Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Общие сведения о структуре и фижо-механических свойствах материалов, используемых в магнитной видеозаписи 9
1.1 Особенности кристаллической структуры и межатомных взаимодействий в сплавах Ре - & - /\Е 9
1.2 Физико-механические свойства сплавов системы Ге - Si - At 22
1.3 Современные представления о влиянии электри ческих и магнитных полей на физико-механичес кие свойства металлов и сплавов 30
1.4 Инженерная прочность окисных ферромагнетиков (ферритов), используемых в магнитной видеозаписи 35
1.5 Постановка задачи 39
Глава 2. Объекты и экспериментальные методы исследова ний 42
2.1 Экспериментальные методики оценки прочност ных свойств магнитных материалов 42
2.2 Методики исследования структурных превращений 45
Глава 3. Исследование природы хрушіого состошш спла ва сендаст и разработка способов повьшения его прочностных свойств 51
3.1 Исследование физико-механических свойств сплава сендаст 52
3.2 Структурные превращения в сендасте при его термической обработке 67
3.3 Разработка режима термической обработки сплава сендаст с целью повышения его эксплуатационных свойств 91
Глава 4. Исследование влияния магнитного и электрического полей на прочностные свойства сплава сендаст 110
4.1 Исследование прочностных свойств ферромагнит ного сплава Ре - Si - Дс во внешнем магнитном поле 110
4.2 Влияние электрического тока на прочностные свойства сплава сендаст 120
Глава 5. Исследование влияния термической обработки на прочностные свойства Мп -Ъп ферритов, используемых в технике магнитной видеозаписи 128
5.1 Особенности разрушения и прочностные свойства Мп -2>п феррита после горячего прессования 129
5.2 Влияние термической обработки на катионное распределение, локальные искажения кристаллической решетки и прочностные свойства Мп -7хП феррита 134
Основные выводы 142
Литература 144
- Физико-механические свойства сплавов системы Ге - Si - At
- Инженерная прочность окисных ферромагнетиков (ферритов), используемых в магнитной видеозаписи
- Структурные превращения в сендасте при его термической обработке
- Влияние электрического тока на прочностные свойства сплава сендаст
Введение к работе
В постановлении XXW съезда Коммунистической партии Советского Союза по проекту ЦК КПСС "Основные направления экономического и социального развития СССР на 1961 - 1985 годы и на период до 1990 года" предусматривается опережающее развитие прецизионных сплавов, а также разработка и внедрение высокоэффективных методов повышения прочностных свойств металлов и сплавов. К числу материалов, обладающих высокой склонностью к хрупкому разрушению,относятся тройные сплавы системы
Ре - St - At (сендаст), Мп - Zn ферриты. Интерес советских и зарубежных исследователей (Селисский Я.П., Поли -щук В.Е., Молотилов Б.В., Глезер A.M., Ямамото М. и др.) к сендасту обусловлен большими возможностями его практического применения в головках магнитной видеозаписи и других электротехнических устройствах. Сендаст в значительной мере удовлетворяет требованиям, предъявляемым к материалам для таких устройств благодаря удачному сочетанию его уникальных магнитных и электрических свойств ( JUo = 35000, JJmax= II8000-I80000,
8S = 0,1 Тл, Но = 3,1 КГ4 А/м, Р = 0,8-КГ6 Ом м). Вместе с тем немаловажное значение для практического применения имеют и его прочностные характеристики, определяющие износостойкость, надежность и срок службы изделий. Сведения об исследовании прочностных свойств сплава сендаст до настоящего времени носят фрагментированный характер, а причины его низкой инженерной прочности систематически не изучены.
Для понимания механизмов, обуславливающих склонность сен-даста к хрупкому разрушению, и поиска путей целенаправленного повышения его инженерной прочности, весьма важной научной и практической задачей является точная идентификация структурных состояний сплава в различных температурных интервалах, а также выяснение влияния упорядочения, характера межатомной связи, энергетического состояния структурных дефектов на его физико-механические свойства [3] .Кроме того важно выяснить влияние электромагнитных полей на хрупкое состояние сендаста, так как в процессе эксплуатации изделия из этого сплава находятся под их воздействием.
Не менее важно решение перечисленных вопросов и для Мп -Zn ферритов, используемых в качестве материалов для сердечников магнитных головок. Поэтому, как перспективность практического использования, так и необходимость выяснения факторов, определяющих склонность материалов к хрупкому разрушению, делают актуальной задачу комплексного исследования сплава сендаст и Мп - Ъп феррита, а также поиск режимов термической обработки, способствующих повышению характеристик ин -женерной прочности указанных материалов.
Настоящая работа выполнена в соответствии с Координационным планом АН СССР.
Цель работы состояла в комплексном исследовании влияния термической обработки, электрического и магнитного полей на хрупкое состояние сплава сендаст и Мп - Ъп феррита, а также в разработке режимов обработки, позволяющих значительно повысить их сопротивление хрупкому разрушению. Для достижения указанной цели были поставлены следующие задачи:
Комплексные исследования природы хрупкого состояния сплава сендаст на основе анализа его микроструктуры, особенностей кристаллической решетки, межатомных взаимодействий.
Обоснование и разработка режима термической обработки сендаста, способствующего значительному повышению технологи- ческих и эксплуатационных свойств сплава.
Изучение и выяснение природы влияния относительно слабых электрического и магнитного полей на характеристики прочности сплава сендаст.
Определение причин повышенной склонности к хрупкому разрушению Мп - Zn феррита.
Большинство результатов экспериментального исследования структуры и физико-механических свойств сплава сендаст получено впервые: -Обнаружена неизвестная ранее для сендаста фаза, обогащенная атомами Si и /\ , расположенная в приграничных зонах кристаллитов. Такая фаза обладает повышенной степенью кова-лентной составляющей межатомной связи, более значительными, по сравнению с матрицей сплава локальными искажениями кристаллической решетки и является одной из причин интеркристаллитной хрупкости материала.
Существенно дополнены сведения о межатомных взаимодействиях, а также характере упорядочения атомов и дефектов в сплаве сендаст после различных режимов термической обработки. Выявлена преимущественная локализация атомных вакансий в -подрешетке, для которой свойственна повышенная степень кова-лентности межатомной связи.
Впервые изучено воздействие относительно слабых магнитных полей на прочностные свойства сплава сендаст и предложен механизм, описывающий такое влияние.
Обнаружено повышение трещиностойкости сендаста после протекания тока плотностью (0,15-0,25)-10 к/и , что связано с упорядочением вакансий и нарушением ковалентных связей типа
Ре - Si между атомами dL и - подрешеток. —Изучена роль катионного распределения и валентного состояния ионов на склонность Мп - Zn феррита к хрупкому разрушению. Полученные данные указьгоают на возможность изменения его хрупкого состояния путем применения термической обработки, позволяющей уменьшить содержание кислорода в феррите.
Разработан режим термической обработки сплава сендаст, который позволил существенно повысить его прочностные характеристики (предел прочности - в три раза, нагрузку появления трещин - в десять раз) по сравнению со сплавом, обработанным по стандартной технологии. Наряду с увеличением прочностных характеристик сендаста после термической обработки по предложенному режиму улучшаются другие эксплуатационные параметры магнитных головок, изготовленных из этого сплава (величина отдачи возрастает в два раза, отношение сигнал/шум на 15%).
Внедрен в производство способ термической обработки сплава сендаст, получен экономический эффект в условиях опытного производства ВНИИТР П2000 рублей в год.
Разработан режим термической обработки Мп - Zn феррита, позволяющий увеличить их трещиностойкость в 8-Ю раз.
Сформулированные представления о природе хрупкого состояния исследованных материалов и разработанные способы повышения их прочностных свойств позволяют более целенаправленно вести работы по снижению склонности к хрупкому разрушению сплавов, для которых свойственна высокая доля ковалентной составляющей межатомной связи.
Основные положения, выносимые на защиту:
Результаты комплексных исследований прочностных свойств сплава сендаст.
Особенности упорядочения атомов и дефектов, характера межатомных связей в сплаве сендаст после различной термической обработки.
Способ термической обработки сендаста, заключающийся в отжиге сплава при П70С І 20С в течение 2 і 0,08 часа, отпуске при 650С і 20С в течение 0,5 — 0,03 часа с последующим охлаждением на воздухе, который позволяет существенно повысить его прочностные характеристики по сравнению со сплавом, обработанным по стандартной технологии.
Представления о природе хрупкого состояния материалов с повышенной долей ковалентной составляющей межатомной связи.
Повышение характеристик прочности сплава сендаст после ft р протекания тока плотностью (0,15-0,25)*10 А/м , а также в от- носительно слабых магнитных полях Н *= 16 '10 А/м и механизмы, описывающие это явление. - Влияние низкотемпературной (300-350С) обработки на ка- тионное распределение, валентное состояние ионов марганца и прочностные свойства Мп - Zn феррита.
Физико-механические свойства сплавов системы Ге - Si - At
К настоящему времени известно лишь небольшое количество работ, посвященных изучению механических свойств сплавов Ре - Si - М типа сендаст. Авторы [37] отмечают высокое значение твердости этого материала ( HV = 520-560). Сендаст отличается высокой склонностью к хрупкому разрушению, легко превращается в порошок [38] . Однако природа хрупкого состояния сплава сендаст остается не ясной. Известно, что для упо рядочивающихся сплавов основными факторами, определяющими их хрупкое состояние являются следующие: упорядочение, направленность межатомного взаимодействия, охрупченное состояние границ зерен, крупнокристаллическая структура. Поскольку сплавы, упорядочивающиеся по одному структурному типу в некоторых случаях имеют общие черты в макроскопических механических свойствах, то целесообразно в данном случае рассмотреть эти свойства для бинарных систем / - St , Ре - At . В работе [39] изучены механические свойства сплава РеъА? в зависимости от режимов термической обработки и степени порядка в расположении атомов. Обнаружено, что степень упорядоченности слабо влияет на характеристики прочности сплава. Правда упорядоченный сплав обладает несколько большими значениями предела прочности ( (5]g =66,6 кГ/мм ) и предела текучести ( (5g = 20,4 кГ/мм ) по сравнению с неупорядоченным ( (3 = 62,8 кГ/мм , QI = 20,2 кГ/мм2). A.M.Глезер и Б.В.Молотилов [40] , исследуя механические свойства Ре - Si сплавов, пришли к выводу, что упорядочение повышает пластичность сплава и снижает величину условного предела текучести. Влияние упорядочения на пластичность сплава Fe - pZ в работе [41] ставится под сомнение.
В работе [42] изучена концентрационная зависимость упругих модулей в монокристаллических сплавах системы Fe - Si- . У большинства исследованных сплавов, образование дальнего порядка приводит к увеличению упругих модулей и их изменение аппроксимируется уравнением где - параметр порядка. Однако при определенных концентрациях на кривой изменения модуля упругости имели место минимумы, наличие которых авторы связывают с переходом структуры из разупорядоченного состояния в упорядоченное по типу Д0д. Авторы [43] обнаружили снижение модулей упругости при упорядочении сплава Ре5/4с . В результате при стехиометрическом составе этого сплава модули упругости имеют минимальные значения. Отличительной чертой большинства поликристаллических упорядоченных твердых растворов является повышенная склонность их к интеркристаллитной хрупкости. Испытанный в разупорядоченном состоянии тот же самый сплав, как правило, не склонен к межзе-ренному разрушению [44J . В связи с этим предполагается, что концентрационная зависимость пластичности в сплавах г є - Де обусловлена концентрационной зависимостью степени дальнего порядка, достигаемой в сплаве. Однако данные о зависимости пластичности от степени порядка в системе Ре - АЕ имеются лишь для некоторых составов. Для объяснения пластических свойств этих сплавов был предложен ряд дислокационных механизмов.
Так, например, авторами работы [45] было проанализировано влияние параметров, характеризующих состояние твердого раствора на эффективность торможения дислокаций. Показано, что подвижность дислокаций может изменяться вследствие их закрепления на дефектах, нарушениях периодичности кристаллической решетки. К таким нарушениям относятся структурные вакансии, атомы замещения, флуктуации степени порядка, выделения фазы, атмосферы Коттрелла и т.д. Хотя не для всех перечисленных факторов приведены оценки их возможного вклада в торможение дислокаций, авторы [45] утверждают, что их эффективность различна. До настоящего времени в литературе нет достаточных сведений, чтобы можно было количественно обсуждать вопрос о влиянии упорядочения на подвижность дислокаций. Предполагается, что упорядочение оказывает влияние прежде всего на геометрию скольжения дислокаций. Существует несколько гипотез, позволяющих качественно описать отдельные особенности скольжения дислокаций при разрушении упорядоченных сплавов. Согласно Петчу [46] условие образования трещины при разрушении сплава можно представить в виде: где G - модуль сдвига, V - эффективная поверхностная энергия, Jb - фактор концентрации напряжений, Kg - параметр уравнения Петча.
Инженерная прочность окисных ферромагнетиков (ферритов), используемых в магнитной видеозаписи
К числу перспективных материалов для использования в магнитной видеозаписи относятся ферриты. Несмотря на то, что ферриты обладают большой магнитной проницаемостью и высокими значениями удельного электросопротивления, область применения этих материалов несколько ограничена. Одной из главных причин, препятствующих широкому применению ферритов, является их высокая склонность к хрупкому разрушению.
В магнитной видеозаписи в настоящее время наиболее широкое применение получили Ni - Zn и Mn - Zn ферриты. Исследованию некоторых прочностных характеристик этих марок ферритов посвящено несколько работ [68,69J .
В работе [68] исследованы модули упругости поликристаллических Ni - Z/7 ферритов. Результаты работы для М - Zn феррита одного из составов представлены на рис.1.3.
Общей закономерностью для ферритов всей Ni - Zn системы является наличие ярко выраженного минимума на температурных кривых модуля Юнга при Т = 373-423 К. Дальнейшее повышение температуры приводит к аномальному росту модуля упругости. Предположительно авторы объясняют эти явления магнитострикци Для системы Ni - 2лП ферритов основные исследования выполнены на монокристаллах [70] . Установлено, что микротвер-дость монокристаллов Мп - Ъп ферритов, выращенных по методу Вернейля близка к 650-750 Ш/м и отличается значительной анизотропией. Наибольшей твердостью материал обладает вдоль плоскости (001), а в ней направления 100 . Наименьшая твердость в этой плоскости соответствует направлению НО . Анизотропия упругости для этих ферритов, определяемая из соотношения где CJJ, Cj, С44 - упругие константы, выражена очень слабо [71],
Потенциальная теоретическая прочность ферритовых материалов весьма велика. Теоретический расчет прочности показывает, что она составляет величину, равную 0,1Е или 900-600 МН/м . Однако экспериментальные значения прочности ниже теоретических на несколько порядков и составляют 0,1-1 Ш/м [72] .
Предполагается, что существенное влияние на прочностные свойства ферритов оказывают сторонние фазы, которые содержатся в малом количестве, недоступном для обнаружения их рентгеновским методом.
До настоящего времени природа высокой склонности к хрупкому разрушению монокристаллических ферритов детально не изучена. Еще сложнее интерпретировать свойства поликристаллических материалов. Поликристаллы Мп- An ферритов относятся к материалам, находящимся в хрупком состоянии [73] . При этом их прочностные свойства зависят от пористости, размера зерна, его геометрии. Поэтому, любая информация о прочностных свойствах поликристаллов без приведенных данных о микроструктуре не может быть использована для интерпретации их свойств [74J .
Авторами [69J были изучены особенности микропластической деформации и ее временной зависимости для поликристаллического Мп - Zn феррита. Методом испытаний на статический изгиб показано, что условный предел прочности ферритов составляет 90-95 МН/м . Обнаружена остаточная деформация, зависящая от варианта нагружения и длительности приложения нагрузки. В случае повторных нагружений остаточный прогиб образцов оказывается меньше, что свидетельствует об упрочнении материала в ходе предыдущих испытаний. Временная зависимость микродеформации приведена на рис.1.4.
Анализируя полученные зависимости, авторы приходят к выводу, что первоначальная деформация поликристалла протекает преимущественно в зернах, удачно ориентированных к действующим сдвиговым напряжениям. По мере повышения нагрузки все большее количество зерен вовлекается в процесс его деформации, что и определяет более высокую интенсивность деформирования.
Авторы [69] исследовали микропрочность монокристаллического и поликристаллического образцов с целью выяснения роли термоупругих напряжений в материале в процессе появления трещин. Было показано, что отжиг монокристаллов при 200-600С увеличивает нагрузку появления трещин в 1,6-2 раза. На основании этих данных авторы заключают, что отжиг приводит к уменьшению уровня остаточных термоупругих напряжений и увеличению запаса пластичности феррита., Эта аргументация не может считаться достаточно убедительной в первую очередь потому, что авторы не исследовали температурной зависимости прочностных свойств и структурных характеристик материала.
Вместе с тем, в определенных температурных интервалах 200 300С в ферритах могут интенсивно протекать процессы кати-онного перераспределения, вызывающие изменение структуры материала в целом. Кроме того нет серьезных оснований считать по лученные выводы приемлемыми для анализа прочностных характеристик Mn-Z п ферритов, так как авторы не приводят ни химического состава феррита, ни режимов их термической обработки.
Таким образом, приведенные выше сведения указывают на то, что большинство имеющихся работ посвящено количественному определению прочностных параметров ферритов. Более того, проведенные исследования имеют предварительный характер, так как выполнены на единичных образцах без тщательного анализа их химического состава, микроструктуры. Отсутствие сведений о природе влияния режимов термической обработки на прочностные свойства ферритов требует проведения комплексных исследований этих материалов. Предположения о влиянии внутренних механических напряжений на пластические свойства ферритов нуждаются в тщательной экспериментальной проверке.
Структурные превращения в сендасте при его термической обработке
Весьма чувствительным параметром к структурному состоянию материала является его электрическое сопротивление. По изменению электросопротивления при нагревании сплава можно предположительно судить о структурных превращениях, протекающих в различных температурных интервалах. В связи с этим для качественного описания причин, влияющих на физико-механические свойства сендаста, были проведены высокотемпературные резистометри-ческие исследования термообработанных сплавов.
На рис.3.12 приведены кривые температурного изменения электросопротивления сендаста, обработанного по режимам: 600С-2часа, охлаждение со скоростью 50 град./ч до 200С, далее охлаждение на воздухе (режим I); П70С-2часа, закалка на воздухе (режим 2); П70С-2часа + 650С-0,5часа, охлаждение на воздухе (режим 3). Все кривые построены по усредненным значениям, полученным для трех образцов.
Видно, что температурная зависимость электросопротивления для всех образцов имеет сложный вид. При анализе этих кривых учитывали, что температурная зависимость Р ( Т ) определяется несколькими факторами. Основными из них, при отсутствии структурных превращений, являются: рассеяние электронов на электронах, рассеяние электронов на дефектах, а также переход части s - электронов на 3 а - уровни и наоборот [i] . Каждый из этих факторов имеет различную температурную чувствительность.
Поэтому, температурная зависимость электросопротивления образцов может быть описана интерполяционным уравнением типа
Аппроксимацию экспериментальных зависимостей "р" (Т ) проводили с помощью метода наименьших квадратов на машине "На-ири-3". При обработке варьировали параметры AQ, Aj, k , Ag, a также начальную и конечную температуры интервала. Температурные интервалы были выбраны таким образом, чтобы дисперсия была минимальной. Результаты проведенных расчетов приведены в
В температурной зависимости электросопротивления образцов, термообработанных по режимам I и 2,можно выделить шесть температурных интервалов: I - 20С-500С; 2 - 500С-630С; 3 - 630С-830С; 4 - Ь30С-Ю00С; 5 - I000C-I060C; 6 - 1060С -И70С.
Согласно литературным данным [37] в первом температурном интервале сендаст находится в магнитоупорядоченном состоянии. В связи с этим на температурный ход электросопротивления заметное влияние будет оказывать разупорядочение спинов в процессе нагревания, а также тепловое движение атомов. В свою очередь вклад в изменение f от спиновой системы может быть представлен в виде слагаемого RM : где Rs - обусловлено рассеянием электронов на неколлинеарных спинах, RT - рассеянием электронов на термически разупорядо-ченных спинах, Ra - рассеянием на структурных несовершенствах решетки [85] . Фононная часть сопротивления при Т 4. Тс обычно описывается интерполяционной формулой Грюнайзена [S6j где а - характеристическая температура Дебая, Д - постоянная для данного материала. Так как Вф и слагаемое Rj связаны с колебаниями решетки, то их температурный ход определяется температурной зависимостью модуля Юнга. Как видно из рис.3.12 Вф и /?г практически не зависят от режима термообработки сплава (коэффициенты при Т в интерполяционном уравнении (табл.3.2) имеют близкие значения - наклон кривых примерно одинаков. В температурном интервале 500-630С исследованные образцы находятся в парамагнитном состоянии. Поэтому их электросопротивление весьма чувствительно к структурным изменениям, концентрации дефектов. Магнитная часть электросопротивления при Т Т , как отмечают некоторые исследователи [86] не зависит от температуры. При указанных температурах функция Грюнайзена в формуле (3.4) сокращается до AT /АВ и фононный вклад в электросопротивление будет доминирующим. Из таблицы 3.1 видно, что наибольшим по абсолютному значению коэффициентом при Т обладает сплав, термообработанный по режиму 2, что может быть связано с более низкой температурой Дебая, в результате наличия в образце высокой концентрации неравновесных дефектов. Для сплава, обработанного по первому режиму, этот коэффициент не претерпевает заметных изменений по сравнению с температурным интервалом 20-500С, что указьшает на неизменность характера межатомных взаимодействий и структурного состояния решетки . В интервале температур 630-830С температурный коэффициент сопротивления заметно изменяется, что свидетельствует о перестройке кристаллической структуры сплава. Для образцов, обработанных по второму режиму, начиная с 650С наблюдается быстрое уменьшение электросопротивления с повышением температуры. Одной из возможных причин такого уменьшения величины R может быть отжиг или упорядочение неравновесных вакансий, концентрация которых в этих образцах достаточно велика. Равновесное количество вакансий для сплавов типа определяется из соотношения [87]
Влияние электрического тока на прочностные свойства сплава сендаст
Сведения о влиянии электрического поля на физико-механические свойства сплавов весьма немногочисленны. Это связано; прежде всего с тем, что сплавы обладают высокой электропро-; водностью, в результате чего энергия электрического поля полностью превращается в джоулево тепло без видимых изменений их физико-механических свойств. В то же время по аналогии с действием магнитного поля на металлы и сплавы, можно ожидать, fpro энергетическое состояние дислокаций и других дефектов может измениться в результате их взаимодействия с электронами проf водимости при определенных плотностях тока и температуре [Щ}, Информация о таком взаимодействии весьма полезна для изучения механизмов, влияющих: на прочностные свойства сплава. К
Нами впервые проведены исследования прочностных характеристик образцов сплава сендаст после протекания по ним электрического тока различной плотности. Объектами исследования служили образцы сплава, термообработанные по режимам, описанным в предыдущем разделе (партии I и 2) и образцы, закалений ные на воздухе от Н70С (партия 3), обладающие повышенной !; концентрацией неравновесных дефектов. На рис.4,5 приведена зависимость среднего числа трещин!, у отпечатков при вдавливании пирамиды Виккерса от длительнои-ти протекания тока через образец (партия 3) при различных вШ плотностях. Ток через образец пропускали после его термообработки.
Видно, что электрический ток оказывает влияние на трещино- ї стойкость образцов, содержащих повьшенную концентрацию нераЁн новесных дефектов. Наиболее заметное повьшение трещиностой-,\ кости сплава отмечено после протекания по образцам тока гаютг ностью (0,15-0,25)-106 А/м2. ,! h Эффективность влияния электрического тока на трещиностсй кость материала снижается при отклонении его плотности от oij:f тимального значения. Обращает на себя внимание тот факт, чтЫ ! t твердость сплава после протекания электрического тока черев::, образец не изменяется. Так как твердость является структурне.j-чувствительным параметром, то можно предположить, что при протекании тока в сплаве не происходит существенных структурныхj превращений. Действительно, рентгеноструктурные исследование; образца после закалки от П70С и пропускания через него то-Е ла плотностью 0,2-Ю6 А/м2 не позволили обнаружить заметных
На дифрактограмме образца, подвергнутого воздействию электрического тока наблюдали две системы рефлексов: структурные (220), (400), (422), (440) и сверхструктурные (III), (200), положения которых соответствовали образцу в исходном состоянии. Вместе с тем после протекания тока через образец отмечено уширение дифракционных линий (440) и (422), расположенных в области больших значений 2 в . Обнаруженное уширение линии, соответствующей отражению (422) на Q% (рис.4.7), может свидетельствовать о перераспределении дефектов между структурно-_неэквивалентными подрешетками о , ft » / (рис.І.І) в процессе протекания электрического тока.
Для более однозначной интерпретации полученных результатов были проведены мессбауэровские исследования образцов в ис В спектре исходного образца проявляется секстиплет от атомов железа, имеющих в ближайшем окружении 7 атомов Ре и вакансию. После протекания тока по образцу, интенсивность этого секстиплета увеличивается, а относительная интенсивность секстиплета М , обусловленного атомами Ре , расположенными в -подрешетке (рис.1 Л) - уменьшается. По нашему мнению причиной подобного перераспределения интенсивностей компонент является перемещение вакансий из fi в /f -подрешетку. Описанные процессы, по-видимому, являются следствием изменения порядка в расположении дислокаций под воздействием электрического тока. Согласно теоретическим представлениям [бб] при протекании электрического тока электроны могут передать часть своей кинетической энергии движущейся дислокации, как только скорость их дрейфа превысит скорость упругой волны (дислокации).
В процессе отжига дефектов при джоулевом нагревании сплава будет происходить медленное перемещение дислокаций. При определенных плотностях тока и напряженноетях электрического поля электроны проводимости могут способствовать более быстрому перемещению дислокаций. Величина силы, действующей на единицу длины дислокации определяется структурой материала, плотностью тока, температурой образца и задается соотношением [56] где Д - константа деформационного потенциала, V - скорость электрона на Ферми поверхности, Ь - вектор Бюргерса, V0 -скорость дрейфа электронов в электрическом поле, V - скорость движения дислокации, п - концентрация электронов.
