Развитие в ННЦ "ХФТИ" методов направленного изменения структуры и свойств конструкционных материалов при активизации релаксационных процессов: обзор, посвященный 80-летию Национального научного центра "Харьковский физико-технический институт"

Развитие в ННЦ "ХФТИ" методов направленного изменения структуры и свойств конструкционных материалов при активизации релаксационных процессов: обзор, посвященный 80-летию Национального научного центра "Харьковский физико-технический институт"

В обзоре описаны разработанные в ННЦ «ХФТИ» новые методы и физические механизмы воздействия температурно-силовых, магнитных и ультразвуковых полей на структурное состояние различных конструкционных материалов на основе переходных элементов для активизации релаксационных процессов. Получены структурн...

Повний опис

Збережено в:
Бібліографічні деталі
Дата:2008
Автори: Неклюдов, И.М., Соколенко, В.И., Нетесов, В.М.
Формат: Стаття
Мова:Russian
Опубліковано: Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України 2008
Назва видання:Успехи физики металлов
Онлайн доступ:https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/98048
Теги: Додати тег
Немає тегів, Будьте першим, хто поставить тег для цього запису!
Назва журналу:Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
Цитувати:Развитие в ННЦ "ХФТИ" методов направленного изменения структуры и свойств конструкционных материалов при активизации релаксационных процессов: обзор, посвященный 80-летию Национального научного центра "Харьковский физико-технический институт" / И.М. Неклюдов, В.И. Соколенко, В.М. Нетесов // Успехи физики металлов. — 2008. — Т. 9, № 2. — С. 171-193. — Бібліогр.: 42 назв. — рос.

Репозитарії

Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
id nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-98048
record_format dspace
spelling nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-980482025-02-10T01:46:26Z Развитие в ННЦ "ХФТИ" методов направленного изменения структуры и свойств конструкционных материалов при активизации релаксационных процессов: обзор, посвященный 80-летию Национального научного центра "Харьковский физико-технический институт" Development of Methods of the Directional Struc-tural Change and Properties of Constructional Mate-rials by Stimulation of Relaxation Processes in the NSC ‘KhPhTI’: The Review Dedicated to the 80th Anniversary of the National Scientific Centre "Kharkiv Physicotechnical Institute" Неклюдов, И.М. Соколенко, В.И. Нетесов, В.М. В обзоре описаны разработанные в ННЦ «ХФТИ» новые методы и физические механизмы воздействия температурно-силовых, магнитных и ультразвуковых полей на структурное состояние различных конструкционных материалов на основе переходных элементов для активизации релаксационных процессов. Получены структурные состояния, обеспечивающие направленное изменение физико-механических свойств и формирование в металлах, сплавах и композиционных материалах заданного комплекса эксплуатационных характеристик. В огляді описано розроблені в ННЦ «ХФТІ» нові методи і фізичні механізми дії температурно-силових, магнетних і ультразвукових полів на структурний стан ріжних конструкційних матеріялів на основі перехідних елементів для активізації релаксаційних процесів. Одержано структурні стани, що забезпечують скеровану зміну фізико-механічних властивостей і формування в металах, стопах і композиційних матеріялах заданого комплексу експлуатаційних характеристик. In the review, new methods and physical mechanisms of influence of temperature–force, magnetic and ultrasonic fields on a structural state of various constructional materials based on transition elements for activization of relaxation processes are described, which were developed in the National Scientific Centre ‘the Kharkiv Physicotechnical Institute’. The structural states providing directed change of physicomechanical properties and formation of the set complex of operational characteristics in metals, alloys and composite materials are obtained. 2008 Article Развитие в ННЦ "ХФТИ" методов направленного изменения структуры и свойств конструкционных материалов при активизации релаксационных процессов: обзор, посвященный 80-летию Национального научного центра "Харьковский физико-технический институт" / И.М. Неклюдов, В.И. Соколенко, В.М. Нетесов // Успехи физики металлов. — 2008. — Т. 9, № 2. — С. 171-193. — Бібліогр.: 42 назв. — рос. 1608-1021 PACS numbers: 43.40.Qi, 61.82.-d, 62.20.-x, 62.80.+f, 74.25.Ld, 74.72.Bk, 81.05.-t, 81.40.-z https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/98048 ru Успехи физики металлов application/pdf Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України
institution Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
collection DSpace DC
language Russian
description В обзоре описаны разработанные в ННЦ «ХФТИ» новые методы и физические механизмы воздействия температурно-силовых, магнитных и ультразвуковых полей на структурное состояние различных конструкционных материалов на основе переходных элементов для активизации релаксационных процессов. Получены структурные состояния, обеспечивающие направленное изменение физико-механических свойств и формирование в металлах, сплавах и композиционных материалах заданного комплекса эксплуатационных характеристик.
format Article
author Неклюдов, И.М.
Соколенко, В.И.
Нетесов, В.М.
spellingShingle Неклюдов, И.М.
Соколенко, В.И.
Нетесов, В.М.
Развитие в ННЦ "ХФТИ" методов направленного изменения структуры и свойств конструкционных материалов при активизации релаксационных процессов: обзор, посвященный 80-летию Национального научного центра "Харьковский физико-технический институт"
Успехи физики металлов
author_facet Неклюдов, И.М.
Соколенко, В.И.
Нетесов, В.М.
author_sort Неклюдов, И.М.
title Развитие в ННЦ "ХФТИ" методов направленного изменения структуры и свойств конструкционных материалов при активизации релаксационных процессов: обзор, посвященный 80-летию Национального научного центра "Харьковский физико-технический институт"
title_short Развитие в ННЦ "ХФТИ" методов направленного изменения структуры и свойств конструкционных материалов при активизации релаксационных процессов: обзор, посвященный 80-летию Национального научного центра "Харьковский физико-технический институт"
title_full Развитие в ННЦ "ХФТИ" методов направленного изменения структуры и свойств конструкционных материалов при активизации релаксационных процессов: обзор, посвященный 80-летию Национального научного центра "Харьковский физико-технический институт"
title_fullStr Развитие в ННЦ "ХФТИ" методов направленного изменения структуры и свойств конструкционных материалов при активизации релаксационных процессов: обзор, посвященный 80-летию Национального научного центра "Харьковский физико-технический институт"
title_full_unstemmed Развитие в ННЦ "ХФТИ" методов направленного изменения структуры и свойств конструкционных материалов при активизации релаксационных процессов: обзор, посвященный 80-летию Национального научного центра "Харьковский физико-технический институт"
title_sort развитие в ннц "хфти" методов направленного изменения структуры и свойств конструкционных материалов при активизации релаксационных процессов: обзор, посвященный 80-летию национального научного центра "харьковский физико-технический институт"
publisher Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України
publishDate 2008
url https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/98048
citation_txt Развитие в ННЦ "ХФТИ" методов направленного изменения структуры и свойств конструкционных материалов при активизации релаксационных процессов: обзор, посвященный 80-летию Национального научного центра "Харьковский физико-технический институт" / И.М. Неклюдов, В.И. Соколенко, В.М. Нетесов // Успехи физики металлов. — 2008. — Т. 9, № 2. — С. 171-193. — Бібліогр.: 42 назв. — рос.
series Успехи физики металлов
work_keys_str_mv AT neklûdovim razvitievnnchftimetodovnapravlennogoizmeneniâstrukturyisvoistvkonstrukcionnyhmaterialovpriaktivizaciirelaksacionnyhprocessovobzorposvâŝennyi80letiûnacionalʹnogonaučnogocentraharʹkovskiifizikotehničeskiiinstitut
AT sokolenkovi razvitievnnchftimetodovnapravlennogoizmeneniâstrukturyisvoistvkonstrukcionnyhmaterialovpriaktivizaciirelaksacionnyhprocessovobzorposvâŝennyi80letiûnacionalʹnogonaučnogocentraharʹkovskiifizikotehničeskiiinstitut
AT netesovvm razvitievnnchftimetodovnapravlennogoizmeneniâstrukturyisvoistvkonstrukcionnyhmaterialovpriaktivizaciirelaksacionnyhprocessovobzorposvâŝennyi80letiûnacionalʹnogonaučnogocentraharʹkovskiifizikotehničeskiiinstitut
AT neklûdovim developmentofmethodsofthedirectionalstructuralchangeandpropertiesofconstructionalmaterialsbystimulationofrelaxationprocessesinthensckhphtithereviewdedicatedtothe80thanniversaryofthenationalscientificcentrekharkivphysicotechnicalinstitute
AT sokolenkovi developmentofmethodsofthedirectionalstructuralchangeandpropertiesofconstructionalmaterialsbystimulationofrelaxationprocessesinthensckhphtithereviewdedicatedtothe80thanniversaryofthenationalscientificcentrekharkivphysicotechnicalinstitute
AT netesovvm developmentofmethodsofthedirectionalstructuralchangeandpropertiesofconstructionalmaterialsbystimulationofrelaxationprocessesinthensckhphtithereviewdedicatedtothe80thanniversaryofthenationalscientificcentrekharkivphysicotechnicalinstitute
first_indexed 2025-12-02T14:12:33Z
last_indexed 2025-12-02T14:12:33Z
_version_ 1850406079947603968
fulltext 171 PACS numbers: 43.40.Qi, 61.82.-d, 62.20.-x, 62.80.+f, 74.25.Ld, 74.72.Bk, 81.05.-t, 81.40.-z Развитие в ННЦ «ХФТИ» методов направленного изменения структуры и свойств конструкционных материалов при активизации релаксационных процессов: обзор, посвященный 80-летию Национального научного центра «Харьковский физико-технический институт» И. М. Неклюдов, В. И. Соколенко, В. М. Нетесов ННЦ «Харьковский физико-технический институт», ул. Академическая, 1, 61108 Харьков, Украина В обзоре описаны разработанные в ННЦ «ХФТИ» новые методы и физи- ческие механизмы воздействия температурно-силовых, магнитных и ультразвуковых полей на структурное состояние различных конструкци- онных материалов на основе переходных элементов для активизации ре- лаксационных процессов. Получены структурные состояния, обеспечи- вающие направленное изменение физико-механических свойств и фор- мирование в металлах, сплавах и композиционных материалах заданного комплекса эксплуатационных характеристик. В огляді описано розроблені в ННЦ «ХФТІ» нові методи і фізичні механі- зми дії температурно-силових, магнетних і ультразвукових полів на структурний стан ріжних конструкційних матеріялів на основі перехід- них елементів для активізації релаксаційних процесів. Одержано струк- турні стани, що забезпечують скеровану зміну фізико-механічних влас- тивостей і формування в металах, стопах і композиційних матеріялах за- даного комплексу експлуатаційних характеристик. In the review, new methods and physical mechanisms of influence of tem- perature–force, magnetic and ultrasonic fields on a structural state of vari- ous constructional materials based on transition elements for activization of relaxation processes are described, which were developed in the National Sci- entific Centre ‘the Kharkiv Physicotechnical Institute’. The structural states providing directed change of physicomechanical properties and formation of the set complex of operational characteristics in metals, alloys and composite materials are obtained. Ключевые слова: конструкционные материалы, программированное воз- действие, структура, релаксация, физико-механические свойства. Успехи физ. мет. / Usp. Fiz. Met. 2008, т. 9, сс. 171–193 Îòòèñêè äîñòóïíû íåïîñðåäñòâåííî îò èçäàòåëÿ Ôîòîêîïèðîâàíèå ðàçðåøåíî òîëüêî â ñîîòâåòñòâèè ñ ëèöåíçèåé 2008 ÈÌÔ (Èíñòèòóò ìåòàëëîôèçèêè èì. Ã. Â. Êóðäþìîâà ÍÀÍ Óêðàèíû) Íàïå÷àòàíî â Óêðàèíå. 172 И. М. НЕКЛЮДОВ, В. И. СОКОЛЕНКО, В. М. НЕТЕСОВ (Получено 26 мая 2008 г.) 1. ВВЕДЕНИЕ Результаты фундаментальных исследований последних десятиле- тий позволили выявить новые пути направленного формирования структурного состояния различных материалов с целью улучшения свойств, необходимых при практическом использовании. В на- стоящее время в мире развиты физико-химические и радиационные технологии, методы воздействия различными температурно-сило- выми полями. Каждый из подходов обладает спецификой воздейст- вия на кристаллическую решетку, включая изменение дефектной структуры и фазового состава. Это дает возможность определенным образом влиять на динамику элементарных носителей пластиче- ской деформации, энергетические спектры, характеристики взаи- модействия электронов между собой и с ионным остовом и тем са- мым изменить комплекс физико-механических свойств кристалли- ческих материалов. В ННЦ «ХФТИ» традиционно большое внимание уделялось и уделяется работам по изучению взаимосвязи структурных факто- ров, связанных с воздействием различных физических полей в ши- рокой области температур на комплекс физико-механических свойств переходных металлов, сплавов, соединений и композитов на их основе. Для переходных элементов периодической системы характерно наличие частично заполненных внутренних электрон- ных оболочек, вследствие чего переходные металлы, а также спла- вы и соединения их включающие обладают различными физиче- скими свойствами. Проблема изучения связи структурно-фазового состава и свойств материалов данного класса и разработка эффек- тивных методов целенаправленного их изменения являются акту- альными ввиду необходимости удовлетворения повышенных тре- бований к конструкционным материалам, используемым в атомной энергетике, аэрокосмической технике, точном приборостроении, криогенной технике. В настоящее время хорошо известны разные методы упрочнения металлов и сплавов в результате введения в кристаллическую ре- шетку дефектов различного типа. Альтернативными являются ме- тоды повышения характеристик прочности и пластичности посред- ством снижения уровня внутренних напряжений, связанных с не- однородностями структурно-фазового состава. У истоков исследо- ваний, направленных на достижение оптимального изменения фи- зико-механических свойств реальных кристаллических тел посред- ством максимального приближения их структурного состояния к условиям термодинамического и механического равновесия, нахо- дится способ программного нагружения, предложенный Р. И. Гар- РАЗВИТИЕ В ННЦ «ХФТИ» МЕТОДОВ ИЗМЕНЕНИЯ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ 173 бером, И. А. Гиндиным и И. М. Неклюдовым [1]. Пионерские рабо- ты в этой области в ННЦ «ХФТИ» были выполнены в 70-е гг. про- шлого века в криогенном отделе, возглавлявшемся Б. Г. Лазаре- вым, на чистых металлах (Cu, Be, Ni, Al), ряде сталей и сплавов. В обзоре описаны разработанные в ННЦ «ХФТИ» новые методы воздействия температурно-силовыми, магнитными и ультразвуко- выми полями на структурное состояние различных конструкцион- ных материалов на основе переходных элементов посредством ак- тивизации релаксационных процессов для оптимизации их физи- ко-механических свойства. 2. ПРОГРАММНОЕ НАГРУЖЕНИЕ МЕТАЛЛОВ Программное нагружение 1, 2, как специфический вид темпера- турно-силового воздействия, занимает особое место в ряду темпера- турно-силовых методов направленного изменения структуры и свойств материалов. Сущность его заключается в том, что для релак- сации локальных напряжений в «слабых» местах кристаллической решетки предложено проводить отжиг, старение в условиях медлен- но возрастающей нагрузки в макроупругой области деформации. При таком температурно-силовом воздействии, с одной стороны, вскрывается широкий спектр «слабых» мест, с другой — происходит их «залечивание» при активизации релаксационно-диффузионных механизмов. Результаты многочисленных экспериментальных ис- следований, проведенных за последние годы, позволили расширить представление об этом явлении. Был предложен ряд новых схем тем- пературно-силового воздействия, приводящих к улучшению целого комплекса свойств различных конструкционных материалов. Уста- новлено, что программное упрочнение может осуществляться при старении, отжиге в сочетании с различными видами однонаправлен- ного и знакопеременного нагружения, ультразвукового и радиаци- онного облучения. Одним из основных условий при этом является соблюдение равенства между эффектом нарастания воздействия на металл за счет внешних факторов и сопротивлением кристалличе- ской решетки. Ниже приведены некоторые примеры программного упрочнения конструкционных материалов. Повышение кратковременной прочности и сопротивления пол- зучести сплава Э125 методом программного нагружения. Ши- рокое распространение в реакторостроении получил сплав Zr   2,5 мас.% Nb (Э125), из которого изготавливают оболочки твэлов и канальные трубы. Эти конструктивные элементы активной зоны ядерных реакторов в значительной мере определяют их надеж- ность. Вопросы, связанные с улучшением свойств данного сплава являются актуальными. Согласно расчетным данным 3, напря- жения, которые могут возникнуть в стенках канальных труб реак- 174 И. М. НЕКЛЮДОВ, В. И. СОКОЛЕНКО, В. М. НЕТЕСОВ торов, могут составлять 100–150 МПа. Эти обстоятельства обуслов- ливают повышенные требования в отношении кратковременной прочности и сопротивления ползучести материала, из которого из- готовлены трубы. Интенсивность накопления повреждаемости в процессе эксплуатации, при прочих равных условиях, является функцией структурного состояния материала. Результаты измере- ния амплитудной зависимости внутреннего трения 4 показали, что программное нагружение со скоростью 15 МПа/ч до величины предела текучести при температуре 523 К, близкой к эксплуатаци- онной, приводит к значительному изменению структурного состоя- ния сплава Э125. Наблюдается существенное закрепление дислока- ций точечными дефектами за счет уменьшения содержания атомов внедрения в твердом растворе и осаждения их на дислокациях. Приток атомов внедрения к дислокациям, вызывающий резкое снижение длины дислокационных петель, уменьшает подвижность дислокаций. Эти процессы завершаются образованием в материале более равновесной субструктуры, которая заметно влияет на проч- ностные свойства и характер сопротивления ползучести. Испыта- ния, проведенные на образцах, изготовленных из канальных труб, прошедших штатную обработку, показали, что после дополнитель- ного программного нагружения, проведенного по указанному ре- жиму, прочностные свойства сплава Э125 в исследованном темпе- ратурном интервале увеличиваются на  20% без заметного изме- нения пластичности (см. табл. 1). На рисунке 1 приведены кривые ползучести (без учета деформа- ционного скачка при нагружении) исходных и программно упроч- ненных образцов. Видно, что характер ползучести этих образцов различен. В первом случае пластическое течение наблюдается сразу же после приложения нагрузки, и после 200 ч удлинение образца составляет  0,16%. Во втором случае имеет место нулевая ползу- честь в течение  80 ч. Скорость накопления деформации этих об- разцов гораздо ниже; после 400 ч их удлинение не превышает  0,07%. Для получения информации об устойчивости субструктуры и ее ТАБЛИЦА 1. Механические характеристики сплава Э125 при различных температурах после штатной обработки (числитель) и после программного нагружения (знаменатель). Механические характеристики Температура испытаний, К 293 423 623 02, МПа 290/360 280/350 220/260 В, МПа 350/410 310/390 200/240 , % 20/21 21/21 22/22 РАЗВИТИЕ В ННЦ «ХФТИ» МЕТОДОВ ИЗМЕНЕНИЯ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ 175 эволюции в течение более длительного времени имеются различные методики. В проведенных исследованиях использовали методику, преимуществом которой является возможность предопределять па- раметры ползучести, для получения которых необходимо проведение длительных испытаний. Сущность ее заключается в определении за- висимости средней скорости ползучести при постоянной температуре и резком ступенчатом повышении напряжения. Характер получен- ных кривых при этом будет отражать не только влияние напряжения, но также свидетельствовать об устойчивости субструктуры материа- ла. Подобные испытания были проведены при Т  623 К в условиях, когда напряжение ползучести увеличивалось от 130 до 200 МПа. Результаты испытаний, приведенные на рис. 2, свидетельствуют о том, что даже после увеличения напряжения ползучести до 200 МПа положительное влияние субструктуры программно-упрочнен- 0 100 200 300 400 0,00 0,05 0,10 0,15 v  1,810 4 c 1 v  810 4 c 1    , % 2 1 t, ÷ Рис. 1. Кривые ползучести при 623 К (  100 МПа) исходных (1) и про- граммно упрочненных (2) образцов сплава Э125. t, ч Рис. 2. Кривые ползучести при 623 К исходных (1) и программно упрочнен- ных (2) образцов сплава Э125 при ступенчатом повышении напряжения. 176 И. М. НЕКЛЮДОВ, В. И. СОКОЛЕНКО, В. М. НЕТЕСОВ ного материала сохраняется, скорость ползучести таких образцов гораздо ниже. Зависимость скорости ползучести от напряжения свидетельствует о том, что субструктура программно упрочненного сплава Э125 устойчива при напряжениях ползучести, которые не вызывают образования свежих дислокаций высокой плотности. Программное упрочнение крепежных резьбовых деталей из сплава ВТ-16. Важным преимуществом титановых сплавов над другими материалами является их повышенная жаропрочность, высокая прочность, отнесенная к плотности. Замена стальных де- талей титановыми дает значительную экономию в весе. Благодаря этим особенностям титановые сплавы нашли широкое применение в авиастроении. В частности, из них изготавливают крепежные из- делия — болты. Болтовые соединения в процессе эксплуатации на- ходятся в сложных условиях температурно-силовых воздействий и подвергаются интенсивной релаксации напряжений, что вызывает необходимость периодически их подтягивать до определенного усилия. Подобные технологические операции экономически невы- годны вследствие дополнительной затраты времени, увеличиваю- щейся в некоторых случаях при необходимости проведения демон- тажа узлов. В связи с этим, вопросу повышения релаксационной устойчивости крепежных деталей уделяется большое внимание. Специфика таких изделий заключается в том, что для них харак- терно наличие концентраторов напряжений, образующихся при изготовлении (нарезке резьбы). Исходя из этого, для релаксации локальных перенапряжений было предложено в качестве обработ- ки, завершающей технологический цикл изготовления крепежных изделий, проводить программное нагружение. Исследуемыми объектами являлись болты и гайки М 6, изготовлен- ные из сплава ВТ-16. Программному нагружению и последующим ис- пытаниям подвергались пары болтов, вкрученных с обеих сторон в гай- ки. Температура обработки 573 К была близка к эксплуатационной, максимальный уровень нагрузки соответствовал пределу текучести ма- териала при этой температуре. Об эффективности программного на- гружения можно судить по результатам механических испытаний. Было установлено, что после программного нагружения прочностные свойства болтовых соединений увеличиваются на  20%. Эффектив- ность данной обработки сохраняется в температурном интервале испы- таний 300–600 К. Релаксационную устойчивость оценивали в условиях растяже- ния при Т  403 К. Результаты испытаний приведены на рис. 3. Как следует из рисунка, при всех исследованных напряжениях релак- сации спад деформирующего напряжения программно упрочнен- ных болтовых соединений примерно в 2 раза меньше по сравнению с исходными. Подобное различие в релаксационной устойчивости практически сохраняется с повышением напряжения релаксации РАЗВИТИЕ В ННЦ «ХФТИ» МЕТОДОВ ИЗМЕНЕНИЯ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ 177 до уровня предела текучести болтовых соединений, составляющего  1300 МПа. Особенности программного упрочнения аустенитных сталей. Характерной особенностью сталей данного класса является возмож- ность реализации в них при определенных условиях температурно- силового воздействия мартенситного    превращения, оказываю- щего значительное влияние на свойства материала. Дислокационный подход к проблеме    превращения основан на предположении о том, что механизмом, способствующим образованию новой фазы, яв- ляется потеря устойчивости кристаллической решетки в местах ло- кальной концентрации напряжений и неоднородностей. Для мартен- ситных фазовых превращений, которые не связаны с перераспределе- нием компонентов сплава и могут быть осуществлены путем однород- ной деформации элементарной ячейки, параметром, определяющим превращение, служит деформация решетки при превращении. В этом случае граница термодинамической устойчивости исходной фазы сов- падает с границей ее механической устойчивости. Учитывая эти осо- бенности, для упрочнения слабых мест кристаллической решетки ау- стенита была использована схема программного упрочнения, в основу которой заложено применение циклического знакопеременного на- гружения с амплитудами деформации, близкими к пределу текучести материала 6. Такое нагружение следует проводить при температурах ниже Mg — температуры начала образования в аустените деформаци- онного мартенсита. В результате изменения направления приклады- ваемой нагрузки механическая устойчивость аустенита снижается. Вероятность образования мартенситных кристаллов в дефектных местах при этом увеличивается. Возникающие на границах раздела фаз дополнительные внутренние напряжения облегчают образование новых мартенситных кристаллов в местах с более высокими критиче- скими напряжениями сдвига. 1000 1100 1200 1300 1400 20 30 40 50 60 2   , Ì Ï à  ðåë , ÌÏà 1 Рис. 3. Зависимости спада напряжения  от напряжения релаксации ис- ходных (1) и программно упрочненных (2) образцов. 178 И. М. НЕКЛЮДОВ, В. И. СОКОЛЕНКО, В. М. НЕТЕСОВ На рисунке 4 показан прирост количества мартенсита в аустените при циклическом знакопеременном нагружении кручением. Из ри- сунка следует, что воздействие с малыми амплитудами деформации (  0,2–0,4%) позволяет повысить содержание -мартенсита более чем на 30%. Следует отметить, что однонаправленное деформирова- ние со степенями деформации   1% практически не изменяет фазо- вый состав стали, а для его образования в количестве 60–80% необ- ходимо осуществить деформации более чем на 25%. При цикличе- ском нагружении количество образующегося в аустените мартенсита можно легко регулировать изменением числа циклов нагрузки, ам- плитуды деформации и температуры. Это дает возможность форми- ровать структуры, представляющие собой аустенит, армированный включениями высокопрочного мартенсита различной концентра- ции. Сдвиговый характер мартенситного превращения способствует релаксации локальных напряжений при сильном упрочнении вслед- ствие образования мартенсита, что приводит также к усилению со- противления усталостному разрушению материала. Например, по- сле низкотемпературного знакопеременного циклического нагруже- ния, приводящего к образованию в стали X18H10T до 30% мартен- сита, предел усталости при комнатной температуре увеличивается в два раза, предел прочности и текучести — на  45% 7. В некоторых случаях, при определенных условиях эксплуата- ции, наличие второй фазы в аустенитных материалах является не- приемлемым. Поэтому для упрочнения аустенита при условии со- хранения его однофазности была разработана новая схема механи- ко-термической обработки. В ее основу заложено использование прямого и обратного мартенситных превращений. Особенность этой схемы заключается в том, что прямое    превращение стимули- руется низкотемпературным знакопеременным нагружением до 0 200 400 600 800 0 20 40 60 80 4 2 3 1  , % N, öèêë Рис. 4. Прирост количества мартенсита в зависимости от амплитуды зна- копеременного нагружения кручением : 1 — 0,2%, 2 — 0,45%, 3 — 0,72%, 4 — 1,27%. Температура знакопеременной нагрузки 77 К. РАЗВИТИЕ В ННЦ «ХФТИ» МЕТОДОВ ИЗМЕНЕНИЯ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ 179 образования в аустените необходимого количества мартенсита. Об- ратное    превращение проводится в условиях макроупругого растяжения. Известно, что обратное превращение аустенитных сталей происходит в температурном интервале 723–1023 К и в на- чальный период осуществляется преимущественно по мартенсит- ному механизму 7. При обратном превращении вторичный аусте- нит наследует от высокопрочного мартенсита все особенности его тонкой структуры, размеры фрагментов, блоков, плотность дефек- тов и, соответственно, механические свойства. Обратный переход в условиях изотермической выдержки завершается формированием сетчатой дислокационной структуры с повышенной, по сравнению с первичным аустенитом, плотностью дислокаций. Растягивающая нагрузка, приложенная к материалу, препятствует сдвиговому ха- рактеру обратного превращения и способствует его реализации диффузионным путем. Кинетика структурообразования в этом слу- чае изменяется. Процесс обратного    превращения завершается формированием дислокационной полигональной структуры. Дис- локационные границы образуются в тех местах, где находился мар- тенсит. Таким образом, структура стали, обработанной по выше- приведенной технологии, представляет собой первичный аустенит с сетчатой дислокационной структурой, армированный вторичным аустенитом с повышенной плотностью дислокаций, расположен- ных в полигональных границах. Полигональные дислокационные границы являются мощными стопорами для движущихся дислока- ций и обеспечивают более высокий уровень механических свойств аустенитных сталей, как при комнатной, так и при высоких темпе- ратурах. Например, предел текучести исходной аустенитной стали X18H10T при 873 К составляет 160 МПа и увеличивается до 240 МПа и 380 МПа, соответственно, после введения в аустенит при низкотемпературном знакопеременном кручении до 30% мартен- сита и проведения обратного превращения при 923 К без нагрузки и в условиях макроупругого растяжения. Можно предположить, что такая структура должна обладать повышенной радиационной ус- тойчивостью, полигональные границы могут служить хорошими стоками для радиационных дефектов. 3. ВЛИЯНИЕ МАЛОИНТЕНСИВНОГО УЛЬТРАЗВУКОВОГО ВОЗДЕЙСТВИЯ НА ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА КОМПОЗИЦИОННЫХ И КЕРАМИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВ Малоинтенсивное ультразвуковое воздействие (УЗВ) является эф- фективным способом уменьшения уровня неоднородности полей внутренних напряжений, снижения метастабильности структурно- фазового состояния и, следовательно, улучшения физико-механи- ческих свойств металлов и сплавов [8–10]. Интенсификация релак- 180 И. М. НЕКЛЮДОВ, В. И. СОКОЛЕНКО, В. М. НЕТЕСОВ сационных и диффузионных процессов при УЗВ в металлах связана с генерацией и перераспределением линейных и точечных дефек- тов. Начиная с 90-х годов XX-го века в ННЦ «ХФТИ» был проведен цикл исследований, в которых стояла задача изучить влияние УЗВ на структурный фактор и физико-механические таких сложных гетерогенных систем, как иттриевая ВТСП-керамика, магнитоже- сткий магнетик неодим–железо–бор, сверхпроводящий композит на основе интерметаллида Nb3Sn. 3.1. Изменение механических и сверхпроводящих характеристик композита на основе Nb3Sn в результате ультразвукового воздействия Эффективность использования сверхпроводников в практических за- дачах зависит от их критических параметров: температуры перехода в сверхпроводящее состояние Tc, критического тока Jc и верхнего кри- тического магнитного поля Hc2. Среди большого числа сверхпроводя- щих сплавов и соединений определенную «нишу» занимают интерме- таллические соединения с кристаллической структурой типа A15, в частности Nb3Sn, обладающие высокими критическими параметра- ми. Фазовый состав, обеспечивающий необходимые сверхпроводящие свойства композитов на основе Nb3Sn, зависит от условий термомеха- нических воздействий, включающих реакционные отжиги при тем- пературах, существенно превышающих температуры эксплуатации (криогенных жидкостей). Различие температурных ходов коэффици- ентов термического расширения компонентов композита (в том числе и стабилизирующей металлической матрицы) при его охлаждении до криогенных температур приводит к возникновению сложной эпюры термических напряжений, влияющих на значения важнейших ха- рактеристик сверхпроводимости и механическую устойчивость. В композитах на основе соединения Nb3Sn, получаемых по бронзо- вой технологии, сверхпроводящая фаза в силу отмеченных обстоя- тельств испытывает сжатие со стороны матрицы. Сжимающие на- пряжения для данного соединения, как известно, снижают величину Tc [11], Hc2 [12] и Jc [13, 14]. Кроме негативного влияния на критиче- ские сверхпроводящие параметры, термические напряжения отрица- тельно сказываются на механических характеристиках композита. Сверхпроводящая фаза Nb3Sn обладает в значительной мере кова- лентным характером межатомных связей, что в целом усиливает склонность материала к хрупкому разрушению при приложении на- грузки по мере понижения температуры. Межфазные напряжения в этом случае значительно снижают пороговые значения нагрузок и де- формаций, приводящих к возникновению микротрещин в слоях Nb3Sn и, как следствие, к деградации токонесущей способности. Это может проявиться, в частности, в случае возникновения более слож- РАЗВИТИЕ В ННЦ «ХФТИ» МЕТОДОВ ИЗМЕНЕНИЯ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ 181 ной, чем при одноосном растяжении, эпюры напряжений, например, при изгибе композита или при смещении слоев композита в соленоиде при его охлаждении и т.д. Учитывая вышесказанное, естественно было бы снизить уровень термических напряжений до минимума. В работах [15, 16] были проведены исследования влияния малоинтенсивного УЗВ в широ- ком интервале температур (4,2–300 К) на изменение комплекса фи- зико-механических (в том числе сверхпроводящих) характеристик «естественного» композиционного проводника с 55 жилами Nb3Sn, составляющими  10% объемной доли. Ультразвуковое воздействие осуществлялось в интервале температур 4,2–300 К и фиксирован- ном времени озвучивания (tУЗВ  20 мин), с амплитудой колебаний  1 мкм и частотой 18,5 кГц. Зависимости механических характеристик и прироста Tc от темпе- ратуры УЗВ представлены на рис. 5, из которого следует, что сущест- венное увеличение Tc и механической устойчивости композита харак- терно для всего температурного интервала УЗВ с достижением макси- мального эффекта при 77 К. Амплитуда ультразвуковых колебаний обеспечивала превышение величины пороговых знакопеременных напряжений для бронзовой матрицы, что способствовало генерации точечных и линейных дефектов и отразилось в наблюдаемом сниже- нии отношения электросопротивлений R300 К/R18 К. Процессы релакса- ции межфазных термических напряжений вблизи границ раздела матрица–сверхпроводящая фаза, стимулированные появлением све- жих дислокаций и их маломасштабными перемещениями, а также перераспределением точечных дефектов, обусловили наблюдаемое увеличение Tc. Поведение Jc в интервале 2,8  B  6,8 Тл (B — индукция магнит- 0 100 200 300 300 400 500 600 0,0 1,0 1,5 4 3 2  , Ì Ï à ÒÓÇÂ, Ê 0,5 1 2,0 Òñ, Ê , % Рис. 5. Зависимости механических характеристик и Tc от температуры ультразвукового воздействия: 1 — 02, 2 — Tc, 3 — , 4 — В. Символы черного цвета (▲, ■, ▼) справа на оси ординат соответствуют параметрам материала в исходном состоянии. 182 И. М. НЕКЛЮДОВ, В. И. СОКОЛЕНКО, В. М. НЕТЕСОВ ного поля) композита в различных структурных состояниях иллю- стрирует рис. 6, из которого следует усиление токонесущей способ- ности в результате УЗВ, причем эффект относительного увеличения Jc нарастает с полем и составляет  30% для TУЗВ  77 К при H   7 Тл. В соответствии с существующими представлениями о приро- де критических токов в Nb3Sn пиннинг вихревой решетки опреде- ляется взаимодействием флюксоидов с границами зерен сверхпро- водящей фазы. Наиболее важным механизмом такого взаимодейст- вия является рассеяние электронов на границе [17]. Анализ пока- зал, что вызванное УЗВ увеличение силы пиннинга, связанное с усилением взаимодействия вихрей с границами зерен Nb3Sn при рассеянии электронов на границе, обусловлено, в частности, увели- чением Tc и параметра Гинзбурга–Ландау [18]. 3.2. Влияние УЗВ на физико-механические свойства керамических материалов на основе соединений переходных металлов 3.2.1. Исследования ВТСП-керамики Для керамических ВТСП YBa2Cu3O7x, получаемых по твердофаз- ной технологии с использованием оксидов и карбонатов соответст- вующих компонентов, отличительной особенностью является на- личие микродефектов, отклонение от стехиометрии по кислороду и различная степень упорядоченности кислородных ионов в базисной плоскости CuO2 и цепочках CuO. Эти факторы, а также локальные неоднородности фазового состава и анизотропия физических ха- рактеристик кристаллической решетки существенно влияют на комплекс физико-механических характеристик ВТСП-керамики. В соединениях YBa2Cu3O7x, обладающих слоистой перовскитоподоб- 3 4 5 6 7 2 4 6 8 10 J c , 1 0 4 À / ñ ì 2 Â, Òë 2 3 1 Рис. 6. Зависимости Jc от B многожильного (n  55) сверхпроводящего про- вода на основе Nb3Sn: (1) — исходный образец; (2) — после УЗВ при 300 К; (3) — после УЗВ при 77 К. РАЗВИТИЕ В ННЦ «ХФТИ» МЕТОДОВ ИЗМЕНЕНИЯ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ 183 ной структурой, основными носителями пластической деформации являются скользящие дислокации [19]. При этом сдвиг осуществ- ляется в базисной плоскости между слоями CuO и BaO. Существен- но, что изменение содержания кислорода и, соответственно, харак- тера атомного упорядочения в базисных плоскостях должно оказы- вать определенное влияние на механические свойства ВТСП. Об эффекте снижении предела прочности и пластификации образцов ВТСП в области температур ниже вязко-хрупкого перехода (T   960 К) при уменьшении содержания кислорода (и, соответствен- но, увеличении концентрации кислородных вакансий) говорится в работе [20]. Учитывая, что в определенных режимах УЗВ оказывает существенное влияние на спектр и характер распределения точеч- ных дефектов, с целью детального изучения особенностей формиро- вания структурного состояния при УЗВ и его влиянии на механиче- ские, а также электрофизические и диссипативные свойства были выполнены комплексные исследования температуры сверхпрово- дящего перехода Tc, удельного сопротивления n, прочностных ха- рактеристик и низкочастотного внутреннего трения на образцах YBa2Cu3O7x, как в исходном состоянии, так и после УЗВ в различ- ных режимах. В работах [21–23] показано, что на эффект изменения механиче- ских свойств в результате УЗВ (f  18,5 кГц) существенно влияет плотность керамики. На рисунке 7 представлена зависимость B от температуры УЗВ для керамики плотностью   5,52 г/см 3. Видно, что с ростом температуры УЗВ происходит увеличение B, дости- гающее насыщения при TУЗВ  550 К (B/B0  75%). Для образцов свидетелей (подвергнутых только температурному воздействию) изменение B весьма мало даже после отжига при максимальной 300 400 500 600 700 800 900 170 200 250 300 350 ÒÓÇ , Ê   , ÌÏà Рис. 7. Зависимость B от TУЗВ (УЗВ  4 МПа, tУЗВ  5 мин) для ВТСП кера- мики с   5,52 г/см 3. Штриховая линия соответствует значению B0   195 МПа; символ «» — образцы-свидетели. 184 И. М. НЕКЛЮДОВ, В. И. СОКОЛЕНКО, В. М. НЕТЕСОВ температуре. Для керамики с   6,18 г/см 3 и B0  326 МПа эффект упрочнения после УЗВ (tУЗВ  5 мин) слабо (на  13%) уменьшается в темпера- турном интервале 250–650 К [22]. Влияние продолжительности УЗВ проявляется в немонотонном изменении B и Tc при монотонном увеличении ширины сверхпро- водящего перехода Tc и удельного электросопротивления n, изме- ренного при T  95 К (табл. 2, рис. 8). Изменение структурного состояния и, соответственно, физико- механических свойств в результате УЗВ, обусловлено протеканием нескольких процессов [23]. УЗВ малой продолжительности (5–10 с) приводит к максимальному увеличению B и Tc, что коррелирует со снижением фона и подавлением пиков внутреннего трения, характе- ризующих миграцию примесей и степень упорядочения кислород- ных вакансий в плоскостях Cu2O, и отражает протекание релаксаци- онных процессов вблизи концентраторов напряжений термической природы и снижение уровня неоднородных внутренних термоупру- ТАБЛИЦА 2. Значения Tc, Tc, n и В керамики с   5,12 г/см 3 в исход- ном состоянии и после УЗВ с УЗВ  4 МПа различной продолжительности при TУЗВ  373 К [23]. Состояние керамики Tc, К Tc, К n, 10 4 Омсм В, МПа исходное 91,3 1,30 4,31 326 tУЗВ  5 с 91,7 1,35 4,59 395 tУЗВ  10 с 91,9 1,37 4,66 480 tУЗВ  60 с 91,4 1,40 4,76 410 tУЗВ  300 с 91,5 2,15 4,87 380 10 0 10 1 10 2 10 3 10 4 10 5 300 350 400 450 500 tÓÇÂ, ñ  , ÌÏà 1 2 Рис. 8. Зависимость B от tУЗВ (УЗВ  4 МПа) для керамики с   6,18 г/см 3: 1 — TУЗВ  373 К; 2 — TУЗВ  573 К. Штриховая линия соответствует значе- нию B0  326 МПа. РАЗВИТИЕ В ННЦ «ХФТИ» МЕТОДОВ ИЗМЕНЕНИЯ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ 185 гих напряжений в зернах поликристалла. При фиксированном tУЗВ увеличение прироста B в интервале TУЗВ  450–750 К керамики с    5,52 г/см 3 свидетельствует об усилении релаксационных процес- сов вследствие возрастания эффективности УЗВ за счет снижения упругих модулей, а также увеличения диффузионной подвижности точечных дефектов. Снижение достигнутых приростов Tc и B ВТСП-керамики в ре- зультате увеличения экспозиции и повышения температуры УЗВ является следствием накопления усталостных повреждений и уве- личением уровня внутренних напряжений. 3.2.2. Исследования магнитожесткого материала системы Nd–Fe–B Магнитожесткий материал системы Nd–Fe–B, обладающий высо- кими значениями коэрцитивной силы и магнитной энергии, был синтезирован в 1983 г. [24]. Магниты Nd–Fe–B применяются во многих устройствах, в частности, двигателях, генераторах, под- шипниках, сепараторах в качестве датчиков и других элементов для оптимизации эффективности, снижения веса или объема изде- лий, включающих магниты. В основном магниты на основе соеди- нения Nd2Fe14B работают в качестве функциональных материалов, однако в динамических приложениях могут стать важными также механические свойства. Синтезированные магниты представляют собой смесь фазы Nd2Fe14B с высокими магнитными характеристиками, немагнитной фазы, обогащенной бором, и фазы, обогащенной неодимом, распо- лагающейся, в основном, на границах зерен [25]. Микроструктура также характеризуется наличием пор, оксидов неодима и других дефектов. Согласно [26], в тетрагональной элементарной ячейке размером а  0,88 нм и с  1,221 нм содержится 68 атомов, а фаза, обогащенная неодимом, характеризуется ГЦК-решеткой с пара- метром а  0,52 нм. В результате проведенных исследований образцов керамического магнетика Nd2Fe14B плотностью   7,15 и 7,45 г/см 3, характери- зующихся остаточной индукцией 6 и 10 кГс, соответственно, и ко- эрцитивной силой 11 кЭ, установлены закономерности влияния режимов УЗВ (f  18,5 кГц, УЗВ  4–48 МПа, tУЗВ  5–1,2103 с) на механическую устойчивость, характеристики внутреннего трения и модуль сдвига [27]. Усредненная величина предела прочности B  образцов с   7,15 г/см3 при увеличении УЗВ от 4 до 12 МПа практически не изменяется (табл. 3). Существенное возрастание B  (на  20%) наблюдается по- сле УЗВ с УЗВ  19 МПа и tУЗВ  20 мин. Для образцов с   7,45 г/см 3 УЗВ с tУЗВ  5 мин в интервале температур 77  TУЗВ  473 К приводит 186 И. М. НЕКЛЮДОВ, В. И. СОКОЛЕНКО, В. М. НЕТЕСОВ к уменьшению разброса значений B  и увеличению (до 8%) B  при TУЗВ  77 К с УЗВ  48 МПа, а для УЗВ  19 МПа при повышении TУЗВ с 300 до 473 К значения В становятся ниже исходной величины. Дан- ные, приведенные в табл. 4, свидетельствуют о немонотонности из- менения B  образцов с   7,15 г/см 3 в зависимости от числа циклов нагрузки N при УЗВ. Рост B  на  20% после N  9104 сравним с эф- фектом после УЗВ с УЗВ  19 МПа, но большей экспозицией (tУЗВ  20 мин). Увеличение N в интервале 9,0105–9,7106 циклов вызывает заметное снижение B  по сравнению с исходным значением. Релаксационные процессы при УЗВ, вызывающие возрастание механической устойчивости, связаны, в основном, с поглощением энергии звуковой волны на границах зерен вследствие отличия объ- емной плотности тела зерна и границы, где находится фаза, обога- щенная Nd, присутствуют поры и микрополости. В результате мик- росдвиговой релаксации вблизи концентраторов напряжений (не- однородности структурно-фазового состава материала) напряже- ние, необходимое для роста микротрещин по механизму Гриффит- са, повышается, что отражается в наблюдаемом увеличении B  . Дополнительное поглощение энергии механических колебаний в Nd–Fe–B, способствующее релаксационным процессам, обусловле- но магнитомеханическим гистерезисом. Гистерезисные потери проявляется в виде пиков на температурных зависимостях декре- мента в (T) и значительных дефектах модуля на кривых G(T) в оп- ределенных интервалах температур. Для исходного состояния ма- териала с   7,45 г/см 3 резкий рост  наблюдается при T  350 К. ТАБЛИЦА 3. Величины В и B  керамического магнетика Nd–Fe–B в ис- ходном состоянии и после УЗВ в различных режимах при TУЗВ  300 К. Состояние В, МПа , B  МПа Исходное 867, 900, 908, 910 896 УЗВ  4 МПа, tУЗВ  5 мин 894, 900, 911, 950 913 УЗВ  12 МПа, tУЗВ  5 мин 876, 891, 887, 891 886 УЗВ  19 МПа, tУЗВ  20 мин 1090, 1120, 1100, 1050 1090 ТАБЛИЦА 4. Значения B  образцов с   7,15 г/см 3 в исходном состоя- нии и после УЗВ при TУЗВ  300 К с УЗВ  48 МПа. Состояние B  , МПа Исходное 896 N  9104 цикл. (tУЗВ  5 с) 1040 N  9105 цикл. (tУЗВ  50 с) 820 N  9,7106 цикл. (tУЗВ  9 мин) 803 РАЗВИТИЕ В ННЦ «ХФТИ» МЕТОДОВ ИЗМЕНЕНИЯ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ 187 После УЗВ при TУЗВ  300 К с УЗВ  19 МПа и tУЗВ  5 мин характерное сильное (более чем в 20 раз) увеличение высоты и сдвиг на  120 К в сторону более низких температур максимума высокотемпературно- го пика. Размягчение модуля в области этого пика составляет  55%. Наблюдаемое в керамическом магнитожестком магнетике Nd– Fe–B после УЗВ резкое изменения модуля сдвига в интервале 360– 560 К с последующим выходом зависимости G(T) на плато связыва- ется с насыщением границ вакансиями и обострением концентрато- ров напряжений в виде увеличившихся пор и микротрещин, что вы- зывает снижение механической устойчивости образцов с   7,45 г/cм3 после УЗВ малой экспозиции при 473 К, а также образцов с   7,15 г/см 3 после максимальной экспозиции при 300 К (табл. 4). 4. ВЛИЯНИЕ МАГНИТНЫХ И ТЕРМОЦИКЛИЧЕСКИХ ВОЗДЕЙСТВИЙ НА НИЗКОТЕМПЕРАТУРНУЮ ПЛАСТИЧНОСТЬ И РАЗРУШЕНИЕ ХРОМА И ЕГО СПЛАВОВ В МОНО- И ПОЛИКРИСТАЛЛИЧЕСКОМ СОСТОЯНИЯХ Интерес к хрому и сплавам на его основе, как конструкционным материалам, связан с рядом положительных свойств, в частности, высокой температурой плавления, высоким модулем упругости, хорошей стойкостью к окислению, жаропрочностью, низким сече- нием захвата нейтронов, что обусловливает применение хрома и его сплавов в атомной энергетике, газотрубостроении, химическом машиностроении. Вместе с тем возможности широкого использова- ния этих материалов ограничиваются склонностью хрома к хруп- кому разрушению, более высокой по сравнению с другими туго- плавкими металлами. В связи с этим были проведены широкие ис- следования, направленные на выяснение физической природы тем- пературной зависимости напряжения течения и явления хладно- ломкости переходных металлов с ОЦК-решеткой (в том числе хро- ма) и установление взаимосвязи между структурными факторами и механическими свойствами. В результате были достигнуты опреде- ленные успехи в решении проблемы пластификации хрома при его микролегировании химически активными элементами и создании специфических дефектных структур при использовании темпера- турно-силовых воздействий [28–30]. Тем не менее, задача повыше- ния низкотемпературной пластичности и формирования оптималь- ного комплекса механических свойств хрома и его сплавов не явля- ется окончательно решенной. Хром и его сплавы характеризуются различными магнитными свойствами в различных температурных интервалах, в частности, наличием длиннопериодных спиновых структур [31, 32], что обу- славливает взаимное влияние магнитной и решеточной подсистем и 188 И. М. НЕКЛЮДОВ, В. И. СОКОЛЕНКО, В. М. НЕТЕСОВ дает возможность при воздействии на магнитную подсистему эф- фективно изменять ряд структурно-чувствительных свойств, в том числе, связанных с динамикой решетки. Изменение механических свойств сплава ВХ-2К в результате воздействия переменного магнитного поля. Малолегированный сплав хрома ВХ-2К содержит La, Ta и V в количестве 0,2–0,5 мас.% каждый. Эти элементы связывают примеси азота, углерода и ки- слорода в труднорастворимые стабильные соединения. Известно, что после горячего прессования при T  1600 К и термообработок при T  1420–1770 К для сплава ВХ-2К характерно завершение процессов рекристаллизации и формирование ячеистой структуры [33]. Границы ячеек слабо разориентированы и не являются суще- ственным препятствием для распространения трещины в условиях механического нагружения. В процессе отжига при T  1370–1420 К происходит старение материала и сегрегационное обогащение границ зерен [34]. В результате для рекристаллизованного малоле- гированного сплава Cr характерно снижение склонности матрицы к транскристаллитному разрушению, связываемому с наличием пло- ских скоплений атомов азота в плоскостях {100}, и усиление роли в зарождении очагов разрушения процессов, протекающих на грани- цах зерен [34]. Учитывая это, а также имеющиеся в литературе све- дения о влиянии магнитного поля и статических механических на- пряжений на магнитную структуру хрома [35, 36] были проведены исследования изменений механических характеристик и связан- ных с этим процессов в сплаве ВХ-2К, на который воздействовали переменным магнитным полем в антиферромагнитных фазах AF2 (T  77 К) и AF1 (T  300 К) [37, 38]. Эксперименты по воздействию переменным магнитным полем H  1,3 кЭ были выполнены на образцах в ненагруженном состоя- нии. Типичные результаты проведенных испытаний представлены в табл. 5, из которой следует, что предварительное воздействие маг- нитным полем приводит к существенному уменьшению значений предела пропорциональности П и условного предела текучести 02, ТАБЛИЦА 5. Механические свойства сплава ВХ-2К при 300 К до и после воздействия переменного магнитного поля (H  1,3 кЭ, f  50 Гц) в течение 30 мин. Состояние П 02 02 exp В , % МПа Исходное 214 255 0 408 16,1 После воздействия полем в фазе AF1 182 220 35 401 16,0 После воздействия полем в фазе AF2 156 182 73 386 32,0 РАЗВИТИЕ В ННЦ «ХФТИ» МЕТОДОВ ИЗМЕНЕНИЯ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ 189 и более слабому снижению предела прочности В. Воздействие по- лем в фазе AF2 является более эффективным, чем при комнатной температуре: значения П и 02 уменьшаются на  30% и на  14% соответственно. После наложения поля в фазе AF1 величина удли- нения до разрушения  в пределах разброса практически не изменя- ется, тогда как воздействие поля в фазе AF2 приводит двукратному увеличению этой характеристики. В антиферромагнитном состоянии хром характеризуется зави- сящей от температуры и магнитного поля магнитострикцией. Для поликристаллического материала с различной ориентацией зерен значения магнитострикционных деформаций в каждом зерне будут отличаться вследствие магнитной анизотропии хрома, что способ- ствует микросдвиговой деформации. На качественном уровне кар- тина может быть подобна эффекту возникновения внутренних на- пряжений в зернах поликристаллического металла при охлажде- нии (или нагреве), рассчитанному в [39] для случая анизотропии теплового расширения и упругих констант материала примени- тельно ко всем 32 классам симметрии. В результате стрикционных циклических деформаций происхо- дят маломасштабные перемещения скользящих дислокаций и их частичная разблокировка от примесных атомов, увеличение сред- ней длины дислокационных сегментов и, соответственно, уменьше- ние стартовых напряжения движения дислокаций при последую- щих механических испытаниях. Кроме того, вследствие различия значений магнитострикции матрицы и выделений вторых фаз на межфазных границах будут происходить смещения атомов в новые положения, что может привести к частичному разрушению коге- рентных связей между различными решетками и снижению уровня локальных напряжений на границах выделений. О подобном кана- ле релаксации напряжений говорится в [40]. Кроме того, частичная релаксация напряжений, связанных с включениями, возможна также в результате перемещения разблокированных близлежащих дислокаций. Оценки показали, что величина разупрочнения   40 МПа, свя- занного с магнитострикционными деформациями в указанном ре- жиме воздействия переменным магнитным полем в AF2 состоянии, находится в разумном соответствии значению 02 exp  73 МПа — разности пределов текучести материала в исходном состоянии и по- сле его обработки полем (см. табл. 5). Полученное значение удлине- ния до разрушения   32% сравнимо с величиной , характери- зующей деформированный сплав ВХ-2К после длительных термо- обработок при 1420 К [41]. Таким образом, при наличии равномер- но распределенных в объеме разблокированных дислокациях и снижении уровня локальных напряжений, связанных с концентра- торами, реализуется возможность протекания более однородной 190 И. М. НЕКЛЮДОВ, В. И. СОКОЛЕНКО, В. М. НЕТЕСОВ деформации, что свидетельствует о высоком запасе пластичности сплава ВХ-2К с оптимизированным структурным состоянием. Бо- лее слабое снижение характеристик прочности и отсутствие эффек- та изменения пластичности после воздействия магнитным полем в AF1 состоянии — результат незавершенности релаксационных про- цессов вследствие низких абсолютных значений магнитострикции. Изменение механических свойств монокристаллического хро- ма, обусловленное антиферромагнитными превращениями при термоциклировании. Как известно, термические напряжения возникают под действием теплового потока и определяются коэф- фициентом теплового расширения на пути переноса тепла, модуля- ми упругости и теплопроводности материала [42]. При цикличе- ских изменениях температуры образца в определенном интервале может реализоваться ситуация, когда уровень термических напря- жений будет достаточным, чтобы вызвать пластическое течение в двух взаимно противоположных направлениях. Важность изуче- ния термоструктурных напряжений и их влияния физико-механи- ческие свойства металлов и сплавов, как в фундаментальном, так и в прикладном плане очевидна, учитывая необходимость прогнози- рования поведения материалов и конструкций в неравномерных температурно-силовых полях. Малоисследованным аспектом про- блемы является изучение возможности релаксации пиковых внут- ренних напряжений, связанных с неоднородностями состава, в ма- териалах, характеризующихся фазовыми переходами при измене- нии температуры в результате многократных фазовых превраще- ний. Ниже представлены результаты исследования влияния цик- лических изменений температуры (с переходом через точки маг- нитных фазовых превращений TN и TSF) на такой чуткий индикатор уровня пиковых напряжений, как температура вязко-хрупкого пе- рехода Tх монокристаллического хрома — металла, склонного к хрупкому разрушению в области низких температур. В процессе одного цикла (373  77 К) образцы Cr последователь- но испытывали переход из парамагнитного в антиферромагнитные AF1 и AF2 состояния и в обратном направлении со средней скоро- стью  100 град/c. Из таблицы 6 видно, что термоциклирование ТАБЛИЦА 6. Механические свойства монокристаллического хрома II партии ориентации [110] в исходном состоянии и после термоциклирова- ния (300 циклов). Состояние Тисп, К 02, МПа В, МПа , % Исходное 170 707 707 0 Исходное 173 680 691 2,8 После термоцикл. 153 720 782 3,3 После термоцикл. 160 738 870 6,0 РАЗВИТИЕ В ННЦ «ХФТИ» МЕТОДОВ ИЗМЕНЕНИЯ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ 191 приводит к снижению с 173 К до 153 К температуры, при которой деформация до разрушения составляет примерно 3%, что свиде- тельствует о смещении вязко-хрупкого перехода Tx примерно на 20 К в область более низких температур. Изменение механических свойств хрома связывается с ком- плексным эффектом микросдвиговых деформаций вблизи концен- траторов напряжений и разблокировкой дислокаций вследствие: циклических перемещений через образец межфазных границ, раз- деляющих области с разным магнитным порядком; прохождения волн расширения–сжатия, возникающих в результате взаимной компенсации внутренней и обменной энергии при перегреве (пере- охлаждении магнитной фазы); смещений межфазных границ при действии на них неравномерных температурно-силовых полей (в рамках термодинамических условий существования антиферро- магнитных фаз). Получить количественные значения эффекта релаксации на- пряжений в структурно-неоднородном антиферромагнетике при термоциклировании в настоящее время не представляется возмож- ным ввиду отсутствия соответствующих теоретических моделей. Приблизительные оценки показали, что после многократных про- хождений фронта фазовых превращений, соответствующих 300 термоциклам, значение максимального снижения напряжения те- чения составляет max  70 МПа, что на качественном уровне срав- нимо с  exp  40 МПа — разницей значений предела текучести ис- ходного и термоциклированного образца хрома, характеризую- щихся одинаковыми величинами деформации до разрушения (   3%). Отсюда можно заключить, что процессы микросдвиговой дефор- мации, связанные с перемещением через образец межфазных гра- ниц, разделяющих области, характеризуемые различным магнит- ным порядком, играют одну из основных ролей при релаксации пи- ковых напряжений в монокристаллическом хроме при термоцик- лировании. 5. ЗАКЛЮЧЕНИЕ В результате выполненных в ННЦ «ХФТИ» комплексных исследо- ваний разработаны новые методы направленного изменения струк- туры и физико-механических свойств конструкционных материа- лов различного типа (переходных металлов, сплавов, соединений и композитов на их основе). Во всех случаях эффект направленного изменения структуры и свойств достигается за счет активизации релаксационных процессов при определенных условиях программ- ного нагружения, воздействия магнитных и ультразвуковых полей, термоциклирования. 192 И. М. НЕКЛЮДОВ, В. И. СОКОЛЕНКО, В. М. НЕТЕСОВ Это дает возможность для данного класса материалов обеспечить улучшение их свойств и формирование заданного комплекса экс- плуатационных характеристик. ЦИТИРОВАННАЯ ЛИТЕРАТУРА 1. Р. И. Гарбер, И. А. Гиндин, И. М. Неклюдов, Авторское свидетельство СССР № 161793 (Бюллетень № 8, 1964). 2. И. А. Гиндин, И. М. Неклюдов, Физика программного упрочнения (Киев: Наукова думка: 1979). 3. Цирконий в атомной промышленности (Москва: Госкомитет по использо- ванию атомной энергии в СССР: 1979), вып. 2, 3. 4. И. А. Гиндин, Л. А. Чиркина, В. С. Оковит, В. М. Нетесов, Металлофизи- ка, 6: 65 (1984). 5. В. М. Нетесов, А. А. Яес, Л. А. Чиркина, Вопросы атомной науки и техни- ки, серия: Общая и ядерная физика, вып. 2 (16): 4 (1986). 6. И. А. Гиндин, И. М. Неклюдов, В. М. Нетесов, О. Т. Розумный, Металло- физика, вып. 69: 88 (1977). 7. И. А. Гиндин, И. М. Неклюдов, В. М. Нетесов, М. П. Старолат, Авторское свидетельство СССР № 502051 (Бюллетень № 5, 1976). 8. И. А. Гиндин, О. И. Волчок, И. М. Неклюдов, ФТТ, 17, № 3: 655 (1975). 9. О. И. Волчок, Г. Н. Малик, В. С. Оковит, Л. А. Чиркина, Вопросы атомной науки и техники, серия: Ядерно-физические исследования (теория и экспе- римент), вып. 7 (7): 40 (1989). 10. А. В. Кулемин, Ультразвук и диффузия в металлах (Москва: Металлургия: 1978). 11. Б. Г. Лазарев, Л. С. Лазарева, О. Н. Овчаренко, А. А. Мацакова, ЖЭТФ, 43, вып. 6: 2309 (1962). 12. G. Rupp, Adv. Cryog. Eng. Mater, 26: 522 (1980). 13. C. B. Muller and E. J. Saur, Adv. Cryog. Eng, 9: 338 (1964). 14. G. Rupp, Cryogenics, 21, No 10: 619 (1981). 15. Г. Н. Малик, В. И. Соколенко, Я. Д. Стародубов, М. А. Тихоновский и др., Вопросы атомной науки и техники, серия: Ядерно-физические исследова- ния (теория и эксперимент), вып. 2 (23): 64 (1992). 16. V. I. Sokolenko, Ya. D. Starodubov, G. N. Malik, M. A. Tikhonovskij et al., Cryogenics, 32, ICMC Suppl.: 637 (1992). 17. E. J. Kramer, Adv. Cryog. Eng. Mater., 28: 307 (1982). 18. В. М. Горбатенко, М. Б. Лазарева, В. И. Соколенко, Вопросы атомной науки и техники, серия: Вакуум, чистые материалы, сверхпроводники, вып. 1 (17): 42 (2008). 19. С. В. Лубенец, В. Д. Нацик, Л. С. Фоменко, ФНТ, 30, № 5: 467 (2004). 20. В. С. Бобров, И. И. Зверькова, А. П. Иванов, А. Н. Изотов и др., ФТТ, 32, № 3: 826 (1990). 21. V. I. Sokolenko, Ya. D. Starodubov, and G. N. Malik, Physica C, 235–240: 3413 (1994). 22. V. I. Sokolenko, Ya. D. Starodubov, and G. N. Malik, Fourth Euro-Ceramics. High-Tc Superconductors (Eds. F. Barone, D. Fiorani, and A. Tampieri) (Gruppo Edit Faenca Editrice: 1995), vol. 6, part 1, p. 353. РАЗВИТИЕ В ННЦ «ХФТИ» МЕТОДОВ ИЗМЕНЕНИЯ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ 193 23. В. С. Оковит, В. И. Соколенко, Я. Д. Стародубов, Л. А. Чиркина и др., Во- просы атомной науки и техники, серия: Вакуум, чистые материалы, сверхпроводники, вып. 6 (14): 81 (2004). 24. J. J. Croat, J. F. Herbst, R. W. Lee, and F. E. Pinkerton, Appl. Phys. Lett., 44, No. 1: 148 (1984). 25. W. Rodewald and M. Katter, Proc. 18th Workshop ‘Нigh Performance Magnets & Their Applications’ (Annecy, France, 2004) (Еds. N. M. Dempsey and P. de Rango) (2004), vol. 2, р. 486. 26. H. J. Ferbst, J. J. Croat, F. E. Pinkerton, and W. В. Yelon, Phys. Rev. B, 29, No. 7: 4176 (1984). 27. П. А. Березняк, Г. Н. Малик, В. С. Оковит, В. И. Соколенко и др., Вопросы атомной науки и техники, серия: Вакуум, чистые материалы, сверхпро- водники, вып. 6 (14): 107 (2004). 28. В. И. Трефилов, Ю. В. Мильман, С. А. Фирстов, Физические основы прочно- сти тугоплавких металлов (Киев: Наукова думка: 1975). 29. Тезисы докл. конф. «Разработка и применение хрома и его сплавов в про- мышленности» (Ред. В. И. Трефилов) (Киев: ИПМ АН УССР: 1984). 30. Конструкционные сплавы хрома: Cб. науч. трудов (Ред. В. И. Трефилов) (Киев: Наукова думка: 1986). 31. А. И. Мицек, Фазовые переходы в кристаллах с магнитной структурой (Киев: Наукова думка: 1989). 32. С. В. Вонсовский, Магнетизм. Магнитные свойства диа-, пара-, ферро-, антиферро-, ферримагнетиков (Москва: Наука, 1971). 33. А. Н. Ракицкий, В. Ф. Горбань, Г. А. Григорьева, Ю. Е. Зубец и др., О выбо- ре режимов прессования слитков сплава ВХ-2К. Конструкционные сплавы хрома (Киев: Наукова думка: 1986), с. 126. 34. Ю. И. Белецкий, Ю. Е. Зубец, Л. С. Иголкина, А. Н. Ракицкий и др., Иссле- дование режимов термической обработки листов из сплава ВХ-2К. Конст- рукционные сплавы хрома (Киев: Наукова думка: 1986), с. 193. 35. В. С. Головкин, В. Н. Быков, В. Ю. Панченко, Е. М. Иванюшкин, Метал- лофизика, 10, № 3: 3 (1988). 36. О. И. Запорожец, Л. В. Тихонов, УФЖ, 24, № 7: 990 (1979). 37. И. М. Неклюдов, В. И. Соколенко, Я. Д. Стародубов, Деформация и разру- шение материалов, № 3: 41 (2005). 38. И. М. Неклюдов, Я. Д. Стародубов, В. И. Соколенко, УФЖ, 50, № 8А: А113 (2005). 39. В. А. Лихачев, ФТТ, 3, вып. 6: 1827 (1961). 40. Е. Ю. Зубец, Л. С. Иголкина, А. А. Оноприенко, Ю. А. Перлович и др., Тез. докл. Всесоюз. научно-технич. совещания «Исследование и разработка и применение хрома и его сплавов в промышленности» (Ред. В. И. Трефилов) (Киев: ИПМ АН УССР: 1984), с. 81. 41. Е. Е. Зубец, Е. А. Григорьева, В. А. Манилов, В. А. Пискарев и др., Исследо- вание режимов получения пластичных листов из сплава ВХ-2К. Конст- рукционные сплавы хрома (Киев: Наукова думка: 1986), с. 143. 42. Т. Екобори , Физика и механика разрушения и прочности твердых тел (Москва: Металлургия:1971) (пер. с англ.).

Схожі ресурси