие образования сравнительно крепких связей атомов металла с примесями.
ИЛИ
Поиск аналога
📕 Список литературы
🖼 Скриншоты
🛒 Оформить заказ
⚡ Работу высылаем в течении 5 минут после оплаты.