Дислокационная структура естественных микрокомпозиционных материалов

Исследована взаимосвязь между дислокационной структурой тугоплавких эвтектических микрокомпозитов с ростовыми, релаксационными процессами. Определена дислокационная структура межфазных границ и тугоплавкой матричной составляющей. Обсуждается влияние этих процессов на эксплуатационные характеристики...

Ausführliche Beschreibung

Gespeichert in:

Bibliographische Detailangaben
Datum:	2009
Hauptverfasser:	Семененко, В.Е., Пилипенко, Н.Н., Позняков, В.А.
Format:	Artikel
Sprache:	Russian
Veröffentlicht:	Національний науковий центр «Харківський фізико-технічний інститут» НАН України 2009
Schriftenreihe:	Вопросы атомной науки и техники
Schlagworte:	Физика и технология конструкционных материалов
Online Zugang:	https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/90779
Tags:	Tag hinzufügen Keine Tags, Fügen Sie den ersten Tag hinzu!
Назва журналу:	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
Zitieren:	Дислокационная структура естественных микрокомпозиционных материалов / В.Е. Семененко, Н.Н. Пилипенко, В.А. Позняков // Вопросы атомной науки и техники. — 2009. — № 6. — С. 227-231. — Бібліогр.: 10 назв. — рос.

Institution

Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine

id	nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-90779
record_format	dspace
spelling	nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-907792025-02-09T11:30:27Z Дислокационная структура естественных микрокомпозиционных материалов Дислокаційна структура природних мікрокомпозиційних матеріалів Dislocation structure of the natural microcomposition materials Семененко, В.Е. Пилипенко, Н.Н. Позняков, В.А. Физика и технология конструкционных материалов Исследована взаимосвязь между дислокационной структурой тугоплавких эвтектических микрокомпозитов с ростовыми, релаксационными процессами. Определена дислокационная структура межфазных границ и тугоплавкой матричной составляющей. Обсуждается влияние этих процессов на эксплуатационные характеристики жаропрочных материалов. Досліджено взаємозв'язок між дислокаційною структурою тугоплавких евтектичних мікрокомпозитів та ростовими, релаксаційними процесами. Визначена дислокаційна структура міжфазних меж і тугоплавкої матричної складової. Обговорюється вплив цих процесів на експлуатаційні характеристики жароміцних матеріалів. The interrelation between the dislocation structures of refractory eutectic micros-composite with the growth, relaxation processes is investigated. The dislocation structure of phase boundaries and refractory matrix component is determined. The influence of these processes on the operating characteristics of high-temperature and high-strength materials is discussed. 2009 Article Дислокационная структура естественных микрокомпозиционных материалов / В.Е. Семененко, Н.Н. Пилипенко, В.А. Позняков // Вопросы атомной науки и техники. — 2009. — № 6. — С. 227-231. — Бібліогр.: 10 назв. — рос. 1562-6016 https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/90779 669.018.548.45 ru Вопросы атомной науки и техники application/pdf Національний науковий центр «Харківський фізико-технічний інститут» НАН України
institution	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
collection	DSpace DC
language	Russian
topic	Физика и технология конструкционных материалов Физика и технология конструкционных материалов
spellingShingle	Физика и технология конструкционных материалов Физика и технология конструкционных материалов Семененко, В.Е. Пилипенко, Н.Н. Позняков, В.А. Дислокационная структура естественных микрокомпозиционных материалов Вопросы атомной науки и техники
description	Исследована взаимосвязь между дислокационной структурой тугоплавких эвтектических микрокомпозитов с ростовыми, релаксационными процессами. Определена дислокационная структура межфазных границ и тугоплавкой матричной составляющей. Обсуждается влияние этих процессов на эксплуатационные характеристики жаропрочных материалов.
format	Article
author	Семененко, В.Е. Пилипенко, Н.Н. Позняков, В.А.
author_facet	Семененко, В.Е. Пилипенко, Н.Н. Позняков, В.А.
author_sort	Семененко, В.Е.
title	Дислокационная структура естественных микрокомпозиционных материалов
title_short	Дислокационная структура естественных микрокомпозиционных материалов
title_full	Дислокационная структура естественных микрокомпозиционных материалов
title_fullStr	Дислокационная структура естественных микрокомпозиционных материалов
title_full_unstemmed	Дислокационная структура естественных микрокомпозиционных материалов
title_sort	дислокационная структура естественных микрокомпозиционных материалов
publisher	Національний науковий центр «Харківський фізико-технічний інститут» НАН України
publishDate	2009
topic_facet	Физика и технология конструкционных материалов
url	https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/90779
citation_txt	Дислокационная структура естественных микрокомпозиционных материалов / В.Е. Семененко, Н.Н. Пилипенко, В.А. Позняков // Вопросы атомной науки и техники. — 2009. — № 6. — С. 227-231. — Бібліогр.: 10 назв. — рос.
series	Вопросы атомной науки и техники
work_keys_str_mv	AT semenenkove dislokacionnaâstrukturaestestvennyhmikrokompozicionnyhmaterialov AT pilipenkonn dislokacionnaâstrukturaestestvennyhmikrokompozicionnyhmaterialov AT poznâkovva dislokacionnaâstrukturaestestvennyhmikrokompozicionnyhmaterialov AT semenenkove dislokacíjnastrukturaprirodnihmíkrokompozicíjnihmateríalív AT pilipenkonn dislokacíjnastrukturaprirodnihmíkrokompozicíjnihmateríalív AT poznâkovva dislokacíjnastrukturaprirodnihmíkrokompozicíjnihmateríalív AT semenenkove dislocationstructureofthenaturalmicrocompositionmaterials AT pilipenkonn dislocationstructureofthenaturalmicrocompositionmaterials AT poznâkovva dislocationstructureofthenaturalmicrocompositionmaterials
first_indexed	2025-11-25T21:39:37Z
last_indexed	2025-11-25T21:39:37Z
_version_	1849800030545772544
fulltext	ВОПРОСЫ АТОМНОЙ НАУКИ И ТЕХНИКИ. 2009. №6. Серия: Вакуум, чистые материалы, сверхпроводники (18), с. 227-231. 227 УДК 669.018.548.45 ДИСЛОКАЦИОННАЯ СТРУКТУРА ЕСТЕСТВЕННЫХ МИКРОКОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ В.Е. Семененко, Н.Н. Пилипенко, В.А. Позняков Харьковский национальный университет им. В.Н. Каразина, Харьков, Украина; Национальный научный центр «Харьковский физико-технический институт», Харьков, Украина Исследована взаимосвязь между дислокационной структурой тугоплавких эвтектических микрокомпози- тов с ростовыми, релаксационными процессами. Определена дислокационная структура межфазных границ и тугоплавкой матричной составляющей. Обсуждается влияние этих процессов на эксплуатационные харак- теристики жаропрочных материалов. ВВЕДЕНИЕ Повышение эксплуатационных характеристик из- делий из жаропрочных сплавов, обусловленное их структурой, необходимо для элементов конструкций ядерных реакторов, аэрокосмической техники, высо- котемпературного штампового оборудования и изно- состойких покрытий. Современные конструкционные материалы – гетерофазные, состоящие из интерме- таллидов γ ′ -фазы типа Ni3(Ti,Al), боридов, карбидов MeC, Me23C, карбоборидов и карбидонитридов [1-3]. Практически все монокристаллы жаропрочных спла- вов имеют ячеисто-дендритную структуру, которая зачастую сформирована ветвями одного дендрита, развивающуюся от затравки. Этот дендрит пронизы- вает весь кристалл множеством ветвей различных порядков (от первого до третьего), что ухудшает экс- плуатационные свойства таких материалов [4]. Важной задачей является устранение поперечных границ зерен, создание однородной структуры слит- ка. Исключительное морфологическое разнообразие карбидных эвтектик - важной структурной состав- ляющей большинства жаропрочных материалов, покрытий на их основе, их сложная архитектоника, послужила причиной возникновения многих, зачас- тую противоречивых схем возникновения в них ре- гулярных структур [2,5]. Условия композитной тех- нологии с особой настоятельностью требуют реше- ния задач о формах сопряженного роста фаз. До на- стоящего времени не получено надежных экспери- ментальных данных, демонстрирующих микрокар- тину такой кристаллизации, при которой вторая фа- за эвтектики в виде сфероидов или других компакт- ных частиц возникает в результате множественного повторения актов зарождения на фронте или перед фронтом кристаллизации матричной фазы. Теорети- чески это вполне объяснимо с учетом того факта, что любая тонко дифференцированная, т.е. типично эвтектическая структура, имеющая регулярное или нерегулярное строение, возникает в ходе роста бик- ристаллических эвтектических колоний [6]. Дальнейшее повышение структурной стабильно- сти, а следовательно, жаропрочности эвтектических микрокомпозитов (ЭК), дисперсность которых по- рядка микрометра, возможно при изучении внут- ренних физических процессов, протекающих как в матричной и упрочняющих фазах, так и на межфаз- ных границах непосредственно в процессе затверде- вания, в посткристаллизационный период. Протя- женные межфазные границы ЭК, достигающие ~104 см2/см3, различная дисперсность микроструктуры ЭК при одинаковой объемной доле армирующей фазы, релаксационные процессы, дефекты структу- ры, субструктурное упрочнение матрицы при де- формировании, анизотропия свойств обуславливают специфику их поведения [4,5]. Обладая минималь- ной температурой плавления (по сравнению с ис- ходными компонентами), ЭК имеют максимальную жаропрочность, что характерно и для квазиэвтекти- ческих систем тугоплавкий металл-фаза внедрения [5,7]. Концентрация атомов внедрения Cx связана с энергией диссоциации ΔH соединения Me-X выра- жением )/exp( RTHC MeXx Δ−= , т.е. чем выше энергия диссоциации, тем меньше растворимость частиц и выше жаропрочность [8]. При температурах выше 1800…2000 К тугоплавкие карбиды стабильнее окислов и нитридов, обуславливают эффективность карбидного высокотемпературного упрочнения. Важным фактором, определяющим свойства высоко- прочных материалов на ряду со строением, является объемная доля упрочняющих фаз, которая в системах металл-фаза внедрение возрастает в последователь- ности: окислы, нитриды, карбиды, бориды. В данной работе исследованы тугоплавкие кар- бидные системы, объемная доля карбидов составляет 20…21 % для Mo-ZrC, ~30 % для Та-Ta2C и ~ 45% для Мо-Мо2С. Жаропрочность материала и проте- кающие в нем диффузионные процессы – взаимосвя- занные явления. Особое значение имеет структура межфазных границ, которая определяет распределе- ние и концентрацию напряжений в микрокомпозитах, передачу усилий от одной фазы к другой, является очагом разрушения или стабильности конструкцион- ного материала [5-7]. Целью данной работы является изучение дисло- кационной структуры межфазных границ и матрич- ной составляющей эвтектических микрокомпозитов Me-X, где Me - Mo, Nb, Ta, Zr, Ni; Х – карбиды соот- ветствующих металлов, которая до настоящего вре- мени исследована, в основном, в легкоплавких сис- темах и монокристаллах тугоплавких металлов с ма- лым содержанием примесей [9,10]. 228 МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА Образцы с регулярной структурой получены ме- тодом высокоградиентной зонной перекристаллиза- ции [5]. Для формирования направленных структур поддерживался высокий статический градиент тем- пературы G (450…600 К/см) на протяжении всего процесса кристаллизации. При этом ведущая кар- бидная фаза (Ta2C, Ni2C, ZrC) имела преимущество в скорости роста, а рост ответвлений на базовом кристалле становился ориентированным (рис.1 и 2). Рис.1. Ветвление базового кристалла, ув. 25000 а б Рис.2. Регулярная структура Ta, Ta2C в продольном (а) и поперечном (б) сечении, R=250 мм/ч, ув. 550 Дисперсность микроструктуры подчинялась за- кономерности λ = А·R-n (R = (0,5…6,55)·10-5 м/с, n = 0,4). Металлографические исследования, в том числе стереомикроскопический анализ, проводили на микроскопе МИМ-8М. Рентгеноструктурный анализ (ДРОН-4М) проводили в два этапа: иденти- фикация образцов (качественный анализ) и опреде- ление относительного содержания фазы (количест- венный анализ). Применение метода отражения лу- чей, позволяющего охватить большую площадь ис- следуемого образца по сравнению с применяемыми в данной работе методами ПЭМ (электронной ди- фракции УЭМВ-100 К), дает больший разброс дан- ных, например ориентаций, вызванных наличием субграниц и т.п. Поэтому в ряде случаев использо- вали комплексные методы анализа. Дислокационную структуру изучали на тонких фольгах методом трансмиссионной электронной микроскопии. Для выявления оптимальных пара- метров препарирования образцов для ПЭМ в про- цессе экспериментов сравнивали структуру и плот- ность дислокации при переменной толщине фольги (до самого края отверстия в фольге), составляли оп- ределяемую плотность дислокации в «чистой» мат- ричной фазе с участками, где наблюдалось естест- венное закрепление дислокаций, например сегрега- циями углерода (системы Mo-C, Mo-Zr-C). Таким образом, исследовались участки, в которых не на- блюдались «утечки» дислокаций. Плотность линей- ных дислокаций, выявляемая прямым наблюдением субструктуры по светлопольному изображению, определялась обычными методами количественной металлографии по числу точек выхода на поверх- ность или по суммарной длине Σ L в объеме (мето- дом секущих) из соотношения: Lt MN d Д ⋅ ⋅⋅ = α ρ 2 , где М - увеличение; Nd - количество пересечений с дис- локациями случайных линий длиной L; t - толщина фольги; α - фактор коррекции для дислокаций, на- ходящихся вне контраста. При измерении суммар- ной длины учитывали толщину фольги, которая оп- ределялась по полосам экстинции (погасания из-за интерференции многократно отраженных лучей). При наличии в структуре дислокационных петель оценивалось их количество на компараторе, строи- лась гистограмма их распределения по размерам. Проведена оценка, согласно которой с учетом флуктуаций дислокаций в кадре измерение, напри- мер ρД~ 3·109 см-2 с точностью 10%, требует анализа не менее 20 кадров площадью F≈ 10 мкм2. РЭМ ис- пользовалась для выявления структурных измене- ний эвтектических фаз в процессе ТМО-образцов, когда травлением частично (до 20…30 мкм) удалена матрица. РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЯ Установлено, что при эвтектической кристалли- зации достижение когерентности на межфазной гра- нице затруднено в связи с большой энергией дефор- мации матричной (металлической) фазы. Несоответ- ствие решеток двух фаз при контролируемом за- твердевании эвтектик компенсируется образованием межфазных дислокаций. Как следует из металлографического и электрон- но-микроскопического анализов микрокомпозитов, закристаллизованных с различными скоростями, в ряде случаев граница карбида не может быть ап- проксимирована прямой, т. е. граница раздела не является одной плоскостью. В таких случаях по ре- зультатам микродифракционного анализа определя- лась группа плоскостей, взаимопараллельных в обе- их фазах и реализующихся при известной взаимной кристаллографической ориентации фаз, плоскости сопряжения содержались в одной группе. Установлено, что для эвтектической системы Мо-С в результате конкурентного роста зерен (colo- nies) на стадии установившегося роста оптимальное расположение фаз соответствует ориентациям CMoMo 2 100\|\|110 и CMoMo 2 123\|\|120 . Сопоставление результатов электронно-микроскопических иссле- дований участков установившегося роста ЭК Mo- Mo2C (рис.3), выросших в различных условиях, по- казывает, что ориентация базовой карбидной фазы 229 Mo2C при переходе к кристаллизации в высоком градиенте температур (G ≥ 450 К/см) сохраняется, однако изменяется как ориентация, так и плоскости сопряжения ведомой металлической фазы: CMoMo 2 100\|\|111 , поверхность раздела ( ) ( ) .0001\|\|101\|\| 2CMoMo Рис.3. Микроструктура композиции Mo-Mo2C (R=2,2·10-5 м/с, G=450 К/см) Результаты аналогичных электронно-микроско- пических и рентгеноструктурных исследований по- казывают, что в направленно-закристаллизованных (НК) системах Mo-ZrC с регулярной структурой устанавливаются ориентационные соотношения: направление роста .110\|\|110\|\| ZrCMo Для ЭК Ta(Nb)-C поверхность раздела ( ) ( ) .001\|\|110\|\| )()( 22 CNbCTaNbTa Как показывает анализ кристаллогеометрических соот- ношений в системах с регулярной структурой, луч- шим соответствием, т.е. минимальным Δd (Δd - па- раметр несоответствия решеток фаз), с матрицей обладает ZrC (Δd≈4,3%), худшим - Mo2C (Δd≈11,7%). В микрокомпозитах Ta(Nb)-C с малой величиной Δd получены ориентированные бимонок- ристаллические структуры в более широком диапа- зоне скоростей кристаллизации R = 0,27·10-4 …8,3·10-5м/с (cм. рис. 2,б.) в сплавах на основе мо- либдена – только при R ≤ 2,2·10-5м/с и G ≥ 500 К/см. Анализ преимущественных направлений и плос- костей сопряжения фаз Ме-карбид показывает, что дислокационная структура межфазных границ и матрицы определяется ростовыми и релаксацион- ными процессами, а также параметрами кристалли- зации (R,G). Определено, что при малых темпера- турных градиентах (G ≥ 400 К/см) за фронтом кри- сталлизации в дислокационной структуре преобла- дают ростовые дислокации. При больших G ≥ 500…650 К/см совершенство структуры бипарных сплавов определяется посткристаллизационными процессами. Обнаружено, что дислокации роста берут начало на дислокациях несоответствия, отли- чаются прямолинейностью и большой протяженно- стью, сохраняют заданную кристаллографическую ориентировку (рис. 4). При ростовых механизмах наблюдается зарож- дение межфазных дислокаций на границе или вбли- зи нее непосредственно в процессе роста. В начале роста осуществляется частичная релаксация упругих деформаций, и затем возникают дислокации. По- скольку они видны на темнопольных изображениях как в рефлексе матрицы, так и карбида, это означа- ет, что они находятся в плоскости раздела фаз мат- рица–карбид. Характер контраста между Мо и Мо2С указывает, что вектор Бюргерса равен 111 2 a b = , а для Mo-ZrC – 110 2 a в плоскости {111}. Для упо- рядоченных структур межфазные дислокации имели ориентировку, близкую к краевой. Данные ПЭМ- кристаллов твердого раствора молибдена с 0,02 мас.% С показывают, что образование ориенти- рованных выделений CMoMo 2 100\|\|110 происходит только в местах с повышенной концентрацией угле- рода. Из-за присутствия крупной частицы дикарбида в посткристаллизационный период вокруг нее обра- зуются дислокации (энергия связи атомов углерода с дислокациями довольно высока ~ 0,7…0,9 эВ) [8] и призматические петли, определяющие плоскость интенсивного роста выделений. Возникшие дисло- кации, в свою очередь, являются центрами зарожде- ния новых карбидных выделений (рис. 5). Установ- лено, что наблюдаемая на поверхности раздела фаз сетка эпитаксиальных дислокаций распространяется на глубину ~ 25…45 нм. Рис. 4. Ростовые дислокации При электронно-микроскопических исследова- ниях (ПЭМ) тонких фольг по дифракционным усло- виям контраста дислокации видимы, если 0≠⋅bg , где g - нормаль к отражающей плоскости, b - вектор Бюргерса. Подсчитанная электронно-микроскопи- ческим методом плотность дислокаций ρД в метал- лической матричной фазе, регулярной ЭК, металл- карбид составляет ~ 108 см-2 в нитевидных кристал- лах карбидов ~ 102 см-2. Протяженные нитевидные монокристаллы карбидов (l / d ~1000, где l - длина, d - диаметр волокна) содержат только дефекты упа- ковки (ДУ) вычитания или внедрения, ориентиро- ванные вдоль направления роста. ДУ обусловлены, вероятно, полиморфными превращениями, происхо- дящими для охлаждения слитка сплава. Других де- фектов не обнаружено. Причем их концентрация 230 существенно уменьшается в условиях стационарно- го роста. Проводилась корреляция подсчета данных ПЭМ рентгеноструктурным методом, а также ме- таллографически – по ямкам травления дислокаций в монокристаллах тугоплавких металлов (Mo, Ta), полученных электронно-лучевой зонной перекри- сталлизацией. Так, в монокристаллах молибдена с содержанием 0,02 мас.% С ρД ≈ 2·106см-2 (металло- графические и электронно-микроскопические дан- ные совпадают). Характерно, что в исследуемых системах при прочих равных условиях (P,G) с ми- нимальным несоответствием Δd ≈ 4,3% (Mo-ZrC) плотность дислокаций ρД ≤ 108 см-2, тогда как в слу- чае Δd ≈ 11,7% (Mo-Mo2C) соответствующая ρД ≈ 5,9·108…8·109 см-2 (см. рис. 5 и 6). Рис. 5. Дислокационная структура Mo c 0,02 мас.% С, ув. 20000 Рис.6. Межфазные дислокации системы Mo-ZrC, ув. 35000 Следует отметить, что после посткристаллизаци- онного отжига [5] совершенных микрокомпозитов, в результате которого происходила очистка металли- ческой матрицы от углерода, плотность дислокаций уменьшалась ρД ≤ 107 см-2. Обнаружена взаимосвязь между дефектами структуры эвтектических компо- зитов и дислокационной структурой. Определено, что в местах нарушения правильной формы карби- дов наблюдались эпитаксиальные дислокации одно- го типа: стенки или сетки дислокаций. В целом, спорадические нарушения регулярного роста и со- ответственно повышение плотности линейных и локальных дефектов эвтектических микрокомпози- тов (преимущественное разрастание одной из фаз, консолидация одноименных пластин в одну, сопро- вождающуюся изменением дисперсности λ компо- зитов) вызывают увеличение плотности дислокаций до 109…1010 см-2. Во всех случаях при формирова- нии структуры ЭК в местах разветвления эвтектиче- ских фаз наблюдалась повышенная плотность дис- локаций ρД ≥ (1…8)·109см-2. Рис.7. Система Mo-Mo2C (стрелкой показаны дислокации) На рис. 7 показана стенка дислокаций, их рас- пределение на межфазной границе. Такое распреде- ление дислокаций согласуется с моделью решетки совпадающих узлов [6]. Действительно, в системах металл-карбид коэффициенты теплового расшире- ния металлической матрицы и карбидной фазы су- щественно различаются. В посткристаллизационный период в сплавах, у которых n = aMeC/aMe ≤ 1,25 (где aMeC и aMe – периоды решеток карбидной и матрич- ной фаз), при охлаждении происходит улучшение структуры границы фаз (ГФ) вследствие перемеще- ния дислокаций с межфазной границы в объем пла- стичной матрицы. В итоге в матрице наблюдается частичная аннигиляция дислокаций, испущенных границами соседних кристаллов, и выстраивание их в стенки. В системе Ni-NbC перемещение дислока- ций с ГФ {100} в матрице может осуществляться путем скольжения в плотноупакованных плоскостях ГЦК-решетки никеля. При скольжении от ГФ {110} дислокаций [ ]112 b ab = происходит образование де- фектов упаковки. Движение дислокаций [ ]111 3 ab = может осуществляться путем диффузии, контроли- рующей скорость этого процесса [9]. По данным электоронно-микроскопических исследований в микрокомпозите Ni-NbC при быстром охлаждении от температуры ликвидуса до комнатной температу- ры в никелевой матрице возникают напряжения σm, вызывающие упругую деформацию карбида ниобия: mmbb mbb m EVEV TEEV ⋅+⋅ Δ⋅Δ⋅⋅⋅ = ασ , где mV , bV - объемные доли; bm EE , - модули упруго- сти соответственно матрицы и карбидной фазы; Δα - коэффициент термического расширения в интервале температур (ΔT), Δα = 10-5 К-1. В результате возни- кающих напряжений ~ 2760 МПа почти половина межфазных дислокаций перемещается в объем мат- рицы, формируя субзерную структуру, которая ока- зывает влияние на диффузионную проницаемость 231 сплава и, следовательно, жаропрочность [5,7]. В целом, существенное влияние на дислокационную структуру матрицы оказывают условия затвердева- ния слитка в посткристаллизационный период, фор- ма поверхности раздела фаз (плоская, изогнутая), характер ветвления базовой фазы внедрения, сте- пень ориентированности, и, следовательно, совер- шенства структуры микрокомпозитов. Повышение совершенства структуры микрокомпозитов, дости- гаемое в условиях высокого статического градиента температур, позволяет получать бимонокристалли- ческие материалы с полукогерентной межфазной поверхностью раздела и низкой плотностью дисло- каций. Последнее позволит их использовать в каче- стве высокотемпературных жаропрочных материа- лов, создания жаропрочных износостойких покры- тий на их основе штампов высокотемпературного прессового оборудования. ВЫВОДЫ 1. Исследованы эвтектические микрокомпозиты, представляющие собой бимонокристаллы - вне- дренные в термодинамически равных условиях в тугоплавкую металлическую матрицу нитевидные монокристаллы карбидов с малой плотностью дис- локаций. Несоответствие решеток двух фаз при кон- тролируемом затвердевании компенсируется обра- зованием межфазных дислокаций. 2. Дислокационная структура межфазных границ и матрицы определяется ростовыми, релаксацион- ными процессами и параметрами кристаллизации. При малых температурных градиентах G≤ 400 K/см за фронтом кристаллизации в дислокационной структуре преобладают ростовые дислокации, при более высоких ~500…650 К/см совершенство струк- туры микрокомпозитов определяется послекристал- лизацонными процессами. Плотность дислокации матричной составляющей ~108...8·109 см-2 3. Наблюдаемая на полукогерентной поверхно- сти раздела фаз сетка эпитаксиальных дислокаций распространяется на глубину 25...45 нм. В после- кристаллизационный период наблюдаются улучше- ния структуры границ фаз вследствие перемещения дислокаций с межфазной границей в объем матри- цы. 4. Определена корреляция между плотностью дислокаций и дефектами структуры микрокомпози- тов. Показано, что в совершенных, регулярных структурах микрокомпозитов уменьшается возмож- ность миграции межфазных границ, её исчезнове- ние, укрупнение фазовых составляющих, что обу- славливает высокую стабильность структуры до предплавильных температур. Бимонокристалличе- ские композиты представляют собой потенциаль- ную основу наиболее жаропрочных и износостойких материалов новой техники. ЛИТЕРАТУРА 1. Прочность материалов и конструкций / Ред. В.Т. Трошенко. Киев: «Академперiодика», 2005, с. 574. 2. С.А. Фирстов. Проблемы получения предель- ного упрочнения в материалах // Тр. Международ- ной конференции. "Сучасне матерiалознавство: матерiали та технологiї" СММТ-2008. Киев, 2008, с.45-46. 3. V.E. Semenenko, M.M. Pylypenko, A.S. Posuk- hov. High-strengh wear-resistant eutectic composites // Journal of Superhard Materials, 2006, v. 28, № 5, p. 57-62. 4. В.М. Ажажа, Г.П. Ковтун, В.Я. Свердлов и др. Микроструктура и свойства монокристаллического сплава НВ-4 // МФ и НТ. 2002, т. 24, № 10, с. 1525- 1536. 5. В.М. Ажажа, Н.А. Азаренков, В.Е. Семененко, А.В. Кузьмин. Особенности получения и свойства естественных композиционных материалов на осно- ве тугоплавких металлов // МФ и НТ. 2008, т.30, №12, с 277-288. 6. С.З. Бокштейн и др. Авторадиографические исследования структуры металлов и сплавов. М.: «Наука», 1989, с. 395 7. M. Grenosbev et al. Сrier and rupture of advanced fiber strength eutectic-composite superallays // Proc. International symposium of superallays. Pennsylvania, 2008, p. 124-138. 8. G. Fermander et al. Point defect diffusion in su- peralloys // PM. 2007, Germany, p. 191-205. 9. Н.А. Азаренков, В.Е. Семененко, Н.Г. Стер- воедов, А.С. Посухов. Моделирование диффузион- ных процессов и экспериментальное определение параметров диффузии с помощью радиоактивных изотопов // ВАНТ. Серия «Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение», 2007, № 2, с. 76-81. 10. Г.С. Бурханов. Тугоплавкие металлы, сплавы и соединения. M.: «Наука», 2004, с. 324. Статья поступила в редакцию 24.09.2009 г. ДИСЛОКАЦІЙНА СТРУКТУРА ПРИРОДНИХ МІКРОКОМПОЗИЦІЙНИХ МАТЕРІАЛІВ В.Е. Семененко, М.М. Пилипенко, В.А. Позняков Досліджено взаємозв'язок між дислокаційною структурою тугоплавких евтектичних мікрокомпозитів та ростовими, релаксаційними процесами. Визначена дислокаційна структура міжфазних меж і тугоплавкої матричної складової. Обговорюється вплив цих процесів на експлуатаційні характеристики жароміцних ма- теріалів. DISLOCATION STRUCTURE OF THE NATURAL MICROCOMPOSITION MATERIALS V.E. Semenenko, M.M. Pylypenko, V.A. Poznyakov The interrelation between the dislocation structures of refractory eutectic micros-composite with the growth, re- laxation processes is investigated. The dislocation structure of phase boundaries and refractory matrix component is determined. The influence of these processes on the operating characteristics of high-temperature and high-strength materials is discussed.

Дислокационная структура естественных микрокомпозиционных материалов

Institution

Ähnliche Einträge