Содержание к диссертации
Введение
Глава I. Старение металлических сплавов 10
1.1. Основные современные представления о процессах старения металлических сплавов 10
1.1.1. Скорость старения 18
1.1.2. Роль дефектов кристаллического строения в процессе старения 21
1.2. Экспериментальные методы исследования процесса старения 23
1.2.1. Рассеяние рентгеновских лучей кристаллами стареющих сплавов 24
1.2.2. Микроскопические методы исследования строения стареющих сплавов 26
1.2.3. Метод электросопротивления 27
1.2.4. Измерение магнитных свойств 28
1.2.5. Метод ядерной гамма- резонансной спектроскопии 29
1.2.6. Термический анализ 30
1.2.7. Метод внутреннего трения 30
1.2.8. Измерение механических свойств 31
1.3. Некоторые основные закономерности изменения структуры и свойств при старение медно-бериллиевых сплавов 32
1.4. Старение в металлических сплавах под влиянием внешних воздействий38
1.4.1. Влияние пластической деформации на процессы старения 38
1.4.2. Воздействие статического и динамического давления на процессы старения 41
1.4.3. Старение металлических сплавов под влиянием ультразвуковой деформации 43
1.4.4. Влияние облучения на структуру стареющих сплавов 45
1.4.5. Влияние процесса легирования на стареющие сплавы 47
1.4.6. Влияние постоянного магнитного поля на старение металлических сплавов 48
1.4.6.1. Старение бериллиевой бронзы БрБ-2 в постоянном магнитном поле 49
1.4.6.2. Диффузия и диффузионные процессы в ферромагнитных материалах в постоянном магнитном поле 49
1.4.6.3. Диффузия бериллия в медь 52
1.4.7. Теория термомагнитной обработки материалов и сплавов 53
1.5. Постановка задач и программа исследования 56
Глава II. Исследуемые материалы и методы исследования 58
2.1. Структура и свойства бериллиевой бронзы БрБ-2 58
2.1.1. Химический состав исследуемого материала 58
2.1.2. Физико-механические свойства бериллиевой бронзы БрБ-2 59
2.2. Описание методов исследования 60
2.2.1. Методики приготовления образцов 61
2.2.2. Описание установки для отжигов в ПМП 63
2.2.3. Металлографические исследования 65
2.2.4. Измерение микротвердости 66
2.2.5. Методика рентгеновского определения фазового состава и параметров решетки сплава 67
2.2.6. Метод гидростатического взвешивания 68
2.2.7. Электронно-микроскопический метод исследования структуры состаренных образцов 69
2.2.8. Метод аппроксимации определения параметров тонкой структуры 70
Глава III. Результаты экспериментального исследования старения бериллеевой бронзы БрБ-2 в постоянном магнитном поле и их обсуждение 73
3.1. Влияние постоянного магнитного поля на старение бериллиевой бронзы БрБ-2 73
3.1.1. Металлофафические исследования структуры бериллиевой бронзы БрБ-2 после старения в постоянном магнитном поле 74
3.1.2. Температурные и полевые зависимости микротвердости сплава бериллиевой бронзы БрБ-2, состаренной в присутствии постоянного магнитного поля 78
3.1.3. Результаты рентгенофазового анализа процесса старения бериллиевой бронзы БрБ-2 84
3.1.4. Результаты измерения методом гидростатического взвешивания .90
3.1.5. Анализ данных электронно-микроскопического исследования строения стареющего сплава бериллиевой бронзы БрБ-2 92
3.1.6. Определение величины микродеформаций и размера когерентно -рассеивающих блоков методом аппроксимации 99
3.1.7. Результаты измерения остаточной намагниченности 103
3.2. Качественные теоретические представления о влияние постоянного магнитного поля на процесс старения бериллиевой бронзы БрБ-2 106
Основные результаты и краткие выводы 110
Список использованных источников 113
Приложения 128
- Основные современные представления о процессах старения металлических сплавов
- Метод аппроксимации определения параметров тонкой структуры
- Температурные и полевые зависимости микротвердости сплава бериллиевой бронзы БрБ-2, состаренной в присутствии постоянного магнитного поля
- Качественные теоретические представления о влияние постоянного магнитного поля на процесс старения бериллиевой бронзы БрБ-2
Основные современные представления о процессах старения металлических сплавов
Выделение избыточной фазы из пересыщенного раствора при пониженных температурах приводит к повышению прочности и твердости сплава. Это и называют дисперсионным упрочнением (твердением) или старением. Во время старения обычно возникает множество фазовых выделений, равномерно распределенных по всему объему сплава. Особенно много их во время выдержки при комнатной температуре. В этом случае распад пересыщенного раствора происходит медленно, и его называют естественным старением. С подогревом сплава выделение дисперсных фаз интенсифицируется и называется искусственным старением.
Определим выделение как образование новой фазы в результате пересыщения, которое вызывается изменением температуры твердой фазы [3-5]. Термодинамическим условием выделения является то, что при изменении температуры в системе могут происходить переходы от однофазной к двухфазной области диаграммы состояния для бинарного сплава или от п-фазной к (п+1)-фазной области в общем случае. Ограничимся рассмотрением двойных систем, так как интересующий нас сплав бериллиевой бронзы БрБ-2 можно представить себе, как двухкомпонентный сплав.
Процесс выделения состоит из двух стадий: зарождения и последующего роста выделяющихся частиц. Зарождение выделений более сложный процесс, чем зарождение жидкости из пара или образование зародышей кристаллов из жидкости вследствие трех различных причин: энергия поверхности фазового раздела зависит от геометрического соответствия или несоответствия между выделяющимся зародышем и матрицей; зародыш, имеющий иную кристаллическую структуру, чем матрица, может отличаться по удельному объему или форме от матрицы, в которой он образуется. Это вызывает объемную деформацию или деформацию сдвига в матрице и в зародыше. При построении уравнения свободной энергии для определения критической величины зародыша энергия, связанная с такой деформацией, должна суммироваться с энергией межфазовой поверхности.
Известно, что несовершенства в матрице могут служить местами предпочтительного зарождения вследствие того, что необходимое для них пересыщение может быть меньше, чем пересыщение, требуемое для образования зародыша в идеальной совершенной гомогенной среде.
Предположим, что после резкого изменения температуры (закалки) выделение происходит изотермически. Скорость роста образовавшегося зародыша определяется скоростью, с которой происходит необходимое для этого изменение состава. Обычно требуется замещение некоторых атомов растворителя растворенными атомами и перераспределение атомов в новую кристаллическую структуру. Скорость, с которой это может происходить, обычно определяется диффузией растворенных атомов. Скорость диффузии зависит от температуры согласно закону Аррениуса. Она зависит также от градиента концентрации, который определяется разностью исходного состава матрицы и состава ее у раздела матрицы с выделяющейся частицей, т. е. зависит от равновесного состава и от геометрии частицы. Поэтому градиент концентрации пропорционален степени пересыщения раствора (для частицы данной геометрии) и он увеличивается с уменьшением температуры. Скорость диффузии пропорциональна произведению градиента концентрации (dc/dx) и коэффициента диффузии D. Действительно, для регулярного бинарного твердого раствора выражение для коэффициента гетеродиффузии может быть записано в виде [6]
На начальных стадиях естественного старения в пересыщенном растворе (рисунок 1.1а) возникают обогащенные растворенным компонентом участки, называемые зонами Гинье - Престона [3, 7] (рисунок 1.16). Они имеют вид дисков диаметром в десятки и толщиной в несколько межатомных расстояний. Благодаря диффузии они могут укрупняться и объединяться или рассеиваться. На первый взгляд, образование зон Гинье - Престона энергетически неоправданно и должно приводить к повышению термодинамического потенциала сплава. Схема распада пересыщенного твердого раствора при старении
Это повышение термодинамического потенциала (AZ = Z6 - Za) может быть скомпенсировано другими процессами, снижающими термодинамический потенциал больше, чем на AZ. К такому снижению может приводить устранение дефектности исходного раствора, например, уменьшение концентрации избыточных вакансий. Закаленный от температуры Га твердый раствор пересыщен не только компонентом Б, но и вакансиями. Концентрация вакансий, равновесная при Га, при комнатной температуре оказывается неравновесной. Избыточные вакансии поглощаются границами зерен и дислокациями или создают новые призматические дислокации и поры.
Избыточные вакансии взаимодействуют с атомами растворенного компонента. Энергия связи их приблизительно равна 1 эв. Поэтому в пересыщенном закаленном растворе устойчивы комплексы вакансия -растворенный атом или двойная вакансия - растворенный атом. Перемещение избыточных вакансий к стокам сопровождается и диффузией компонента Б в том же направлении. В месте стока вакансий растворенные атомы сегрегируют и образуются зоны Гинье - Престона. Используя это представление, объясняют и высокую скорость образования зон. Они не имеют определенной структуры и и представляют собой искаженные участки твердого раствора, обогащенные растворенным компонентом. На некоторой стадии размещение атомов в зонах становится упорядоченным. Зона не имеет четких границ, но при исследовании сплавов в электронном микроскопе ее можно выявить.
Следующей стадией распада пересыщенного раствора является образование зародышей новой фазы и их рост (см. рисунок 1.1 в). Образуются они на дислокациях, дефектах упаковки. Вначале зародыши когерентно связаны с исходным раствором и могут отличаться упаковкой и составом от стабильной фазы (3)
Строение новой метастабильной фазы Р и материнского раствора может быть сходным. Различаются они в основном по составу. Термодинамический потенциал р - фазы выше, чем стабильной р-фазы (см. рисунок 1.26). Сосуществующий в равновесии с Р -фазой материнский раствор содержит больше компонента Б, чем это следует из диаграммы стабильного равновесия. Для указанной на рисунке 1.66 зависимости термодинамических потенциалов фаз в равновесии с метастабильной фазой р находится раствор а состава Сг.
Образование р - фазы ведет к снижению термодинамического потенциала сплава (AZ= Za - Z6) и является энергетически оправданным. Термодинамический потенциал снизится, если метастабильная фаза Р превратится в стабильную р. Этот переход часто сопровождается разрушением когерентной связи решеток и образованием нормальной межфазной границы (см. рисунок 1.1 г). Термодинамическим стимулом этого превращения является разность потенциалов AZ = Z5-Za (см. рисунок 1.2). В результате превращения р —» Р растворимость компонента в растворе а понизится до значения Сд.
Число кристаллов избыточной фазы, образующихся при старении, связано с исходной структурой сплава. С увеличением плотности дефектов, способствующих зарождению, число кристаллов р-фазы растет. Очень эффективны в этом отношении предварительная деформация и степень пересыщения. Структура технических сплавов, подвергнутых дисперсионному упрочнению, состоит обычно из множества мелких кристаллов избыточной фазы, распределенных в твердом растворе.
При искусственном старении наблюдаются те же изменения, что и при естественном. Небольшое повышение температуры лишь ускоряет выделение избыточной фазы. При высоких температурах старение может происходить, минуя стадию образования метастабильной фазы Р : из пересыщенного раствора сразу же выделяется стабильная Р-фаза. Изменение температуры старения сказывается и на числе кристаллов избыточной фазы. Это влияние иллюстрируется схемой на рисунке 1 .За.
Скорость зарождения иг кристаллов Р и скорость их роста Up увеличиваются с понижением температуры сплава в связи с ростом пересыщения и возрастанием термодинамического стимула (AZ) распада. Однако, начиная с некоторого переохлаждения, понижение температуры ведет уже к такому замедлению диффузии, что скорость зарождения и особенно скорость роста уменьшаются. И хотя процесс старения затягивается во времени, число кристаллов растет с понижением температуры (пунктирная линия на рисунке 1.3а). Влияние температуры старения на скорость образования зародышей, скорость роста, число кристаллов избыточной фазы (а) и изменение твердости при старении сплава Си+2 вес. % Ве(б)
Метод аппроксимации определения параметров тонкой структуры
Рентгеновский анализ выполняли на аппарате ДРОН-2. В процессе съемки образец вращается вокруг оси, перпендикулярной к его поверхности.
Для исследования выбрали линии дифрактограммах исследованных образцов (111) и (222), снятых в Со и Си-излучениях.
Режим работы: анодный ток - 20 мА; напряжение на рентгеновской трубке - 30 кВ; скорость движения счетчика - 1/8 , щели: 0,25-1-0,5.
В работе для определения истинного физического уширения использовали метод аппроксимации [157, 159, 166].
Этот метод позволяет по изменениям формы линий дифрактограмм определять размеры когерентно рассеивающих блоков, величину относительной микродеформаций и плотность дислокаций. Для этого записывались дифрактограммы для линий эталона и образцов бериллиевой бронзы БрБ-2, состаренных в ПМП и без него. В качестве эталона использовали закаленный образец бериллиевой бронзы БрБ-2. Это позволило акцентировать внимание на процессах старения. Затем необходимо было подобрать функцию, которая наиболее точно описывала бы форму экспериментальных кривых распределения интенсивности рентгеновских линий. Подобрав эту функцию можно определить истинное физическое уширение р по интегральной ширине линии В и ширине линии эталона Ь. На всех этапах обработки данных учитывали дублетность ос-линий и вводили соответствующие поправки. Установлено, что профиль рентгеновских линий наилучшим образом описывался функцией типа ехр(-ах2), соответственно истинное физическое уширение рентгеновских линий различного порядка отражения (111) и (222) сплава БрБ-2 вычисляли по формуле [159]
По величине отношения физических уширений двух дифракционных линий, соответствующих первому и второму порядку отражений ЛИНИЙ Эш/3222 можно судить о физических факторах вызвавших уширение на различных этапах старения. Уширение из-за конечности размеров блоков пропорционально отношению Sec 0, а наличие микроискажений вызывает уширение которое пропорционально отношению tg 0.
Необходимым условием корректности полученных результатов является выполнение условия:
Согласно литературным источникам [159,167,168] на уширение линий влияют два основных фактора - дисперсность блоков и микродеформаций, вызванные дислокациями и различным характером их распределения. Для выяснения ситуации по физическим уширениям линий выполнены расчеты каждого из перечисленных факторов.
Таким образом, используя полученные истинные физические уширения определяем параметры тонкой структуры сплава: средний размер блоков когерентного рассеяния ( D ), плотность дислокаций ( р ) и среднюю относительную деформацию блоков (микродеформацию) ( Ad/d ) по следующим формулам:
При больших углах отражения линии сплава в ряде случаев были размыты и детальное изучение распределения интенсивности в их профиле было затруднено или даже невозможно. В таких случаях параметры тонкой структуры рассчитывали по следующим формулам [159]: где Sin, Э222 - угол 1-го и 2-го порядков отражения рентгеновских линий от плоскости (111) и (222), Pi и, р222 - физическое уширение соответствующей линии, X - длина волны СоКа или СиКа - излучения.
Температурные и полевые зависимости микротвердости сплава бериллиевой бронзы БрБ-2, состаренной в присутствии постоянного магнитного поля
Результаты измерений влияния ПМП на микротвердость бериллиевой бронзы БрБ-2 представлены в таблицах 3.1 - 3.7 (см. Приложение 2). Для наглядности те же данные представлены на рисунках 3.14 - 3.20 в виде графиков зависимости микротвердости Нп от времени старения и от значения напряженности ГГМП (см. Приложение 3). Микротвердость измеряли с помощью микротвердомера HAUSER при нагрузке 50 г и времени нагружения 15 с. Каждое значение микротвердости получали усреднением по 15-20 измерениям. Относительная среднеквадратичная ошибка отдельного измерения составляла 5-15 %, а среднеквадратичная ошибка среднего значения микротвердости 2-5 %. Среднее значение микротвердости в закаленном состоянии составляло от 122 до 137 кГ/ мм2.
Приведенные значения микротвердости при старении без ПМП хорошо согласуются с литературными данными [8], что свидетельствует о повторяемости и достоверности результатов измерений.
Из таблиц, а также из соответствующих им рисунков видно (см. Приложение 2 и 3), что после старения без ПМП при температуре 350 С, 0,17 часа, микротвердость резко увеличивается от 134 до 343 кГ/ мм2. Дальнейшее увеличение отжига от 0,17 до 0,5 часов приводит к спаду микротвердости от 343 до 331 кГ/мм2. Подобные результаты получены и для температуры 300, 325 и 400 С. Такое изменение микротвердости после старения без поля, позволяет сделать вывод, что основная доля процесса старения завершается после первых 10-15 минут отжига, а также напрашивается вывод о том, что процесс старения имеет несколько стадий. Таким образом, выбрав сравнительно кратковременные отжиги, удается установить «тонкую» структуру зависимости микротвердости от времени старения.
Из рисунков видно, что почти все кривые зависимости микротвердости от времени старения качественно имеют один и тот же вид, лишь зависимости при температуре 250 и 500 С не соответствуют ранее отмеченным зависимостям. Это можно объяснить следующим образом. Процесс старения при температуре 250 С идет недостаточно интенсивно, так как такая температура является низкой для заметных атомных перескоков, контролирующих структурные превращения и образование зон Гинье -Престона. Наоборот, при температуре 500 С процесс старения идет наиболее интенсивно и завершается при кратковременных отжигах. Увеличение длительности старения при этой температуре приводит лишь к стабилизации структуры сплава бериллиевой бронзы за счет процессов фазового старения, полигонизации и совершенствования тонкой структуры сплава.
Указанный выше температурный интервал рассматриваемых зависимостей был выбран для того, чтобы лучше проследить кинетику влияния ПМП на процесс старения на всех его стадиях.
Наложение ПМП с напряженностью 7 кЭ на те же режимы термической обработки (время старения) всегда приводит к возрастанию микротвердости образцов по сравнению с состаренными без ПМП. Характер зависимостей не изменяется, что говорит о том, что ПМП не меняет стадийности процесса старения.
Наибольшие значения микротвердости наблюдаются при старении в ПМП после отжига 1 ч: например, при температуре 300 С максимальное значение микротвердости составляет 403 кГ/мм2, а при температурах 325, 350 и 400 С - 417, 428 и 291 кГ/мм2, соответственно. Дальнейшее увеличение температуры старения приводит к более быстрому завершению процесса старения и к меньшей степени влияния ПМП на процесс старения, что, как уже говорилось, хорошо наблюдается при температурах 450 и 500 С.
Зависимость микротвердости от температуры старения при времени старения 1 час и напряженности ПМП 7 кЭ
Рисунок 3.21 еще раз подтверждает высказанное ранее утверждение, что наложение ПМП не изменяет характер протекания процесса старения; кроме того, непосредственно видно, что наложение ПМП увеличивает температурный интервал, в котором значение микротвердости достигает более высоких значений по сравнению со значениями микротвердости в отсутствие ПМП.
Зависимость микротвердости от напряженности постоянного магнитного поля при температуре старения 350 С и времени старения 1 час
Полевая зависимость микротвердости показала, что эффект влияния ПМП пропорционален напряженности ПМП, что определило выбор его максимального рабочего значения для экспериментов, равного 7 кЭ.
В таблице 3.8 и на рисунке 3.22 приведены результаты измерения зависимости микротвердости образцов, состаренных при температуре 350 С и времени 1 час от напряженности приложенного ПМП. Видно, что с увеличением напряженности ПМП кривая микротвердости ведет себя неоднозначным образом. Сопоставив данные рисунков 3.17, 3.21 и 3.22 можно сказать, что микротвердость увеличивается от 134 до 428 кГ/мм2, т.е. максимальный прирост микротвердости 294 кГ/мм2 по сравнению с закаленным образцом достигается именно при наложении ПМП с напряженностью 7 кЭ. Таким образом, был сделан вывод, что оптимальным режимом термомагнитной обработки в исследованном интервале режимов является старение при температуре 350 С, времени старения 1 час и напряженности ПМП 7 кЭ, поскольку при этом значении температуры, напряженности ПМП и времени старения достигаются существенные значения физико-механических свойств.
Проверка объемности процесса старения под влиянием ПМП Для проверки однородности и равномерности фазовых и структурных превращений по объему образца бериллиевой бронзы БрБ-2 при закалке и последующем старении проводили измерения микротвердости на поперечном шлифе образцов в центральных точках (вблизи оси цилиндрических образцов) и вблизи боковой поверхности образцов. Данные измерений приведены в таблице 3.9. Из таблицы 3.9 видно, что в пределах ошибки микротвердость на поверхности и внутри образца имеет одинаковые значения, что и подтверждает однородность и равномерность эффекта влияния ПМП на старение по образцу.
С этой же целью был проведен локальный рентгеноспектральный анализ состава образцов бериллиевой бронзы БрБ-2 в закаленном состоянии, а также после термической и термомагнитной обработок на рентгеновском микроанализаторе SUPERPROBE 733.
Результаты показали, что содержание элементов в образцах соответствует паспортным значениям и различие в составе в центральной и периферийных частях образца не наблюдается в пределах погрешности измерений.
Качественные теоретические представления о влияние постоянного магнитного поля на процесс старения бериллиевой бронзы БрБ-2
Анализируя полученные экспериментальные данные по влиянию ПМП на старение бериллиевой бронзы БрБ-2 и существующие представления о механизмах влияния ПМП на диффузионные процессы в ферромагнитных материалах, можно предложить следующие возможные механизмы влияния ПМП на старение бериллиевой бронзы БрБ-2:
1. Механизм упрочнения за счет взаимодействия дислокаций с постоянным магнитным полем. Влияние ПМП на процесс старения в медно-бериллиевом сплаве может быть реализовано через изменение концентрации дислокаций в сплаве при включении ПМП. Теоретически на такую возможность указывается в нескольких работах. Как показано в работе [133], наложение ПМП приводит к изменению концентрации дислокаций на величину где N - исходная концентрация дислокаций единичной длины в единице объема; п - число компланарных дислокаций в плоских скоплениях; Дтн -напряжение сдвига, равное разнице магнитострикционных и сторонних напряжений; Ха и Хр - магнитные восприимчивости дислокации и матрицы соответственно; Н - напряженность ПМП; о"ц и ст - поверхностное натяжение на границе дислокация-матрица в ПМП и без него; гн и г - геометрические параметры дислокации в ПМП и без него. Таким образом, AN определяется величиной магнитострикционных и сторонних напряжений, различием в магнитных свойствах дислокаций и матрицы и изменением механического состояния объемов, занимаемых дислокациями, выражающимися в изменении их поверхностной энергии и величины активационного объема.
В работе [176] предполагается, что дислокация с собственным магнитным моментом, при помещении образца в магнитное поле, в результате взаимодействия магнитного момента дислокации с ним изменяет свою Ф энергию. В результате этого, число дислокаций, способных преодолеть потенциальный барьер U при деформировании возрастает и, согласно [176], становится равным где Pm - магнитный момент дислокации; а и N0- константы; Н - напряженность магнитного поля. Это может привести к перераспределению и изменению концентрации дислокаций и, как следствие, изменению прочностных свойств сплава. Сведения о численных значениях перечисленных параметров, tfi входящих в уравнения (3.6) в литературе не найдены, поэтому теоретически оценить изменение концентрации вакансий не представляется возможным.
Экспериментальные результаты данной работы показывают, что относительные колебания плотности дислокаций, определенных рентгенографическим методом, при включении ПМП, например, при оптимальной температуре старения 350 С, составляют є=0,8: pHs (5,6±1,5)-1010 1/см2 в ПМП и рн-о= (3,5±0,9)-10 1/см2 (см. раздел 3.1.6). Предполагая, что длина дислокаций в дислокационном каркасе такого же порядка, как их среднее расстояние между их выходами на поверхность, легко видеть, что объемная доля N и поверхностная п плотности дислокаций связаны соотношением где P=(N-NH)/N - относительное изменение объемной плотности дислокаций при включении ПМП.
Оценки показывают, что при а=\, Р=1- (І-є)3/2=0,9 получим Pms2,0-10"17 ед. СГС (Гс-см3). Для сравнения приведем значение магнитного момента электрона /%=9,27-10"19 эрг/Гс.
Таким образом, изменение дислокационной структуры матрицы при старении в ПМП может оказать влияние на протекание диффузионно-контролируемых процессов старения. Поскольку в процессе старения постоянно происходит перераспределение дислокаций, связанное с включением ПМП, взаимодействием полей концентрационных, дислокационных, примесных (размерных) и т.д. напряжений, аналитически описать кинетику изменения плотности дислокаций и физико-механических свойств не представляется возможным.
2. Механизм парного взаимодействия атомных комплексов медь-бериллий.
Парные атомные комплексы Си - Си, Си - Be, Be - Be в сплаве могут обладать магнитными моментами разной величины, взаимодействовать друг с другом и с ПМП. Магнитное поле оказывает ориентирующее воздействие на моменты пар в сплаве, что может привести к направленному упорядочению в сплаве и повлиять на прочностные свойства при включении ПМП.
Проведем оценку магнитного момента атомных комплексов. Пусть пВс — абсолютная атомная концентрация бериллия в сплаве бериллиевой бронзы БрБ-2. Оценка среднего расстояния между атомами бериллия гВе при относительной концентрации бериллия Спетн=0,05 от. ат. ед. показывает, что оно в 3 раза больше среднего расстояния между узлами решетки меди. Таким образом, атомы бериллия можно считать невзаимодействующими между собой. Оценим число пар комплексов медь-бериллий и бериллий-бериллий, содержащихся в единице объема, получаем: Ncu-Be=CBeOT"-z-ncu0s5,l-1022 1/см3, NBu.Be-(CBeOTH)2-nCu0s2,l-1020 1/см3, где z - координационное число.
При оптимальной температуре старения 350 С магнитный момент для каждой пары атомов можно оценить по формуле: сплава, рси - плотность меди. Таким образом, получаем PmCu"Be=6,3-10"29 Гссм3 иРтВе-Ве=1,5-10-26Гс-см3.
Сравнивая эти значения с оценкой величины Рт для дислокации, можно сделать вывод, что они пренебрежимо малы и дислокационный механизм воздействия более вероятен.
3. Механизм влияния ПМП на примеси, содержащиеся в сплаве. Существование примесей в сплаве может играть не последнюю роль в объяснении природы влияния ПМП на упрочнение в сплаве, так как их существование в сплаве делает его более восприимчивым к влиянию ПМП при термической обработке. Существующие примеси и их комплексы, обладая магнитным моментом, создают магнитную анизотропию при термомагнитной обработке, тем самым, вносят положительный вклад в намагниченность сплава.
Оценим число парных атомных комплексов для примесей, например для Nis0,3 ат. % 0,003, тогда №=(С№отн)2-пСи=7,6-1017 1/см3 и /VNiSCNjOTH-nCu=2,5-1018 1/см3, следовательно PmNi"Ni=4,1 10"24 Гс-см3 и РтЫ=1,2-10-25Гс-см3.
Таким образом, магнитный момент парных атомных комплексов также пренебрежимо мал.
