Современные тенденции развития физики легких металлов

Современные тенденции развития физики легких металлов

Обобщены результаты оригинальных теоретических и экспериментальных исследований в области физики прочности, микро- и нанотекучести, кинетики и механизма примесного охрупчивания наиболее легких металлов с ГПУ-решеткой - бериллия и магния, а также алюминия и титана....

Ausführliche Beschreibung

Gespeichert in:
Bibliographische Detailangaben
Datum:2009
1. Verfasser: Ткаченко, В.Г.
Format: Artikel
Sprache:Russian
Veröffentlicht: Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України 2009
Schriftenreihe:Успехи физики металлов
Online Zugang:https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/98092
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:Современные тенденции развития физики легких металлов / В.Г. Ткаченко // Успехи физики металлов. — 2009. — Т. 10, № 1. — С. 103-130. — Бібліогр.: 44 назв. — рос.

Institution

Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
id nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-98092
record_format dspace
spelling nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-980922025-02-09T14:45:09Z Современные тенденции развития физики легких металлов Сучасні тенденції розвитку фізики легких металів Contemporary Trends of the Development of Physics of Light Metals Ткаченко, В.Г. Обобщены результаты оригинальных теоретических и экспериментальных исследований в области физики прочности, микро- и нанотекучести, кинетики и механизма примесного охрупчивания наиболее легких металлов с ГПУ-решеткой - бериллия и магния, а также алюминия и титана. Узагальнено результати ориґінальних теоретичних і експерименталь-них досліджень в області фізики міцности, мікро- і наноплинности, кінетики й механізму домішкового окрихчення найбільш легких мета-лів із ГЩП-ґратницею - берилію і магнію, а також алюмінію і титану. The results of original theoretical and experimental researches in a field of strength physics, micro- and nanoyield, kinetics and mechanisms of the delayed fracture and impurity embrittlement of light metals (h.c.p. Mg, h.c.p. Be, h.c.p. Ti and f.c.c. Al) are generalized. 2009 Article Современные тенденции развития физики легких металлов / В.Г. Ткаченко // Успехи физики металлов. — 2009. — Т. 10, № 1. — С. 103-130. — Бібліогр.: 44 назв. — рос. 1608-1021 PACS numbers: 61.72.jd, 62.20.Hg, 62.20.M-, 62.23.Pq, 66.30.J-, 79.60.Jv, 81.40.Np https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/98092 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 Обобщены результаты оригинальных теоретических и экспериментальных исследований в области физики прочности, микро- и нанотекучести, кинетики и механизма примесного охрупчивания наиболее легких металлов с ГПУ-решеткой - бериллия и магния, а также алюминия и титана.
format Article
author Ткаченко, В.Г.
spellingShingle Ткаченко, В.Г.
Современные тенденции развития физики легких металлов
Успехи физики металлов
author_facet Ткаченко, В.Г.
author_sort Ткаченко, В.Г.
title Современные тенденции развития физики легких металлов
title_short Современные тенденции развития физики легких металлов
title_full Современные тенденции развития физики легких металлов
title_fullStr Современные тенденции развития физики легких металлов
title_full_unstemmed Современные тенденции развития физики легких металлов
title_sort современные тенденции развития физики легких металлов
publisher Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України
publishDate 2009
url https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/98092
citation_txt Современные тенденции развития физики легких металлов / В.Г. Ткаченко // Успехи физики металлов. — 2009. — Т. 10, № 1. — С. 103-130. — Бібліогр.: 44 назв. — рос.
series Успехи физики металлов
work_keys_str_mv AT tkačenkovg sovremennyetendenciirazvitiâfizikilegkihmetallov
AT tkačenkovg sučasnítendencíírozvitkufízikilegkihmetalív
AT tkačenkovg contemporarytrendsofthedevelopmentofphysicsoflightmetals
first_indexed 2025-11-27T00:30:15Z
last_indexed 2025-11-27T00:30:15Z
_version_ 1849901366848258048
fulltext 103 PACS numbers: 61.72.jd, 62.20.Hg, 62.20.M-, 62.23.Pq, 66.30.J-, 79.60.Jv, 81.40.Np Современные тенденции развития физики легких металлов В. Г. Ткаченко Институт проблем материаловедения им. И. Н. Францевича НАН Украины, ул. Кржижановского, 3, 03680, ГСП, Киев-142, Украина Обобщены результаты оригинальных теоретических и эксперименталь- ных исследований в области физики прочности, микро- и нанотекучести, кинетики и механизма примесного охрупчивания наиболее легких ме- таллов с ГПУ-решеткой  бериллия и магния, а также алюминия и тита- на. Часть из них связана с научным наследием выдающихся физиков — академиков В. Н. Гриднева и А. А. Смирнова. Дан краткий анализ суще- ствующих подходов к проблеме низкотемпературной хрупкости и хруп- кой прочности, основанных на силовых (атермических) критериях заро- ждения разрушения. Рассмотрен новый подход к оценке механических свойств ГПУ-металлов, учитывающий атермический и термически акти- вированный вклады на субкритической стадии стабильного роста и взаи- модействия структурных дефектов. В терминах разработанной дислока- ционной теории температурной зависимости истинного разрушающего напряжения и термоактивационного анализа микротекучести, предшест- вующей и сопутствующей распространению разрушения, построена новая принципиальная (обобщенная) схема квазихрупкого перехода. Исследо- ваны открытые системы с частично нарушенным дальним порядком и от- клонением от классического (аррениусовского) поведения, вызванными сменой механизма диффузии и кластеризацией структуры (ГПУ-Ti–H, ГПУ-Be–C). Разработаны физические принципы прецизионного легиро- вания для in situ объемной нанокластеризации структуры конденсиро- ванных металлических систем (расплавов и их твердых растворов, пере- сыщенных избыточными вакансиями). На этой основе решена физиче- ская проблема и установлена природа радикального повышения кванто- вого выхода фотоэмиссии ГПУ-Mg и ГЦК-Al в УФ-области спектра. Раз- работан класс перспективных фотоэмиссионных материалов на основе металлических систем сплавов MgBaLi и AlLiBa, предназначенных для импульсных фотоэлектронных инжекторов лазеров на свободных электронах и технологических электронных ускорителей нового поколе- ния. Указаны новые области применения легких металлов и их сплавов, содержащих нанокластеры с собственной электронной структурой. Успехи физ. мет. / Usp. Fiz. Met. 2009, т. 10, сс. 103–130 Îòòèñêè äîñòóïíû íåïîñðåäñòâåííî îò èçäàòåëÿ Ôîòîêîïèðîâàíèå ðàçðåøåíî òîëüêî â ñîîòâåòñòâèè ñ ëèöåíçèåé 2009 ÈÌÔ (Èíñòèòóò ìåòàëëîôèçèêè èì. Ã. Â. Êóðäþìîâà ÍÀÍ Óêðàèíû) Íàïå÷àòàíî â Óêðàèíå. 104 В. Г. ТКАЧЕНКО Узагальнено результати ориґінальних теоретичних і експерименталь- них досліджень в області фізики міцности, мікро- і наноплинности, кінетики й механізму домішкового окрихчення найбільш легких мета- лів із ГЩП-ґратницею  берилію і магнію, а також алюмінію і титану. Частина з них пов’язана з науковими дослідженнями видатних фізиків — академіків В. Н. Гріднєва й А. А. Смирнова. Дано короткий огляд існуючих підходів до проблеми низькотемпературної крихкости й кри- хкої міцности, заснованих на силових (атермічних) критеріях заро- дження руйнування. Розглянуто новий підхід до оцінки механічних властивостей металів, що враховує атермічний і термічно активований внески на субкритичній стадії стабільного росту структурних дефектів. У термінах розробленої дисльокаційної теорії температурної залежнос- ти істинного руйнуючого напруження й термоактиваційної аналізи мі- кроплинности, що передує й супроводжує поширення руйнування, по- будовано нову принципову (узагальнену) схему квазикрихкого перехо- ду. Досліджено відкриті системи із частково порушеним далеким по- рядком і відхилом від клясичного (Арреніюсового) механізму дифузії, що спричинено зміною механізму дифузії та кластеризацією структури (ГЩП-ТіН, ГЩП-ВеС). Розроблено фізичні принципи прецизійного леґування для in situ об’ємної нанокластеризації структури конденсо- ваних металевих систем (розтопів і їх твердих розчинів, пересичених надлишковими вакансіями). На цій основі розв’язано фізичну пробле- му радикального підвищення квантового виходу фотоемісії ГЩП-Mg і ГЦК-Al в УФ-області спектру. Розроблено нову клясу перспективних фотоемісійних матеріялів на основі металічних систем стопів MgBaLi й AlLiBa, які призначені для інжекторів лазерів на вільних електро- нах і технологічних електронних прискорювачів нового покоління. За- значено нові області застосування легких металів і їх стопів, що міс- тять нанокластери з власною електронною структурою. The results of original theoretical and experimental researches in a field of strength physics, micro- and nanoyield, kinetics and mechanisms of the delayed fracture and impurity embrittlement of light metals (h.c.p. Mg, h.c.p. Be, h.c.p. Ti and f.c.c. Al) are generalized. Some of them are con- cerned with scientific legacy of outstanding physicists—academicians V. N. Gridnev and A. A. Smirnov. It is deduced that existing traditional approaches to a problem of low-temperature brittleness of metals and their brittle strength based on power (athermal) criteria of the fracture nucleation do not provide valuable information for the understanding of an origin of the temperature dependences of true fracture stress to be ob- served in the temperature range of quasi-brittle transition in h.c.p. and b.c.c. metals, their solid solutions and eutectic metal-alloy systems. On the basis of the thermally-activated analysis of the microyield, which is predecessor and accompanying for the fracture propagation, another ap- proach is proposed to an estimation of mechanical properties of light met- als, which allows for athermal and thermally-activated contributions at a subcritical stage of the microcrack growth and interaction of the struc- tural defects with a goal of improving the strength characteristics of these metal alloy systems. In terms of the newly developed physical (dislo- СОВРЕМЕННЫЕ ТЕНДЕНЦИИ РАЗВИТИЯ ФИЗИКИ ЛЕГКИХ МЕТАЛЛОВ 105 cation) theory of temperature dependence of the true fracture stress to be valid for b.c.c. and h.c.p. metals, the new basic (generalized) scheme of the quasi-brittle transition is constructed that includes the well-known IoffeDavidenkov’s scheme as a special case. Effects of deviations from classical (Arrhenius) behaviour in MgBa and AlLi systems to be ob- served at high temperatures are caused by a change of the diffusion mechanism in h.c.p. interstitial solid solutions such as h.c.p.-BeC as well as by the nanoclustering of a structure in substitutional solid solution such as h.c.p.-TiH and h.c.p.-MgBa oversaturated by excess vacancies. Physical principles of the precise alloying for the in situ bulk nanocluster- ing of a structure of the condensed metal systems (metal melts and their extended solid solutions) are formulated in order to solve the physical problem and thereby to reveal the origin of the cluster-induced photoemis- sion centres responsible for the crucial increase (by two–three orders of magnitude) of quantum efficiency of simple light metals (h.c.p. Mg and f.c.c. Al) within the UV-spectrum range. The class of promising photo- emission materials based on ternary MgBaLi and AlLiBa alloy sys- tems is developed with the goal of applying them as pulse bulk photocath- odes in high-current electronics including the next RF-guns of FELs and electron accelerators. The new scopes of applying these materials contain- ing nanoclusters with the intrinsic (shell) electronic structure are specified. Ключевые слова: прочность, квазихрупкое разрушение, нанокластер, фотоэмиссия. (Получено 17 ноября 2008 г.) 1. ВВЕДЕНИЕ Прогнозируя развитие современной металлургии и физического материаловедения, специалисты в нашей стране и за рубежом выдвигают изменение сопротивления разрушению в условиях хрупкого перехода как один из основных критериев для оценки качества легких металлов, их сплавов и перспективных конст- рукционных материалов. Однако их низкотемпературная хруп- кость, ограничивающая развитие ряда приоритетных направле- ний новой техники, является сложной многоплановой проблемой физики твердого тела, требующей разработки новых физических подходов, аналитических решений и более достоверных критери- ев полного динамического разрушения. Становится очевидным, что в физике прочности сложилась новая теоретико-познава- тельная ситуация, в которой рассматривается несколько вариан- тов решения проблемы разрушения  от термофлуктуационного механизма разрыва атомных связей [1, 2], основанного на идеях Журкова с сотрудниками [35] до абсолютизации идеи микро- скола при пластической деформации [6]. В связи с этим нельзя рассчитывать на дальнейший прогресс в этой области без привле- 106 В. Г. ТКАЧЕНКО чения современных физических представлений и новых сведений о роли микроструктуры, межатомных взаимодействий, структур- ных и фазовых превращений, термической активации и пласти- ческой (дислокационной) релаксации в механизме разрушения. При этом сопротивление распространению разрушения обеспечи- вается сопутствующей ему микропластической деформацией, ло- кализованной в вершине дефектов, например, в процессе непре- рывного растяжения. 2. ФИЗИКА ЖИДКОГО СОСТОЯНИЯ: КЛАСТЕРИЗАЦИЯ СТРУКТУРЫ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ РАСПЛАВОВ В модельных представлениях [79] расплав описывается микро- неоднородной структурой, представляющей собой изолированные кластеры с близкодействующим упорядочением и межкластер- ную разупорядоченную зону, и поэтому рассматривается, как ди- намический аналог поликристалла с двумя структурными со- ставляющими  кристаллической матрицей и границами (по- верхностями раздела). По современным представлениям в известных подходах [10] кристаллизация в закрытых системах, особенно в условиях, да- леких от равновесия, при пересыщении металлических распла- вов, рассматривается как совокупность конкурентных процессов зарождения и взаимодействия кластеров (предфазовых выделе- ний), кристаллов, нанокристаллов (твердых фаз) и их агрегатов. Таким образом, по крайней мере, часть кластеров устойчивых видов становятся центрами зарождения кристаллизации. В связи со стремительным развитием нанотехнологий [11] и самоуправ- ляемого синтеза наноструктурных материалов [12, 13] кластери- зация структуры расплава является основой технологии форми- рования металлических наносистем. Температура плавления уменьшается с увеличением размера нанокластера, вплоть до комнатной температуры, например, для объема, полностью занятого кластерами золота [8]. Для естест- венной технологической среды, в т.ч. квазиэвтектики, содержа- щей до 5 об.% кластеров, этот эффект значительно меньше. не более 15С. Более точными методами ДТА (InterTech Corp., U.S.A.) исследованы фазовые переходы в сплавах системы MgBa с различной концентрацией кластерообразующего элемента (до 5% Ва). Установлено, что кластеризация структуры расплава действительно снижает температуру плавления Mg2,1% Ba (рис. 1). В остальных сплавах этот эффект не выявлен. При более де- тальных исследованиях ДТА в координатах, «температура пере- гревастепень переохлаждения при кристаллизации» в сплавах AlLiBa и MgLiBa найдены температурно-концентрационные СОВРЕМЕННЫЕ ТЕНДЕНЦИИ РАЗВИТИЯ ФИЗИКИ ЛЕГКИХ МЕТАЛЛОВ 107 области устойчивого формирования нанокластеризованной струк- туры расплава [14]. Они проявляются в виде максимумов тепло- вых эффектов, которые характеризуют предельные степени пере- охлаждения для самоорганизации кластеризованной структуры при оптимальной температуре перегрева, которая зависит от чис- тоты исходной матрицы и концентрации легирующего элемента. 3. ВЗАИМОДЕЙСТВИЕ И РАСПРЕДЕЛЕНИЕ АТОМОВ В НЕИДЕАЛЬНЫХ ПЛОТНОУПАКОВАННЫХ МЕТАЛЛАХ: ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ПРОВЕРКА ТЕОРЕТИЧЕСКИХ ПРЕДСТАВЛЕНИЙ До сих пор остается открытым вопрос о физической природе твердых растворов. В соответствии с представлениями Бугако- ваТернбалла (1951), Шьюмона (1966) и ДосуэйлаБрука (1978) обнаруженные при низких температурах отклонения от закона Аррениуса объясняются ускорением диффузии по границам зерен или дислокациям. При исследовании примесной самодиффузии в неидеальных плотно упакованных кристаллах [15] были обнаружены новые закономерности, вызывающие отклонения от закона Аррениуса Рис. 1. Кластеризация структуры расплава Mg2,1% Ba (по данным DSC- TGA, InterTech Corp., U.S.A.). 108 В. Г. ТКАЧЕНКО при повышенных температурах. В связи с этим возникла необхо- димость теоретического обоснования механизма диффузии для этих систем. Под руководством академика А. А. Смирнова и на основе соз- данной им системы физических представлений [1618] авторским коллективом ИМФ НАН Украины (В. Н. Бугаев и В. А. Татаренко) и ИПМ НАН Украины (В. Г. Ткаченко, И. Н. Максимчук с сотруд- никами) выполнен единый цикл работ [1923], который стал ос- новой перспективного научного направления, связанного с даль- нейшим развитием целостных концепций водородной хрупкости, упрочнения и гидрогенолиза одно- и двухкомпонентных водоро- досодержащих металлических систем [22]. Авторами [18] были разработаны новая теория самодиффузии и химической диффузии в сплавах замещения и нестехиометри- ческих соединениях с учетом избыточной концентрации индуци- рованных водородом вакансий [2122], а также модель деформа- ционных эффектов для описания структурных фазовых превра- щений в этих системах [21]. Теоретические расчеты [20, 23] пред- сказали, в частности, аномалии диффузии (с отклонением от за- кона Аррениуса) и ряд новых физических закономерностей упо- рядочения примесных атомов (ПА), вызванных изменением типа энергетически и геометрически неэквивалентных позиций, пре- имущественно занимаемых ПА при повышении температуры кристалла-растворителя. Для экспериментальной проверки тео- рии деформационного взаимодействия ПА, учитывающей анизо- тропию упругости и дискретность структуры сплавов внедрения [20], были получены общие выражения для энергий внедрения ПА і и v (в октаэдрические междоузлия и вакантные узлы кристаллической решетки соответственно), позволяющие иссле- довать равновесное распределение ПА в неидеальных плотноупа- кованных кристаллах, в частности, ГПУ-металлах, в широком интервале температур на основе предложенного механизма тер- мически активируемого изменения преимущественной локализа- ции в позициях (і, v) с различной координацией (рис. 2). На этом основании в рамках структурно-энергетического при- ближения сформулированы общий теоретический принцип тер- мически активированного изменения механизма обменной при- месной самодиффузии, обусловленной в неидеальных плотноупа- кованных кристаллах, температурнозависимым вкладом упругой составляющей собственной энергии внедрения примесных атомов, а также количественный критерий для выбора энергетически наиболее выгодных позиций с различной координацией для при- месных атомов с учетом анизотропии упругости и дискретности ГПУ-решетки [19]. В наших экспериментах были обнаружены два новых эффекта, СОВРЕМЕННЫЕ ТЕНДЕНЦИИ РАЗВИТИЯ ФИЗИКИ ЛЕГКИХ МЕТАЛЛОВ 109 вызывающих отклонения металлов от аррениусовского поведения при высоких температурах из-за смены механизма диффузии (А, рис. 2, 3) или кластеризации структуры твердых растворов (Б, рис. 4, 5). А. Для ГПУ-твердых растворов системы BеС, ВеFe–С предска- заны и подтверждены немонотонный (неаррениусовский) харак- тер температурной зависимости эффективного коэффициента диффузии и аномальное (на один-два порядка) замедление объ- емной самодиффузии атомов углерода, занимающих нормальные позиции внедрения. Этот эффект объясняется сменой контроли- рующего механизма диффузии (атомов С в ГПУ-Ве) из-за разви- тия термически активированного смешанного (междоузельно- вакансионного) механизма, вызывающего существенное увеличе- ние доли растворенных атомов в вакантных узлах, т.е. более бла- гоприятных энергетических позициях замещения [20] при повы- шении температуры кристалла-растворителя (рис. 2, 3). Макроскопическое проявление смешанного механизма диффу- зии и изменение природы твердых растворов обеспечиваются примесными атомами, мигрирующими (по аррениусовским меха- низмам) частично по междоузлиям и частично по вакантным уз- лам с более высокой вероятностью заполнения вакантных узлов при повышении температуры кристалла-растворителя. Смена контролирующего механизма диффузии атомов углерода в ГПУ- решетке Ве с отклонением от закона Аррениуса происходит в ре- Рис. 2. (а) Отклонение от соотношения Аррениуса и смена механизма диф- фузии в координатах lnD0H [20] для низких (Н  168 кДж/моль) и высо- ких температур (Н  168 кДж/моль). (б) Расчетные температурные зависи- мости разности удельных энергий внедрения ΔФ  Фv  Фі (1), вакантных узлов nv (2) и параметра объемной самодиффузии Dэф0 (3) для твердого рас- твора элемента Х (атомов углерода) в кристалле Ве с ГПУ-структурой (Н — энергия активации диффузии; Dэф(T) — коэффициент объемной самодиф- фузии изолированных ПА, мигрирующих частично по вакантным узлам и частично по междоузлиям, т.е. Deff  niDi  nvDv; τ0  параметр размерности времени). 110 В. Г. ТКАЧЕНКО зультате постепенного (термически активированного) перехода (600–870 К) от преимущественно междоузельного механизма, ха- рактерного для твердых растворов внедрения, к вакансионному механизму свойственному твердым растворам замещения. Таким образом, будучи легко подвижным элементом внедре- ния, выше 870 К углерод уже как элемент замещения диффунди- рует по классически вакансионному механизму и становится од- ним из самих малоподвижных примесных атомов. С этих пози- ций разработаны концепции термического раскрепления базис- ных дислокаций и внутренней конкурентной сегрегации элемен- тов внедрения и замещения на структурных дефектах. Б. При повышенных температурах в твердых растворах Ме–Н обнаружен эффект отклонения электросопротивления от линей- ной температурной зависимости, справедливой для чистых ме- таллов, из-за захвата атомов Н несобственными (примесными) вакансиями (рис. 4). Установлено, что кластеризация точечных дефектов на ранних стадиях распада является общей тенденцией для неравновесных и метастабильных (закаленных, микропла- стически деформированных и термически стареющих) состояний твердых растворов внедрения и замещения с ГЦК- и ГПУ- структурой (Mg–Ba, Al–Li, Al–Ge, MeH). На основе предсказан- Рис. 3. Изменение механизма диффузии атомов углерода в ГПУ-кристал- лах Ве: (а) температурные зависимости коэффициента диффузии Fe (1), углерода (2, известные модели), самодиффузии Ве (3), углерода (4, 5 новая теория и эксперимент при 620 К); (б) данные послойного радио- метрического анализа 14С, подтверждающие смену механизма диффузии С в ГПУ-Ве (N  интегральная активность остатка, Х  глубина про- никновения после отжига в течение 25 (6) и 125 часов (7)). СОВРЕМЕННЫЕ ТЕНДЕНЦИИ РАЗВИТИЯ ФИЗИКИ ЛЕГКИХ МЕТАЛЛОВ 111 ных и измеренных эффектов предложены модель кластеризации структуры твердых растворов, пересыщенных вакансиями, и но- вый физический метод определения концентрации водородных (примесных) вакансий по данным температурной и концентраци- онной зависимостей электросопротивления твердых растворов МеН (сплавов внедрения). 4. КОНЦЕПЦИЯ КЛАСТЕРИЗАЦИИ СТРУКТУРЫ КОНДЕНСИРОВАННЫХ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ СИСТЕМ СПЛАВОВ С единых позиций разрабатывается концепция нанокластериза- ции структуры конденсированных систем (расплавов и их твер- дых растворов), которая учитывает эффективную растворимость химических элементов на структурных дефектах (например, из- быточных вакансиях) по близкодействующему механизму с от- клонением от закона Аррениуса [24, 25]. Сформированы физиче- ские основы формирования кластеризованной структуры в усло- виях, далеких от термодинамического равновесия, в т.ч. с обра- зованием квазиэвтектики, которая считается естественной техно- логической средой для химического синтеза наносистем, «встро- енных» в кристаллическую решетку матрицы [26, 27]. Новый Рис. 4. Высокотемпературные отклонения от линейного соотношения Аррениуса для сплавов ТіН (гидридообразующая система) и Al–H (гидридонеобразующая система) по данным температурной зависимости электросопротивления. Вставка: вероятность захвата вакансиями атомов водорода (модель ХашимотоКино, 1983). Величина и знак отклонения ΔR(T) зависят от склонности металла к образованию гидрида. 112 В. Г. ТКАЧЕНКО подход открывает перспективы для разработки литейной техно- логии формирования наносистем с улучшением комбинацией фи- зико-механических свойств. Одинаковый характер начальных участков изотерм, наличие температурно-зависимых максимумов, время появления которых определяет скорость процесса (диффузии, кластеризации) означа- ет фактически, что при активационном анализе термодинамиче- ски неравновесных систем следует учитывать физическую кине- тику дефектов (рис. 5). Например, стремление к локальному рав- новесию системы ГПУ-Ве–С подчиняется классическому закону КоттреллаБилби   2/3 с образованием (по дальнодействующему механизму диффузии) на свежих дислокациях сегрегаций и на- нофаз внедрения (Ве2С) (рис. 5, а). В тоже время локальное рав- новесие системы ГПУ-MgBa, пересыщенной избыточными ва- кансиями, сопровождается самоорганизацией структуры, состоя- щей из химически связанных кластеров MgnBam c новой (оболо- чечной) электронной структурой. Кинетика кластеризации де- фектов (рис. 5, б) способствует формированию по близкодейст- вующему механизму упорядочения стабильных свойств нанокла- стера. Они определяются порядковыми (магическими) числами n Рис. 5. Кинетика блокирования свободных дислокаций в сплаве системы ГПУ-Ве–С, Fe по механизму КоттреллаБилбиХарпера (а); физическая кинетика кластеризации дефектов в сплаве Mg2,1% Ba с образованием нанокластеров MgnBam в недрах твердого раствора ГПУ-MgBa (б). СОВРЕМЕННЫЕ ТЕНДЕНЦИИ РАЗВИТИЯ ФИЗИКИ ЛЕГКИХ МЕТАЛЛОВ 113 (для Mg2,1%Ba n  2, Mg2  вакансия: первичный парный де- фект, для Mg6Ba2 n  8, для Mg16Ba2 n  18, фаза стехиометриче- ского состава Mg17Ba2), соответствующими пикам потенциала ио- низации, ее наибольшей энергии [28]. Важно подчеркнуть, что ПЭМ-наблюдения тонкой структуры подтверждают присутствие нанокластеров размером 412 нм, с плотностью упаковки в матрице до 51010/см2 в литых магниевых сплавах системы ГПУ-MgBa [26]. Эти предфазовые образования, когерентно связанные с матрицей, например, Mg16Ba2 обнаружи- ваются по картинам электронной микродифракции стехиометри- ческой фазы Mg17Ba2, что свидетельствует о сродстве их парамет- ров решетки элементам кристаллографической симметрии в соот- ветствии с принципом П. Кюри [29]. Дугообразная форма и раз- мытость матричных рефлексов указывают на кластеризацию структуры твердого раствора. Первичные эффекты нанокластеризации структуры крайне ог- раниченных твердых растворов этой системы связываются с об- разованием в твердофазных реакциях парных дефектов, содер- жащих избыточные вакансии, и обнаруживаются методами рам- мановской спектроскопии и аннигиляции позитронов (табл. 1). Уменьшение (примерно в два раза) радиуса локализации вол- новой функции позитрона в сплаве Mg2,1% Ba (по сравнению с магнием) свидетельствует о том, что атомы Ва находятся рядом с вакансиями, локализуя, в отличие от магния, «рассеянную» по всем вакансиям плотность позитронов. 5. ФИЗИЧЕСКАЯ (ДИСЛОКАЦИОННАЯ) ТЕОРИЯ ТЕМПЕРАТУРНОЙ ЗАВИСИМОСТИ ИСТИННОГО РАЗРУШАЮЩЕГО НАПРЯЖЕНИЯ. НОВАЯ ПРИНЦИПИАЛЬНАЯ (ОБОБЩЕННАЯ) СХЕМА КВАЗИХРУПКОГО ПЕРЕХОДА В КРИСТАЛЛАХ В связи с постановкой проблемы получения пластичных состояний ОЦК-Cr и ГПУ-Ве, наиболее хрупких металлов Периодической сис- темы элементов, по инициативе академика В. Н. Гриднева в 60-х ТАБЛИЦА 1. Параметры аппроксимации спектров позитронной анни- гиляции Mg и сплава MgBa (суперпозицией Sp и Sg). Система Площадь параболы Sp, % Площадь гауссиана Sg, % σF, мрад rm, нм Размер дефекта (радиус локализации позитрон- ной волновой функции) Mg 75,4 24,6 5,32 0,060 0,156 Mg2,1% Ba 78,1 21,9 5,09 0,063 0,079 114 В. Г. ТКАЧЕНКО годах в ИМФ АН УССР были начаты систематические и широко- масштабные исследования физической природы хрупкости метал- лических кристаллов VIA, IIА и IV групп/подгрупп [30]. Затем они были продолжены в ИПМ АН УССР под руководством академика В. И. Трефилова с сотрудниками. Теоретические разработки акаде- мика А. А. Смирнова также имели непосредственное отношение к проблеме примесного охрупчивания металлов сопутствующими и технологически неизбежными примесями. Хрупкие или почти хрупкие материалы отличаются высокой чувствительностью к зарождению дефектов. Поэтому для описания хладноломкости в рамках дислокационной теории предела текуче- сти обычно используют теоретический анализ зарождения хрупко- го разрушения, основанного на фундаментальных концепциях Стро и Гриффитса, которые рассматривали это явление как атермиче- ское и критическое (спонтанное, внезапное) только вблизи порога хладноломкости (Тх зт или Тх н). В этом случае хладноломкость кри- сталлов (с постоянным сопротивлением хрупкого отрыва) описыва- ется полуэмпирически принципиальной схемой ИоффеДавиденко- ва. Тем не менее, указанная система представлений, построенная на макроскопических принципах трудноактивируемого скольжения, а также феноменологические подходы (КоттреллаПетча и Кот- треллаФриделя) не объясняют более сложную природу этого явле- ния, в частности, наблюдаемую температурную зависимость истин- ного разрушающего напряжения (рис. 6), характерную для многих а б Рис. 6. Расчетные и экспериментальные температурные зависимости ис- тинного разрушающего напряжения σ * рт для ГПУ-кристаллов (а): 1, 2  Ве технической чистоты в исходном (1) и рекристаллизованном (2) состояни- ях; 3  Zn; 4  монокристалл Ве0,01% С (99,977% Ве) и для ОЦК- кристаллов (б): 1  W; 2  Fe3% Si, 3  сплав CrLa, 4  L 1/2 (T), сплав МоМТ. Совмещенные графики составлены, в т.ч. по литературным дан- ным, приведенным в [27]. СОВРЕМЕННЫЕ ТЕНДЕНЦИИ РАЗВИТИЯ ФИЗИКИ ЛЕГКИХ МЕТАЛЛОВ 115 реальных (примесных) кристаллов с дефектной структурой, со- держащей дислокационные источники релаксации в критическом интервале температур квазихрупкого (постепенного) перехода. Концепция Стро [31] остается пока непревзойденным физиче- ским описанием хрупкого разрушения в условиях, когда зарожде- ние атомноострой субмикротрещины (Гриффитса) является крити- ческой (трудноактивируемой) стадией в терминах силового взаимо- действия дефектов. Однако рост дислокационного зародыша суб- микротрещины уже не удовлетворяет физическому критерию Стро, справедливому для зарождения хрупкого разрушения в поле дис- локационных скоплений из-за отсутствия на границах локальных перенапряжений [32]. Кроме того, при безактивационном зарожде- нии этого дефекта (энергетический критерий Гриффитса) разру- шающая микротрещина уже не является критической ко всему по- ликристаллическому агрегату в целом. Наконец, известные модели микроскола, основанные на принципах механики динамического разрушения (ГриффитсаОрована, БилбиКоттреллаСвиндена), и описывающие перезарождение остановленных микротрещин как хрупких (модель ГриффитсаОрована) или вязких дефектов (мо- дель Тетельмана), не учитывают наблюдаемый в экспериментах субкритический (прерывистый) рост квазихрупких дефектов (рис. 79). К этому следует добавить, что результаты вычислений Тх зт, об- работанные в теоретических координатах Стро 1/Тх зт–ln dз для более широкого класса полухрупких материалов и сплавов (например, Рис. 7. Характерные температурные зависимости механических свойств металлов, подтверждающие наличие двух критических (трудноактиви- руемых) стадий  зарождения (ОЦК-Мо) и распространения (ГПУ-Ве) разрушения металлов. 116 В. Г. ТКАЧЕНКО CrLa), не обладающих легкоактивируемым сколом, отклоняются от прямолинейной зависимости, принятой для зародышевых (раз- рушающих) субмикротрещин [32]. Таким образом, известные дислокационные механизмы микро- скола в ОЦК-кристаллах и легкоактивируемого (базисного) скола в ГПУ-кристаллах не исчерпывают всех видов наблюдаемого раз- рушения реальных дефектных кристаллов, особенно термически активируемого разрушения, замедленного на субкритической стадии подрастания дефектов при высоких температурах, когда зарождение субмикротрещин при содействии термической флук- туации является легкоактивируемой стадией [27], примесного (контролируемого диффузией) или водородного охрупчивания и др. На этом основании зарождение разрушения следует рассмат- ривать как критическую (трудноактивируемую) стадию образова- ния критической плотности скопления (раскалывающих дисло- каций), вызывающего спонтанное, самопроизвольное, атермиче- Рис. 8. Принципиальные схемы хрупкого перехода для кристаллов: схема ИоффеДавиденкова (а); новые модели (б, в). Рис. 9. Структурная чувствительность Тх для бериллия: 1  экспери- ментальные данные для металла высокой чистоты ( 99,9% Be); 2  теоретическая кривая Тх зт; 3  теоретическая кривая Тх рт. СОВРЕМЕННЫЕ ТЕНДЕНЦИИ РАЗВИТИЯ ФИЗИКИ ЛЕГКИХ МЕТАЛЛОВ 117 ское распространение зародышевой (разрушающей) субмикротре- щины СтроГриффитса. Наличие температурной зависимости истинного разрушающего напряжения означает фактически, по своему физическому смыслу, существование термически активированного сопротивления рас- пространению разрушению на субкритической стадии стабильного роста дефектов в условиях пластической (дислокационной) релак- сации и термической активации (рис. 7). На этом основании вво- дится концепция двух критических (трудноактивируемых) стадий зарождения разрушения и распространения разрушения. Установлен единый активационный закон для энергий актива- ции движения дислокаций U и U* на стадиях, предшествующей (U) и сопутствующей (U*) сопротивлению разрушения, т.е. в поле ДС и в К-поле ВТ (на контуре равных напряжений со смещенным максимумом). Действительно, по силовому закону из-за высокой плотности раскалывающих дислокаций максимум К-поля ВТ не смещается, и пластическая (дислокационная) релаксация ло- кальных перенапряжений (в ВТ) становится неэффективной, по- вышая вероятность активации микроскола, из-за уменьшения критического напряжения Гриффитса с увеличением размера этого дефекта. Однако при высокой плотности подвижных экра- нирующих дислокаций (ЭД), максимум К-поля ВТ смещается, вызывая дислокационную микротекучесть в вершине релакси- рующего дефекта. Считается [20], что теоретическая прочность достигается в ВТ, затупленной под действом пластической дисло- кационной релаксации (ПДР) и термической активации. Вместе с В. И. Трефиловым и И. Н. Максимчуком разработана дислокационная теория температурной зависимости истинного разрушающего напряжения (ви, рт) и других критических пара- метров термически активированного разрушения (эф), которая описывает распространение квазихрупкого разрушения в рамках единого активационного закона с учетом тождественности терми- чески активированных механизмов, контролирующих развитие дислокационной микротекучести в поле дислокационных скопле- ний на ранней стадии пластической деформации, предшествую- щей разрушению, и в К-поле вершин микротрещин на стадии пластической деформации, сопутствующей распространению ста- бильного (активируемого) разрушения [3335]. При этом темпе- ратурная зависимость ви в критическом интервале температур квазихрупкого перехода определяется термически активирован- ным взаимодействием подвижных экранирующих дислокаций (винтовой ориентации) с близкодействующими препятствиями (рассеяние энергии на поверхности разрушения), а структурная чувствительность ви  атермическим взаимодействием подвиж- ных экранирующих дислокаций (краевой ориентации) с дально- 118 В. Г. ТКАЧЕНКО действующими барьерами 2-й группы (поглощение энергии с обра- зованием дислокационной структуры под поверхностью скола) [27]. На основе выдвинутой концепции двух критических (трудно- активируемых) стадий и теоретического описания распростране- ния квазихрупкого разрушения, в т.ч. легких металлов (Be, Mg, Ti) и их сплавов, построена новая принципиальная схема ква- зихрупкого перехода (рис. 8), в которой известная схема хрупко- го перехода ИоффеДавиденкова является частным (предельным) случаем нового подхода. При этом новая физическая теория ква- зихрупкого перехода Тх рт (рис. 9, 10),основанная на температур- ной зависимости рт(Т) позволяет оценить э.а. движения экрани- рующих дислокаций, U* в вершине релаксирующих (упруго- пластических) микротрещин, равную э.а. квазихрупкого разру- шения в интервале критических температур квазихрупкого пере- хода Тх  Тх в  Тх н [32]. При этом более общая физическая теория в аналитических решениях и структуре уравнений также учитывает два вклада: атермический (силовой) закон взаимодействия дефектов (1) и термически активированную составляющую истинного разру- шающего напряжения (2), формирующих критические условия для макроскопических изменений непрерывного разрушения. Принципиальная схема квазихрупкого перехода (рис. 8) ха- рактеризует по существу трудноактивируемую стадию стабильно- го (субкритического) роста дефектов (для транс- и интекристал- литного разрушения), тогда как схема ИоффеДавиденкова ха- рактеризует только критическую трудноактивируемую стадию зарождения хрупкого разрушения (критических субмикротрещин Гриффитса). Возможность стабильного подрастания микротрещин в порошковых композициях металлов, не чувствительных к кон- центраторам напряжений, увеличивается на несколько сот мик- Рис. 10. Структурная чувствительность Тх рт для сплава Cr0,8% La: 1, 2, 5, 4, 5  теоретические кривые при различных исходных размерах зерен (1  10 5; 2  2·10 5; 3  5·10 5; 4  10 4 и 5  2,5·10 4 м). СОВРЕМЕННЫЕ ТЕНДЕНЦИИ РАЗВИТИЯ ФИЗИКИ ЛЕГКИХ МЕТАЛЛОВ 119 рометров (510 размеров частиц) [36]. 6. ФИЗИКА РАЗРУШЕНИЯ: НИЗКОТЕМПЕРАТУРНАЯ ХРУПКОСТЬ И ВОЗВРАТ ПЛАСТИЧНОСТИ Переход от метастабильной (неравновесной) конфигурации «мик- ротрещина (МТр) роста–плотность экранирующих (вершину МТр) релаксирующих дислокаций» к локально равновесной происхо- дит в зависимости от времени релаксации по двум критериям: (а) для быстрых МТр из-за малого времени релаксации возможны только очень локальные равновесия в малых макрообъемах (на- пример, релаксация точечных дефектов в области хрупкого раз- рушения); (б) для достаточного медленных процессов стабильного роста МТр система успевает прийти к большему равновесию с учетом масштабов пространственной неоднородности и включает в активацию дополнительные механизмы взаимодействия МТр роста с близко- и дальнодействующими барьерами различной природы и эффективности (поглощения энергии) (рис. 11 и 12). а б Рис. 11. Модификация схемы ЛиКохаРоджерса (1970) для двух разно- видностей вязкого разрушения металлов с ре кристаллизованной, ячеистой и наноразмерной структурой: (а) вязкое (транскристаллитное) разрушение «чашечного» типа по механизму зарождения, роста и слияния микропус- тот в матрице, окруженной прочными границами Т  Тх В; (б) вязкое разру- шение сплава Ве–0,5%Со по механизму зарождения и роста микротрещин в матрице и их слияния на вязких (релаксирующих) границах (одна «чаш- ка»  одно зерно/ячейка), Тх н  Т  Тх В  области активации аккомоди- рующего матричного скольжения и диффузионных процессов. 120 В. Г. ТКАЧЕНКО Образование прочных кластеров «атом Н–избыточная вакан- сия» с энергией связи, более высокой по сравнению с энергией связи атом Н–дислокация, а также захват водорода диффузион- ными ловушками создают условия для стабилизации кластеризо- ванного твердого раствора, который блокирует низкотемператур- ную диффузию водорода и препятствует его сегрегации на под- вижных (экранирующих) дислокациях, генерированных в про- цессе пластической деформации. При этом кластеризация обеспе- чивает формирование энергетических благоприятных ячеистых дислокационных структур с границами ячеек, свободных от ох- рупчивающих атомов внедрения и выполняющих функции проч- ных дальнодействующих барьеров или стопоров для растущих микротрещин. Вызванное этим изменением механизма и тормо- жение разрушения (по границам ячеек) обеспечивает устранение водородной хрупкости и возврат высокого уровня пластичности наводороженных металлов Ме (например, титана) (рис. 13). 6.1. Физика разрушения границ При низких температурах, в анизотропных ГПУ-кристаллах IIA группы (Ва, Mg) в условиях дефицита активных независимых систем скольжения легко активируемое (базисное) скольжение а б Рис. 12. (а) Механизм торможения интеркристаллитного разрушения ГПУ Ве, активированный выходом линий скольжения матрицы на поверхность зернограничных фасеток скола по аналогии с интеркристалитным разру- шением сплава MgBa (2000) [26]. (б) Зона стабильного подрастания МТр: развивается микро скачками в результате колебания Δ критического на- пряжения Гриффитса σ  σрт Гр., необходимого для микроскола пластически деформированного объема кристалла (модель ТетельманаРобертсона). Напоминает «бороздки», возникающие при разрушении в процессе уста- лости. Описывается моделью БилбиКоттреллаСвиндена (перезарожде- ния остановленных релаксированных пластических МТр как хрупких де- фектов) или концепцией Тетельмана (повторного зарождения дефектов): РЭМ (2, 7500). СОВРЕМЕННЫЕ ТЕНДЕНЦИИ РАЗВИТИЯ ФИЗИКИ ЛЕГКИХ МЕТАЛЛОВ 121 завершается, как правило, легко активируемым транскристал- литным (базисным сколом), так как матрица является областью затрудненной релаксации напряжений. Поэтому формирование специальных границ и их благоприятных состояний, обеспечи- вающих в процессе микротекучести повышенную плотность ре- лаксирующих дислокаций создает необходимые условия для энергетически благоприятного распространения разрушения в таких системах (рис. 1113). В результате ступенчатых смещений, обусловленных сдвигами внутри зерен, образуется складчатый микрорельеф интеркри- сталлитного разрушения ТГП Ве с выходом полос скольжения на границах (рис. 12, а). При этом аккомодирующий эффект само- упрочнения снижает Тх рт до 213 К и повышает относительное (пластическое) удлинение до 14%. Рисунок 12, б иллюстрирует возможность активации одного из механизмов прерывистого (субкритического) роста дислокационных микротрещин перед окончательным разрушением ГПУ-Ве, удовлетворяющим крите- рию Гриффитса. Результаты этих исследований указывает на принципиальную возможность формирования вязких состояний границ, ответст- венных за более эффективное поглощение локальной упругой энергии, в т.ч. на трудноактивируемой стадии распространения разрушения (эмиссия дислокаций в поле напряжений дефектов). Рис. 13. Температурные зависимости разрушающего напряжения (1, 3) и напряжения течения (2, 4) для титана и сплава Ті–Н после отжига при 923 К (1, 2) и 1073 К (3, 4). Микроструктурные механизмы хрупко- го транскристаллитного разрушения при 77 К (а) и вязкого разрушения (на релаксирующих границах ячеек) при 77 К; (б) после отжига при 1073 К на протяжении 2 часов рафинированные границы ячеек дейст- вуют как эффективные барьеры для роста микротрещин в сплавах сис- темы Ті–Н (500). 122 В. Г. ТКАЧЕНКО Роль границ резко возрастает при формировании контролирую- щих механизмов разрушения в мелкозернистых структурах и особенно в наноразмерных системах. Дана теоретическая трак- товка проблемы формирования вязких состояний границ, осно- ванной на гипотезе существования критических плотностей ре- лаксирующих зернограничных дислокаций в терминах динамики решетки и релаксации парных дефектов в ГПУ-кристаллах низ- кой симметрии, а также в контексте разработанной модели на- нокристаллизации структуры конденсированных систем и стаби- лизации разрушения. Эффекты зернограничной релаксации выявляются на дискрет- ных температурных спектрах внутреннего трения (Q1) поликри- сталлов методами механической спектроскопии по площади зер- нограничного пика Q1(Т), пропорциональной количеству релак- сирующих дислокаций. В отличие от методик электронной мик- роскопии, представляющих информацию о статических распре- делениях дислокаций, метод Q1 является наиболее структурно- чувствительным методом исследований динамического взаимо- действия этих дефектов. В крупнозернистых металлических сплавах системы ГПУ- ВеСо (рис. 11) наблюдается интеркристаллитное «вязкое» раз- рушение: (до 70% зернограничных фасеток) с выходом линий скольжения матрицы на границах зерен для аккомодации зерно- граничного скольжения [37]. Аналогичные закономерности вы- явлены в легких металлах и их сплавах с достаточно разориен- тированной дислокационной ячеистой структурой, хотя при этом вязкое разрушение по субграницам, выполняющим функции гра- ниц зерен, проявляется значительно слабее из-за неполной акко- модации субграничного скольжения [38]. Вязкий межячеистый излом исключает расслоение, вызывая слияние пластически ре- лаксированых микротрещин на границах ячеек (рис. 13, б). Важ- но подчеркнуть, что такой вид разрушения характерен для мно- гих рафинированных состояний границ ячеек (размером 1,5 мкм) в ГПУ- и ОЦК-металлах и сплавах системы TiH, ЭЛБ Ве– 0,001% С, Мо–0,1% С, а также нанокомпозитах Ве–50 нм Со2С. Полученные результаты убеждают в том, что полезный эффект, вызванный формированием на поверхностях раздела критической плотности релаксирующих зернограничных дислокаций и, следо- вательно, вязким (релаксирующим) состоянием границ и субгра- ниц, проявляется в той или иной степени (в зависимости от релак- сационной и аккомодирующей способности матрицы) в поликри- сталлах любой зернистости. В наноструктурах легких металлов на границах самой высокой протяженности также наблюдается «раз- мягчение» на 1015% структурно-чувствительных упругих харак- теристик (G, E) и усиление вклада тройных узлов нанозерен [39]. СОВРЕМЕННЫЕ ТЕНДЕНЦИИ РАЗВИТИЯ ФИЗИКИ ЛЕГКИХ МЕТАЛЛОВ 123 6.2. Нанофизика: структурная чувствительность механических свойств Основная цель многочисленных исследований в области нанофи- зики состоит в том, чтобы понять закономерности, связанные с переходом на новый уровень структуры и изучить природу нано- эффекта. Считается, что приближение к наноструктурному мас- штабу позволяет перейти на новую ступень в создании материа- лов с заданными свойствами. Проблема мелкого зерна в металлургии сохраняет свое значение и в случае наносистем, выявляя ряд очевидных несоответствий, но- вых противоречий в физической интерпретации структурно- чувствительных свойств металлов [40]. В частности, «зеркальное» отражение координат ХоллаПетча для макроскопического преде- ла текучести т  d 1/2 и   d 1/2  аргумент, крайне неубедитель- ный для введения термина «обратный эффект ХоллаПетча», для которого т  d 1/2. Его нельзя считать оправданным. Дислокацион- ный (барьерный) критерий и закон ХоллаПетча,   d 1/2 описыва- ет упрочнение, вызванное образованием у барьеров (границ зерен) дислокационных скоплений (pile-ups), обеспечивающих передачу матричного скольжения от зерна к зерну по эстафетному механиз- му Стро. Иными словами, закон справедлив, только когда т увели- чивается с уменьшением размера зерна. «Обратный эффект Хол- лаПетча», связанный с разупрочнением, т.е. уменьшением т (размягчение Ме) постулирован экспериментально, без какой-либо физической интерпретации этой необычной зависимости. Измерения параметров дискретного температурного спектра Q1(T) [24, 37, 41] для крупнозернистых поликристаллов (ГЦК-Al, ГПУ-Mg, ГПУ-Ве, ГПУ-Ti) и их ячеистых структур выявили резо- нансные эффекты дислокационной и неупругой ЗГ-релаксации с максимумами, площадь которых пропорциональна количест- ву/плотности ЗГ-релаксирующих дислокаций. Интенсивность этих максимумов для вязких состояний границ ячеек (рис. 13, б) ослаб- ляется из-за более высокой плотности узлов совпадения [38] Из- вестно, что при определенных условиях ячеистая структура может быть превращена в наноструктуру [42], вязкое состояние границ которой остается пока проблематичным из-за активации дополни- тельных аккомодирующих диффузионных механизмов, управляе- мых напряжениями (т.е. атермического происхождения) [40], а также избыточных вакансий (до 15 [43]) в тройных узлах нанозе- рен. Представлены доказательства существования ЗГ-скольжения в сочетании с вращением (rotation) нанозерен размером 3,3–6,6 нм и зарождением ЗГ-частичных дислокаций. С этих позиций ЗГ- скольжение в наносистемах сводится к перемешиванию (shuffling) и вызванной напряжением атермической диффузии. 124 В. Г. ТКАЧЕНКО Зернограничное скольжение и зернограничная диффузия в на- носистемах  взаимосвязанные термически активированные про- цессы из-за необходимости активации аккомодирующих меха- низмов для сохранения геометрического взаимодействия между ними. По результатам вычислений 75% общей пластической де- формации связывается с зернограничным скольжением, а 25%  с зернограничной диффузией, вызывающей (по механизму Кобла) удлинение нанозерен в поле напряжений даже при комнатной температуре. Сообщается о наблюдениях интенсивного зарожде- ния частичных (partial) дислокаций на границах нанозерен ГЦК- кристаллов, особенно при высоких напряжениях. Поэтому для вязких состояний границ возможен переход к более слабой структурной чувствительности т(d 1), которая наблюдается не только в крупнозернистых структурах ГПУ-поликристаллов Ве и ОЦК-поликристаллов Мо, характерной для литых и деформиро- ванных состояний, но даже в особомелкозернистых структурах Ti (0,3 мкм). Физическая интерпретация этих результатов, с нашей точки зрения, сводится к замене представлений о барьерном уп- рочнении скоплениями решеточных дислокаций ЗГ-механизмами упрочнения, действующими не поперек, а вдоль границ [32]. 7. НАНОЭЛЕКТРОНИКА: ПОВЫШЕНИЕ КВАНТОВОЙ ЭФФЕКТИВНОСТИ ЛЕГКИХ МЕТАЛЛОВ Структурные свойства, точнее структурно-чувствительные харак- теристики легких металлов все больше и больше связываются с их функциональными свойствами, что по существу является критерием (отличительным признаком) нанотехнологии и облег- чает физическую интерпретацию механизма эмиссии оптически возбужденных электронов в металлических системах. В последнее десятилетие физическое наноматериаловедение проникнет в новую область функциональной (сильноточной) электроники. Возникли новые направления ускорительной и ла- зерной техники, СВЧ-электронной технологии (технологические ускорители, лазеры на свободных электронах), которые предо- пределили необходимость создания новых классов перспектив- ных фотоэмиссионных материалов для катодных узлов и ФЭП повышенной мощности, обеспечивающих формирование высоко- плотных, сильноточных (десятки, сотни А/см2) электронных пуч- ков нано- и пикосекундной длительности в условиях техническо- го вакуума (10 5–10 7 мм.рт.ст), под действием лазерного излуче- ния (плотностью мощности 105 Вт/см2), в сильных электрических полях (106–107 В/см). Полупроводники до настоящего времени остаются технологи- ческой основой современной физики твердого тела, как напри- СОВРЕМЕННЫЕ ТЕНДЕНЦИИ РАЗВИТИЯ ФИЗИКИ ЛЕГКИХ МЕТАЛЛОВ 125 мер, ароматические углеводороды в органической химии. Однако существуют области сильноточной электроники, где вклад легких металлов может быть определяющим. Известно, что металлы об- ладают самой высокой среди веществ скоростью релаксации оп- тически возбужденных электронов. Это преимущество означает фактически возможность их использования в практически без- инерционных электронных приборах. Низкий кантовый выход фотоэмиссии металлов в УФ-области спектра является одним из основных недостатков, ограничивающих их успешное примене- ние в современной электронной технике. Поэтому электрофизики в ведущих лабораториях мира выбирают металлы для ФЭП непо- средственно из Периодической системы элементов, руководству- ясь только величиной работы выхода. Методами рентгеновской, фотоэлектронной и ультрафиолето- вой спектроскопии, а также парамагнитной восприимчивости по- лучены новые доказательства справедливости выдвинутой ранее концепции in situ диффузионной нанокластеризации структуры легких сплавов тройных систем MgBa, Li и AlLi, Ba [44]. Ана- лиз тонкой структуры наблюдаемых спектров в ближней УФ- области согласуется с квантово-механическими расчетами ГПУ- структуры и вычислением спектральных характеристик класте- ров магния Mgn, легированных эмиссионно-активными добавка- ми (Ba, Li). Обосновывается вывод о том, что формирование электронной структуры валентной полосы кластеров, выполняю- щих роль эмиссионноактивных центров (поверхности и объема), ликвидирует минимум на кривой плотности электронных состоя- ний (вблизи поверхности Ферми) и повышает на 23 порядка квантовый выход фотоэмиссии для магния и алюминия. Разработаны физические принципы рационального микролеги- рования для создания металлических систем легких сплавов (MgBa, X; AlLi, X) с нанокластеризованной структурой, кото- рая характеризуется более высокой плотностью электронных со- стояний вблизи энергетического уровня Ферми и обеспечивает формирования новых центров интенсивной фотоэмиссии. Новый класс перспективных фотоэмиссионных материалов, сочетающий в себе при плотности упаковки кластеров до 1010/см2 очевидные преимущества полупроводников (высокий квантовый выход) с основными преимуществами металлов (самая высокая скорость релаксации электронов в неинерциальных системах; долговеч- ность, слабая чувствительность к загрязнению, низкий темновой ток и др.) открывает новые перспективы для формирования вы- сокоплотных (не ниже 100 А/см2), коротких (ns), ультракоротких (ps, fs) и яркостных (до 109–1015 А/м2рад2) электронных сгустков (пучков с низким эммиттансом). На основе впервые обнаруженной корреляции между кванто- 126 В. Г. ТКАЧЕНКО вой эффективностью металлических систем легких сплавов с на- нокластеризованной структурой и их плотностью электронных состояний вблизи поверхности Ферми (с учетом сечения фото по- глощения и потенциала ионизации) решена физическая проблема существенного (на 23 порядка величины) повышения квантового выход фотоэмиссии легких металлов (ГПУ-Mg и ГЦК-Al) в УФ- области спектра, которые теперь могут быть успешно использо- ваны в сильноточной электронике в качестве массивных им- пульсных фотокатодов ВЧ-инжекторов. Более эффективный инжектор электронов, созданный на этой основе и оснащенный фотокатодом с лазерным возбуждением легких сплавов, является к ключевым компонентом нового поко- ления лазеров на свободных электронах и технологических уско- рителей, которые находят все более широкое применение в хи- мическом производстве, медицине, фармакологии и фундамен- тальных исследованиях. 8. ПРАКТИЧЕСКОЕ ПРИЛОЖЕНИЕ: РЕКОМЕНДУЕМЫЕ НАПРАВЛЕНИЯ ДАЛЬНЕЙШИХ ИССЛЕДОВАНИЙ 8.1. Конструкционные сплавы: металлооптика и астрофизика Легкие металлы и их сплавы нового поколения могут быть ис- пользованы для разработки и изготовления более совершенных размерностабильных элементов конструкций, для которых высо- кое сопротивление зависимой от времени микропластической де- формации, удельная жесткость (E/) и низкий момент инерции являются определяющими. 8.2. Магний — новые горизонты; длительная прочность По экспертным оценкам мировое потребление магния в ближай- шем будущем может составить около 1 млн. тонн в год. Растет применение магниевых сплавов в авиакосмической промышлен- ности (EADS Deutschland GmbH, Германия; ВИАМ, ОАО «Тупо- лев», ГКНПЦ им. М. В. Хруничева, Россия), гранулированного магния в черной металлургии (Институт титана, Украина), тех- нологии литья под высоким давлением (Китай; DSM, Израиль), деформированных магниевых сплавов и технологий их производ- ства (GKSS and Magnesium Innovation Research Centers, Герма- ния; General Motors Corp., Канада, США; Toyota Corp., Япония; Volkswagen, Германия; Hyundai Co., Южная Корея) в автомо- бильной промышленности, техники связи и промышленности транспорта. СОВРЕМЕННЫЕ ТЕНДЕНЦИИ РАЗВИТИЯ ФИЗИКИ ЛЕГКИХ МЕТАЛЛОВ 127 По результатам испытаний (Lockheed Martin Corp., США) ка- ждый лишний килограмм веса самолета стоит 0,5 метра высоты. Применение легких металлов существенно улучшает ходовые ка- чества и повышает скорость автомобиля (International Magnesium Association, США). В ИПМ НАН Украины запатентованы новые магниевые сплавы с высокими характеристиками сопротивления микротекучести и длительной прочности для использования в технологии литья под давлением (рис. 14). 8.3. Функциональные материалы Нанокластеризованная структура ГПУ-Mg может быть использо- вана в медицинских системах для повышения их биопоглоща- тельной способности После натурных испытаний новых фотокатодов, конкуренто- способных на мировом рынке (рис. 15), в настоящее время в ИПМ НАН Украины разрабатываются более совершенные эмис- сионноактивные системы на основе наноструктурного углерода Рис. 14. Расчетный ресурс (10000 часов при 70 МПа и 150С) для спла- ва MgAlCa. 128 В. Г. ТКАЧЕНКО (фуллеридов) с более высокой плотностью упаковки кластеров до 1012–1014/см2. Рассматриваются все аспекты проблемы  от фун- даментальных принципов построения металлизованных класте- ров с собственной электронной структурой до их использования в новых приложениях, в частности, в биотехнологиях (магния и титана). Физические идеи приоритетного характера апробированы на Международных конференциях ‘Magnesium-2003’ (Wolfsburg, Germany), ‘Euromat-2005’ (Prague, Czech Republic), ‘HighMatTech-2007’ (Kyyiv, Ukraine). ЦИТИРОВАННАЯ ЛИТЕРАТУРА 1. В. И. Владимиров, Ш. Х. Ханнанов, ФММ, 30, № 3: 490 (1970). 2. В. И. Владимиров, Физическая природа разрушения металлов (Москва: Металлургия: 1984). 3. Н. С. Журков, Неорганические металлы, 3, № 10: 1767 (1973). 4. В. Р. Регель, А. И. Слуцкий, Э. Б. Томашевский, Кинетическая природа прочности твердых тел (Москва: Наука: 1974). 5. А. В. Степанов, Основы практической прочности кристаллов (Москва: Наука: 1974). 6. Ю. Я. Мешков, Физические основы разрушения стальных конструкций Рис. 15. Вольтамперные характеристики фотокатодов на основе метал- лических сплавов с нанокластеризованной структурой: 1  плотность мощности лазерного излучения 4105 Вт/см2, 2 1105 Вт/см2. СОВРЕМЕННЫЕ ТЕНДЕНЦИИ РАЗВИТИЯ ФИЗИКИ ЛЕГКИХ МЕТАЛЛОВ 129 (Киев: Наукова думка: 1981). 7. В. И. Ладьянов, И. А. Новохатский, С. В. Логунов, Металлы, № 2: 3 (1995). 8. В. И. Архаров, И. А. Новохатский, ДАН СССР, 185, № 5: 1069 (1969). 9. И. А. Новохатский, В. И. Архаров, В. Ладьянов, ДАН СССР, 185, № 5: 1069 (1969). 10. И. В. Мелихов, Неорганические материалы, 36, № 3: 350 (2000). 11. Nanophase Matеrials: Synthesis–Properties–Application. NATO–ASI Ser. E. Vol. 260 (Eds. G. C. Hadjipanayis and R. W. Siegel) (Dordrecht: Kluwer: 1994). 12. В. С. Иванова, Введение в междисциплинарное наноматериаловедение, (Москва: Сайнс-Пресс: 2005). 13. А. П. Шпак, Ю. А. Куницкий, В. Л. Карбовский, Кластерные и наност- руктурные материалы (Киев: Академпериодика: 2001). 14. V. G. Tkachenko, I. N. Maksimchuk, P. Yu. Volosevich et al., High Tem- perature Materials and Processes, 25, Nos. 12: 97 (2006). 15. Н. К. Лашук, В. Г. Ткаченко, В. И. Трефилов, ДАН СССР, 258, № 5: 1103 (1981). 16. А. А. Смирнов, Теория сплавов внедрения (Москва: Наука: 1970). 17. А. А. Смирнов, Теория диффузии в сплавах внедрения (Киев: Наукова думка: 1982). 18. В. Н. Бугаев, В. А. Татаренко, Взаимодействие и распределение атомов в сплавах внедрения на основе плотноупакованных металлов (Киев: Наукова думка: 1989). 19. В. Н. Бугаев, Н. С. Косенко, В. А. Татаренко, В. Г. Ткаченко, В. И. Тре- филов, ДАН СССР, 276, № 5: 1098 (1984). 20. В. Н. Бугаев, Н. К. Лашук, В. А. Татаренко, В. Г. Ткаченко, Металло- физика, 8, № 5: 33 (1986). 21. V. M. Bugaev, V. A. Tatarenko, C. L. Tsynman, B. Z. Yanchitskii, I. N. Mak- simchuk, and V. G. Tkachenko, Int. J. Hydrogen Energy, 24, 135 (1999). 22. В. Г. Ткаченко, И. Н. Максимчук, В. Н. Бугаев, Влияние водорода на концентрацию вакансий и физические свойства твердых растворов (Ки- ев: 1999) (Препринт/НАН Украины. ИПМ № 1, 1999). 23. V. G. Tkachenko, V. A. Tatarenko et al., Metallofiz. Noveishie Tekhnol., 23, No. 3: 367 (2001). 24. V. G. Tkachenko, B. G. Strongin, I. N. Maksimchuk et al., Int. J. Hydrogen Energy, 21, Nos. 1112: 1091 (1996). 25. V. G. Tkachenko, I. I. Schulyak, A. V. Strutinsky et al., Hydrogen Materi- als Science and Chemistry of Metal Hydrides (Dordrecht, Netherlands: Klu- wer Academic Publishers: 2002), p. 77. 26. V. G. Tkachenko, I. N. Maksimchuk, P. Yu. Volosevich et al., High Tem- perature Materials and Processes, 25, Nos. 12: 97 (2006). 27. V. G. Tkachenko, Strength Physics of Less-Common Metals and Their Alloys (London: Cambridge Int. Sci. Publish.: 2008). 28. И. П. Суздалев, П. И. Суздалев, Успехи химии, 75, № 5: 715 (2006). 29. С. А. Воронов, Л. П. Переверзева, Ю. М. Поплавко, Физическое мате- риаловедение (Киев: НТУУ «КПИ»: 2004), ч. 1, с. 194. 30. В. Н. Гриднев, В. И. Трефилов, Физико-химические исследования жаро- прочных сплавов (Москва: Наука: 1968). 31. A. N. Stroh, Adv. Phys., 24: 418 (1957). 32. В. Г. Ткаченко, Физические основы формирования и восстановления ме- 130 В. Г. ТКАЧЕНКО ханических свойств редких металлов, легких и прецизионных сплавов (Киев: ИПМ НАНУ: 1996). 33. В. Г. Ткаченко, И. Н. Максимчук, В. И. Трефилов, ДАН СССР, 320, № 2: 330 (1991). 34. В. Г. Ткаченко, И. Н. Максимчук, В. И. Трефилов, ДАН СССР, 320, № 3: 615 (1991). 35. В. Г. Ткаченко, И. Н. Максимчук, В. И. Трефилов, ДАН СССР, 320, № 4: 873 (1991). 36. J. R. Moon, Powder Met., 33, No. 2: 114 (1990). 37. В. Г. Ткаченко, ФММ, 52, № 3: 647 (1981). 38. П. Ю. Волосевич, Дислокационные процессы при фазовых и структур- ных превращениях в сплавах железа (Автореф. дисс. … д.ф.-м.н.) (Киев: ИПМ НАН Украины: 2008). 39. Y. Zhou, U. Erb, K. T. Aust, and G. Palumbo, Z. Metallkd., 94, No. 10: 1157 (2003). 40. D. Wolf, V. Yamakov, S. R. Phillpot, and A. K. Mukherjee, Z. Metallkd., 94, No. 10: 1091 (2003). 41. V. G. Tkachenko, V. A. Tatarenko, A. N. Malka et al., Металлофиз. но- вейшие технол., 23, № 3: 367 (2001). 42. H.-I. Fecht, Z. Metallkd., 94, No. 10: 1134 (2003). 43. H. van Swygenhoven, P. M. Derlet, Z. Budrovic, and A. Hasnaoui, Z. Metallkd., 94, No. 10: 1106 (2003). 44. В. Г. Ткаченко, И. Н. Максимчук, А. И. Кондрашев, Успехи физ. мет., 5, № 3: 313 (2004).

Ähnliche Einträge