ОБ ЭВОЛЮЦИИ ДЕФОРМАЦИОННЫХ ДЕФЕКТОВ В МЕТАЛЛАХ КАК СЛЕДСТВИЕ ВЗАИМОДЕЙСТВИЯ С РАДИАЦИОННЫМИ

К.М. Мукашев, К.С. Шадинова

Казахский национальный педагогический университет им. Абая.

Как известно, достаточно высокой эффективности в повышении конструкционной прочности изделий из тугоплавких металлов можно достичь за счет технологических факторов, связанных с предысторией материала [1]. Прочность это свойство материала, зависящее от его природы и структурного состояния. Прочность реальных конструкционных материалов из-за наличия дефектов структуры на два-три порядка ниже теоретической, характеризуемой сопротивлением разрыву межатомных связей. Поэтому практически все технологические методы повышения конструкционной прочности материалов основаны на создании такого структурного состояния, при котором обеспечивалось бы сведение к минимуму влияния имеющихся дефектов, в том числе на субмикроуровне (дислокации) [2]. Этого можно достигнуть путем легирования, термической, термомеханической и химико-термической обработок, а также повышением чистоты выплавляемого металла.

В то же время повышение прочности материала путем использования различных технологических процессов, как правило, сопровождается снижением характеристик пластичности, вязкости разрушения и возникновением переменных напряжений. Если уровень переменных напряжений превышает некоторый предел, то в материале происходит процесс постепенного накопления повреждений, что приводит к образованию новых субмикроскопических трещин. По мере наработки, длина этих трещин увеличивается, затем они объединяются, образуя более протяженную трещину. У корня этой трещины возникает местное увеличение напряжений, которое облегчает ее дальнейшее развитие. Трещина, постепенно развиваясь и ослабляя сечение, вызывает в некоторый момент внезапное разрушение детали. Последнее нередко связано с аварией и тяжелыми последствиями.

Но появлению микротрещины, способной вызвать разрушение кристаллического тела, предшествует образование еще более микроскопических по масштабу дислокационных трещин, родоначальником которых являются дислокационные дефекты [3]. Дислокации представляют особый вид несовершенств в кристаллической решетке. Именно с позиции теории дислокаций рассматриваются прочность, фазовые и структурные превращения. Дислокацией называется линейное несовершенство, образующее внутри кристалла зону сдвига. К основным видам дислокации относятся краевые, винтовые и смешанные. Дислокации образуются в процессе кристаллизации металлов, пластической деформации и фазовых превращений. Важной характеристикой дислокационной структуры является плотность дислокаций. Под плотностью дислокаций принято считать отношение суммарной длины дислокаций к объему , который они занимают:

.

Отожженные металлы содержат плотность дислокаций порядка . При холодной пластической деформации она достигает уровня .

Поле напряжений, возникающее в результате пластической деформации, воздействует на структуру металла таким образом, что в нем осуществляется несколько механизмов диссипации внесенной деформацией энергии, которые стремятся снизить воздействие этого поля, в том числе за счет объединения дислокаций в структуры большего масштаба. Две одиночные дислокации до объединения обладают большей суммарной энергией, чем после объединения. При этом одновременно уменьшается область участка, деформированного наличием дислокаций. Множеству дислокации энергетически выгодно объединиться в ряды одинаково направленных дислокаций. Управляющим параметром поведением металлических систем является концентрация дислокаций. Когда ее становятся настолько много, что расстояние между ними снижается до критического значения, начиная с которого они активно взаимодействуют между собой. Результатом этого взаимодействия являются коллективные эффекты. В коллективе дислокационных структур наблюдается сложное согласованное поведение, не присущее одиночным дислокациям. Оно приводит к значительному усилению диссипации внесенной извне энергии. Коллективные эффекты позволяют целым группам дислокаций действовать как единое целое и формировать более сложные структуры за счет сил междислокационного взаимодействия, проявляющиеся в виде трещины [4].

Повышение концентрации дислокаций сопровождается также структурным изменением материала. Последнее можно считать предвестником процесса усталости, когда металл с повышением плотности дислокаций приближается к точке разрушения. Заключительный этап разрушения – это разделение макроскопического тела на части. Оно может наступить в результате лавинообразного распространения магистральной трещины через все сечение тела. Причиной этого может быть момент, когда в кристалле начинают проявляться силовое взаимодействие дислокаций, вызванное коллективным эффектом. В результате происходит лавинообразное объединение микротрещин в магистральную в некотором наиболее ослабленном месте [2]. Поэтому крайне важно четко представлять себе, что на пути проникновения в глубины микромира и макрокосмоса именно конструкционные материалы первыми принимают на себе все удары сопротивляющейся материи. Эти воздействия не остаются для них без последствий, особенно если эти воздействия напрямую меняют их атомную и кристаллическую структуру. Знание откликов материалов на подобные вмешательства позволяет сделать их более устойчивыми и приспособленными к еще более сложным условиям эксплуатации.

Следовательно, можно утверждать, что в природе все взаимосвязано: создание и разрушение – процессы взаимообратные и механизмы разрушения материалов закладывается в процессе их формирования. Из этого следует, что при создании конструкции высокой прочности и надежности необходимо опираться на постулат о термодинамическом равновесии среды как высшей стадии в достижении совершенства, то есть конструкции должны быть созданы так, чтобы они были как можно ближе к равновесному состоянию и поддерживали бы эти условия в течение всего времени эксплуатации. В отношении реальных металлов этого можно добиться равномерным распределением структурных дефектов по всей массе детали. Для этого в кристалле необходимо обеспечить такие состояния, при которых сложные структурные элементы были бы трансформированы в более простые, например, в точечные, которые обладают минимальной внутренней энергией. Результаты исследований в этом направлении свидетельствуют о том, что резервы повышения прочности конструкционных материалов далеко еще не исчерпаны. Коэффициент использования металла по критериям прочности и жесткости можно значительно повысить применением метода радиационного воздействия.

Облучение ядерными частицами высокой энергии оказывает существенное влияние на механические свойства конструкционных материалов [5]. Данное влияние в значительной степени определяется характером взаимодействия материала со сложным комплексом возникающих при этом радиационных дефектов. По мере накопления радиационных повреждений твердость материала растет, увеличивается предел текучести и снижается ударная вязкость. Облучение существенно активизирует коррозионные процессы в металлах. Результатом облучения может быть и радиационное распухание как следствие увеличение объема и снижения плотности. Это явление обнаружено практически во всех металлах и сплавах при облучении в диапазоне температур (0,3-0,5)Т_пл, где Т_пл- температура плавления металла .

К моменту постановки этих экспериментов с целью изучения радиационной модификации структуры тугоплавких металлов в результате облучения высокоэнергетическими протонами, фактически не было ни одной работы в открытой печати, посвященной этому вопросу. Поэтому изучение возможностей радиационной трансформации сложных структурных нарушений типа дислокации в конструкционных материалах под воздействием мощных пучков протонов было выполнено на примере бинарных сплавов Ti, легированного Sn в указанных в таблице 1 концентрациях, температура полиморфного превращения которых в этом интервале претерпевает слабое изменение [6]. Облучению протонами с Е = 30 МэВ до двух значений флюенсов 5·10¹⁵ и 2,5·10¹⁶ см^-2 подвергались образцы, имеющие исходное отожженное (в вакууме при температуре 900⁰С) и деформированное на e = 50 % состояния с целью выяснения не только роли легирующих примесей, но и предыстории материала в образовании конечной дефектной структуры материалов. Следует подчеркнуть, что для протонов с Е = 30 МэВ толщина используемых образцов в 1 мм совершенно недостаточна для обеспечения их полного торможения. Расчетное значение энергии протонов на оборотной стороне образцов отличается от энергии падающих частиц на 5-6 МэВ. Поэтому все изучаемые образцы облучались фактически на «прострел».

Таблица 1

Вероятность аннигиляции позитронов в облученных протонами сплавах титана

Состав сплавов, ат.%.	Состояние материалов
	Отожж	Деформ e =50%	Флюенс протонов, Е=30 МэВ
			5·10^15 см ^–2		2,5·10^16 см ^–2
			После отжига	После e =50%	После отжига	После e =50%
Ti	0,22	0,38	0.30	0,41	0,42	0,45
Ti-1,2 Sn Ti-2,5 Sn Ti-4,3 Sn Ti-6,2 Sn Ti-7,6 Sn	0,25 0,22 0,26 0,27 0,26	0,44 0,39 0,41 0,41 0,43	0,36 0,29 0,28 0,34 0,30	0,32 0,34 0,37 0,33 0,36	0,38 0,31 0,38 0,37 0,41	0,36 0,38 0,40 0,46 0,41
Погреш. ±	0,02	0,02	0,02	0,02	0,02	0,02

В качестве основного метода исследования структуры металлов был выбран метод позитронной спектроскопии, сущность которой заключается в следующем [7]. Позитроны, испускаемые радиоактивным источником, проникают в структуру металла и локализуются в местах с пониженной электронной плотностью, которыми являются все виды дефектов кристаллической структуры. Основным структурно чувствительным параметром при этом служит вероятность аннигиляции позитронов со свободными электронами W_P = S_p/S_o, определяемая в результате обработки экспериментального спектра. Анализ результатов эксперимента показывает (таблица 1), что для исходного состояния материалов повышение концентрации легирующих элементов слабо влияет на характер аннигиляции позитронов. В то же время пластическая деформация на e =50% и облучение протонами отожженных сплавов при флюенсе 5·10¹⁵ см^-2 приводит к существенному возрастанию вероятности аннигиляции позитронов в среднем на 36% для Ti, что является свидетельством образования новых структурных дефектов в нем.

В свете этого, значительный интерес может представить поведение сплавов системы Ti-Sn, подверженных тем же видам обработки, что и Ti. Если принять значение аннигиляционного параметра W_P, соответствующего деформированному на e = 50% состоянию сплавов, как насыщающим, то полученные результаты для облученных протонами сплавов из отожженного состояния свидетельствуют о том, что в этих материалах отсутствует факт стремления аннигиляционного параметра к насыщению в пределах достигнутого уровня флюенса – 2,5·10¹⁶ см^-2. Увеличение значения аннигиляционного параметра в зависимости от флюенса характеризует соответствующий рост концентрации радиационных дефектов в структуре материалов. Наибольшее повышение концентрации позитронных ловушек (дефектов) в результате протонного облучения обнаруживают сплавы, содержащие в 1,2 и 7,6 ат.% Sn, т.е. именно эти сплавы проявляют определенную нестабильность воздействию протонного излучения.

Анализ результатов облучения сплавов до флюенса 5·10¹⁵ см^-2, имеющих предварительно деформированное состояние, свидетельствует о возникновении в структуре этих материалов совершенно противоположной картины. Вероятность аннигиляции позитронов практически для всех изученных сплавов данной системы принимает в этом случае заметно низкие значения, чем до облучения. Эту тенденцию она сохраняет при повторном облучении до флюенса 2,5·10¹⁶ см^-2, что свидетельствует о значительной роли предыстории материала и природы легирующей примеси в образовании структурных нарушений в результате протонного облучения. Первоначальное снижение вероятности аннигиляции позитронов W_P в результате протонного облучения деформированных материалов, вероятно, связано с соответствующим падением эффективности структурных нарушений, созданных в результате пластической деформации, к захвату позитронов. Последующее повышение W_P, очевидно, вызвано с возможной радиационно стимулированной перестройкой дислокационной структуры сплавов в результате протонного облучения. Следовательно, наблюдаемое при этом увеличение аннигиляционного параметра W_P с 15 до 63 % в основном связано соответствующим ростом концентрации радиационных дефектов в металлах. Расчет среднего размера этих центров на основании одноловушечной модели захвата позитронов для сплава Ti-2,5 ат.% Sn, облученного протонами с Е=30 МэВ до флюенса 2,5·10¹⁶ см^-2, дает величину R_V=10Å, т.е. в исследуемых материалах можно предполагать образование поливакансионных скоплений, находящихся ниже пределов разрешающей способности просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ). Дело в том, что на экране ПЭМ можно наблюдать только протяженные дислокации виде темных линий. Вследствие малой ширины последних, ПЭМ позволяет изучать дислокации со средней плотностью r>10¹⁵ m^-2. На сегодняшний день, можно сказать, это единственный метод, который дает возможность наблюдать в металлах непосредственно как отдельные дислокации, так и их скопления. Но точечные дефекты, каковыми являются вакансии и их скопления, совершенно не доступны ПЭМ. Кроме того, для ПЭМ нужно готовить специфические образцы. И здесь незаменимым инструментом исследования выступает метод позитронной спектроскопии [7].

Для того, чтобы с максимальной достоверностью выявить наиболее характерные особенности процесса, необходимые для точной идентификации структурных нарушений, Ti и его сплав Ti – 7,6 ат.%Sn, прошедшие все три вида обработки, были изучены дополнительно методом изохронного отжига. Результаты этих исследований отражены на рис. 1 (а и б) в виде кривых изохронного отжига, соответственно. Здесь же, в каждом случае для установления природы структурных превращений приведены кривые (1) отжига деформированных материалов. Сравнение результатов отжига для всех состояний материалов позволяет сделать весьма важные выводы о некотором перераспределении дефектов в кристаллической структуре, подвергнутой комбинированной обработке. Для Ti в результате облучения протонами до флюенса 2,5·10¹⁶ см^-2 из деформированного состояния в области температур от 60 до 220°С наблюдается ярко выражения низкотемпературная стадия (кривая 2). Такое аномально низкое значение температуры начало восстановления свойств дефектных металлов было обнаружено впервые. Оно возникло в результате трансформации, эволюции и перераспределения исходной дефектной структуры, созданной сильной пластической деформацией и под действием мощного протонного излучения. Данная стадия, как по форме, так и по интервалу температурной области проявления значительно отличается от соответствующей стадии кривой отжига для деформированного титана (кривая 1), не подверженного облучению. Изменение скорости счета в максимуме спектра при этом составило DN₁=11% в отличие от DN = 5 %, полученного в результате отжига деформированного титана. Кроме того, в интервале температуры 330 - 360°С наблюдается вторая, высокотемпературная стадия, для которой DN₂ = 2,5%. Характер структурных нарушений в каждом случае дополнительно можно уточнить посредством определения энергии активации миграции дефектов. Ее величина по стадиям приняли величины Е_а1 = 1,21 эВ и Е_а2 = 1,93 эВ, соответственно. Если исходить из результатов отжига деформированного Ti с параметром Е_а1 = 1,43 эВ, то в данном случае мы имеем дело, вероятно, с более простыми, поливакансионными дефектами. Значение Е_а2 = 1,93 эВ с точностью до второго знака совпадает с аналогичным параметром для деформированного Ti. Подобное обстоятельство еще раз свидетельствует в пользу предположения об эволюции дислокационной структуры и частичной ее трансформации в вакансионную.

1 - деформированное на e = 50%; 2 - облученное протонами из деформированного состояния; 3 - то же из отожженного состояния. Рис. 1 Кинетика отжига Ti (а) и сплава Ti-7,6 ат. % Sn (б), подверженных различным воздействиям

Для деформированного сплава Ti – 7,6 ат.%Sn характерной была кривая отжига с двумя явно выраженными стадиями возврата свойств (рис. 1б, кривая 1). Облучение этого материала протонами приводит к стиранию резкой границы раздела между стадиями (кривая 2), которые плавно переходят одна в другую, занимая единый температурный интервал от 150 до 450°С с присущим для этого случая значением Е_а = 1,60 эВ, которая, вероятно, соответствует некоторому более сложному комплексу, созданному радиационно - стимулированным процессом, протекающим в материалах в результате протонного облучения, имеющему вакансионно-примесную и одновременно дислокационную структуру. Облучение Ti и его сплава с Sn из отожженного состояния сопровождается образованием в структуре материалов дефектов с одной стадией возврата (кривые 3). Начало возврата свойств этих материалов практически совпадают и находятся в области температуры 140 - 150°С. Полный отжиг структурных дефектов в Ti завершается при температуре ~250°C, тогда как для сплава он затягивается до температуры 300 - 320°С.

Таким образом, присутствие в исходной структуре материала деформационных дефектов и легирующих элементов приводит к значительному изменению спектра исходных нарушений. Роль последних в радиационном повреждении конструкционных материалов проявляется не только в торможении развития процесса распухания, но и в эволюции, трансформации и перераспределении первичных дислокационных дефектов.

Литература

1. Новиков И.И., Ермишкин В.А. Микромеханизмы разрушения металлов.

– М.: Наука. 1991. 366 с.

2. Новиков И.И Дефекты кристаллического строения металлов. –М.:

Металлургия. 1983. 231 с.

3. Фридель Ж. Дислокации. –М.: Наука. 1974.

4. Конева Н.А. Классификация, эволюция и самоорганизация дислокационных

структур в металлах и сплавах // Соросовский образовательный журнал. 1996.

№ 6. С. 99-107.

5. Ибрагимов Ш.Ш., Кирсанов В.В., Пятилетов Ю.С. Радиационное повреждение

металлов и сплавов. –М.: Энергоатомиздат.1985. 272 с.

6. ГОСТ 19807-74. Титан и титановые сплавы, обрабатываемые давлением.

7. Мукашев К.М. Физика медленных позитронов и позитронная спектроскопия.

– Алматы. 2010. 508 с.