Структура, прочность и механизм деформации и разрушения нанокристаллических материалов Текст научной статьи по специальности «Нанотехнологии»

28. ФридельЖ. Дислокации. М.: Мир,1967. 643 с.

29. Бернер Р., Кронмюллер Г. Пластическая деформация монокристаллов. М.: Мир, 1969. 272 с.

30. Алексеев А.А., Горячев С.В., Струнин Б.М. Эволюция ансамбля скоплений дислокаций на начальной стадии пластической деформации кристаллов. // Элементарные процессы пластической деформации кристаллов. Киев. Наукова думка, 1978. С. 52-53.

31. Рыбин В.В., Орлов А.Н. Подвижность дислокаций в кристаллах с высоким Пайерлсовским рельефом. // ФТТ. 1969. Т. 12. Вып. 12. С. 3605-3608.

32. Никитенко В.И. Подвижность дислокаций в потенциальном рельефе Пайерлса. // Динамика дислокаций. Киев. Наукова думка, 1975. С. 7-26.

33. Ерофеева С.А., Осиньян Ю.А. Подвижность дислокаций в кристаллах А3 В5 // Динамика дислокаций. Киев. Наукова думка, 1975. С. 26-30.

34. Иденбом В.А., Орлов А.Н. Современные представления о подвижности дислокаций. // Динамика дислокаций. Харьков. ФТИНТ АН УССР. 1968. С. 5-25.

35. Котрелля Л.Х. Дислокации и пластическое течение в кристаллах. М.: Металлургиздат, 1958. 267 с.

36. Третьяков. Термодинамика ферритов. Л.: Химия, 1967. 304 с.

37. Митлина Л.А., Молчанов В.В., Посыпайко Э.Д., Михайлов В.А. Движение дислокаций в пленках феррошпинелей. Куйбышев. 1985. 7 с. Деп. в ВИНИТИ 30.01.85. № 894- 85.

38. Надгорный Э.М. Динамические свойства изолированных дислокаций. // Несовершенства кристаллического строения и мартенситные превращения. М.: Наука, 1972. С. 151-175.

39. Johnston W.G., Gilmann J.J. Dislocation multiplication in lithium fluoride crystals. // J. Appl. Phys. 1964. Vol. 31. №4. P. 632-634.

УДК 539.21:539.415 Н.И. Носкова

СТРУКТУРА, ПРОЧНОСТЬ И МЕХАНИЗМ ДЕФОРМАЦИИ И РАЗРУШЕНИЯ НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВ

Иследована структура и свойства нанокристаллических металлов и сплавов, полученных способами интенсивной пластической деформации и нанокристаллизации аморфных сплавов. Методами высокоразрешающей просвечивающей электронной, растровой микроскопии и “in situ ” исследованы деформация и разрушение нанокристаллических Al, Cu, Ni. Mo, Ti и сплавов на основе Fe, Cu, Al и Ti. Проанализированы структурные особенности, прочность и механизмы пластической деформации и разрушения нанокристаллических материалов.

К наноструктурным материалам в настоящее время относят такие металлы и сплавы, у которых один или несколько структурных параметров (кристаллическое зерно, толщина слоя в многослойных покрытиях, диаметр трубки или жилы в многожильных композитах) имеют размер, не превышающий 100 нм. Общепринято считать, что в нанокристаллическом многофазном материале размер нанокристаллического зерна (< 100 нм) не превышает размера нанофазы. В нанокристаллическом состоянии чистые металлы и сплавы имеют повышенные твердость, предел текучести и предел прочности; магнитомягкие нанокристаллические материалы характеризуются более низким, а магнитотвердые нанокристаллические материалы более высоким значением коэрцитивной силы по сравнению с крупнозеренным состоянием. В нанокристалличе-ском состоянии металлы и сплавы проявляют повышенные трибологические свойства, имеют низкие значения коэффициента теплопроводности и высокие значения коэффициента зернограничной диффузии [1]. В то же время остаются нерешенными вопросы об особенностях и температурной стабильности дефектов, о физической природе изменения свойств, о механизмах тех или других физических процессов (пластической деформации, разрушения, диффузии, теплопроводности) нанокристаллических материалов. В данной работе будут проанализированы структурные особенности, уровень прочности, механизмы пластической деформации и разрушения ряда нанокристаллических материалов.

Структурные особенности нанокристаллических металлов и сплавов. В настоящее время прямыми методами высокоразрешающей просвечивающей электронной микроскопии (HRTEM) показано, что нанокристаллические чистые металлы Au, Ag, Pd, Ni, Cu, Fe [1,2], полученные методом сублимации с последующим прессованием наноразмерного порошка, имеют достаточно совершенную в объеме нанозерен кристаллическую решетку с единичными дислокациями и, наряду с обычными границами поликристаллов, имеют искаженные зернограничные прослойки с присутствием на границах нанозерен аморфной фазы. При использовании способа сублимации для получения нанокристаллических металлов в последних могут возник-

нуть внутренние упругие напряжения. Кроме этого, нанозерна имеют повышенную поверхностную энергию, а материал - избыточный свободный объем

Нанокристаллические чистые металлы Си, Ni, Pd, Fe, Mo, W [1,3-5], полученные методом интенсивной пластической деформации (ИПД), имеют в объеме нанозерна высокий уровень упругих искажений, увеличивающийся по мере приближения к границе нанозерна, и на границах нанозерен из-за высокой плотности дислокаций - неравновесное состояние. Спектр разори-ентаций нанозерен по сравнению со спектром разориентаций зерен обычного поликристалла смещен в сторону малых углов.

Структура нанозерен и зернограничных областей нанокристаллических многофазных сплавов, полученных кристаллизацией аморфного состояния, исследованы в ряде работ [1,4-1]. Результаты этих исследований позволяют полагать, что кристаллическая решетка нанозерна (нанофазы) может быть бездефектной, с дефектами и упруго напряженной. Бездефектными, по-видимому, являются только нанофазы наименьшего размера (4-6 нм). Что касается межзерен-ных границ нанофаз, то они могут иметь различное строение - квазиаморфное, сильно искаженное кристаллическое или с дислокациями несоответствия - и представлять собой переходный слой с иным химическим составом.

На основании исследований фазового состава нанокристаллических многофазных сплавов получено [1,5,1], что аморфный сплав после нанокристаллизации, как правило, имеет основную фазу, определяющую физические свойства сплава, и фазы, проявляющие себя как метастабиль-ные или сопутствующие. Исследования кристаллизации аморфного сплава Fe-^C^N^Si^,^ непосредственно в колонне электронного микроскопа (in situ) подтвердили, что наряду со стабильными фазами в процессе кристаллизации возникают метастабильные фазы [1,1].

Прочность и пластичность нанокристаллических материалов. Прочностные свойства нанокристаллических материалов определяются, в основном, размером нанозерна d и состоянием границ нанозерен. Так, при уменьшении размера d с 1500 нм до 5 нм в чистых металлах и сплавах микротвердость H может увеличиться от 2-х до 6-ти раз [1,8,9] (табл. 1, табл. 2). Предел текучести os и предел прочности ов нанокристаллических металлов и сплавов также возрастают по сравнению с крупнозеренным состоянием. При этом низкотемпературная пластичность S уменьшается (табл. 1, табл. 2). Для нанокристаллических материалов наблюдается скоростная и температурная зависимости прочностных и пластических характеристик. Эта зависимость в некоторых случаях проявляется иначе, чем для крупнокристаллических материалов. Так для меди с размером зерна 20 нм и для никеля с размером зерна 10 нм предел текучести возрастает при увеличении скорости растяжения с 10-3 с-1 до 10-1 с-1 при комнатной температуре. Коэффициент упрочнения может уменьшиться при этом, а пластичность - возрастать.

Зависимость Холла-Петча ss=ao+kd0’5, где сто-решеточное трение, k=f(G,b) , G-модуль сдвига и b- значение вектора Бюргерса, для нанокристаллов может быть выражена через микротвердость H=f(kd0'5). Многочисленные опыты по проверке этой зависимости в нанокристаллических чистых металлах и сплавах [1, 9, 12] показали, что она выполняется не во всем интервале значений d = (2-100нм) и существенно зависит от способа получения нанокристалличе-ской структуры ( табл. 1, табл.2).

Отклонение от выполнения закона Холла-Петча при значениях размера нанозерен 10-6 нм исследователи предположительно связывают с изменением механизма деформации в нанокри-сталлических материалах. По-видимому, такое предположение имеет право на существование, поскольку известно, что напряжение, необходимое для начала работы источника дислокаций, в нанозерне очень высокое, например, для никеля с размером зерен (размером дислокационного источника) 140 нм напряжение начала работы источника дислокаций равно S10 МПа при значении модуля сдвига никеля 95 МПа. Механические свойства некоторых нанокристаллических многофазных сплавов представлены в табл. 2. Как видно из табл. 2, сплав в аморфном состоянии может иметь предел прочности и выше (FeCuNbSiB), и ниже (CoFeSiB) [1,9-12] значения предела прочности нанокристаллического (нанофазного) сплава. Что касается пластичности, то при переходе в нанокристаллическое состояние пластичность возрастает, если процесс сопровождается релаксацией внутренних упругих напряжений. Большой эффект (^ увеличивается с 2 до 80% для сплава PdCuSi) достигается, если кристаллизацию проводить в условиях ползучести [1,11,12], когда возникает наиболее мелкое нанозерно (4-10 нм) и идут релаксационные процессы.

Механизм пластической деформации нанокристаллических материалов. Результаты исследования деформации методом “in situ”[10,11,13] показывают, что деформация растяжением нанокристаллического никеля с размером зерна 30-Ю нм [1,13] реализуется как за счет дис-

локационного скольжения (рис.1, а), так и за счет разворота нанозерен (рис.1, б) В более крупных зернах возникают дислокационные скопления у границ зерен. В мелких нанозернах дислокации неподвижны, и нанозерна испытывают разворот, что, как правило, сопровождается увеличением плотности зернограничных дислокаций и возникновением деформационной полосы по границам нескольких нанозерен.

Т а б л и ц а 1

Микротвердость (Н), предел текучести (о), предел прочности (ов) нанокристаллических чистых металлов с разным размером зерен (^)[1,9,12]

Металл Изменение (от и до) d, нм Изменение (от и до) Н, ГПа Изменение (от и до) as, МПа Изменение (от и до) ае, МПа Изменение (от и до) 8, % Способ получения.

Al 1500-200 0.3-1.2 13-26 42-176 20-2 ***

Ti 50000-40 0.8-6.7 275-980 420-1310 29-5 ***

Pd 1500-5 1-3 50-249 75-270 - *

Cu 1500-5 0.5-2 - - - *

Cu 50000-50 0.4-1 - - - *

Cu 50-6 0.8-2.5 - - - *

Ag 1500-100 0.3-0.3 - - - *

Fe 1500-10 2-10.5 *

Ni 1500-15 1.5-6.2 205-940 300-1040 40-25 *

Ni 10000-16 0.15-0.7 - - - **

Se 50-10 3-10 - - - **

Cu 200-70 1.0-1.4 - - - ***

Cu 80-10 0.9-2.1 60-365 120-650 60-30 ***

Fe 100000-80 1.8-4.5 375-1010 480-1100 25-15 ***

Mo 500-50 1.0-6.0 - - - ***

W 200-40 3.0-6.2 - - - ***

Cr 1500-70 - 313-780 485-960 - ***

*- сублимация, **- механоактивация , ***- ИПД

б

Р и с. 1. Электронно-микроскопические снимки структуры нанокристаллического никеля (а- d< 70нм; б- d< 30нм), деформированного до разрушения в колонне электронного микроскопа (in situ): а- Дв =0.15; б- Дв = 0.35; в- Дв =0.95 мкм. Ось растяжения совпадает с горизонтальной осью снимка

Деформация нанокристаллической меди с размером зерна 30 нм (рис.2) реализуется, главным образом, за счет разворота зерен относительно друг друга [1,10]. Было определено, что при этом они разворачиваются относительно друг друга на углы от 0.5 до 30° при увеличении степени деформации от нуля до разрыва. Вызывают разворот нанозерен, повидимому, внутренние напряжения, которые накапливаются и концентрируются в тройных стыках нанозерен, а после разворота нанозерен - перераспределяются и частично уменьшаются. Дислокации внутри зерен нанокристаллической меди в процессе деформирования остаются неподвижными. В то же время дефектность границ нанозерен существенно возрастает, границы нанозерен «уширя-

ются», что указывает на активные деформационные процессы, идущие по границам нанозерен. Разворот нанозерен сопровождается, наиболее вероятно, возникновением несплошности по границам зерен. Перед разрушением на границах нанозерен накапливаются микротрещины и микропоры, которые объединяясь, приводят к разрушению.

Р и с. 2 Электронно-микроскопические снимки структуры нанокристалли-ческой меди (d=30 нм), продеформированной до разрушения в колонне электронного микроскопа (in situ): а- Дє =0.15; б- Дє = 0.35; в- Д є =0.95 мкм

Т а б л и ц а 2

Размер нанозерна (^), микротвердость (Н), предел текучести (о), предел прочности (ов), и относительное удлинение (^) сплавов в различных структурных состояниях. [1,9,11,12]

Сплав Изменение Измене- Изменение Изменение Изменен Способ

(от и до) ние (от и до) (от и до) (от и до) получе-

d, нм (от и до) Н, ГПа. cs, МПа аВ, МПа S, % ния

Ст.3 100000-80 - 220-980 435-1005 25-8 ***

ВТ-6 120000-40 - 950-1080 1050-1350 9-7 -«-

ТіЛШЬ 25-10 5.5- 3.5 - - - ****

FeCuSiB 100-25 8-10 - - - -«-

FeSiB 100-25 6,2-11,8 - 701-1150 - -«-

-«- 100-25 8,8-13,5 - - - -«-

-«- 25- S 13,5- 6,0 - - - -«-

-«- АМС 9.4 - - -

FeCuNbSiB 200-6 6,0- 15,0 140-2180 140-2280 0-0.8 -«-

-«- АМС 13.6 2000 2100 1.8

FeCSi 500-25 - 3480-3860 - - -«-

FeMoSiB 200-10 6,1-10,0 - - - -«-

CoFeSiB 100-25 10,5-13,0 945-1880 950-2100 0-2.6 -«-

-«- 25-8 13,0- 9,0 - - - -«-

-«- АМС 11.0 - 1180 0

PdCuSi 100-10 4,0- 7,5 60-310 140-550 4.3 -«-

-«- 10-4 7,5- 2,8 310-350 550-710 4.3-30 -«-

-«- АМС 4.6 - 820 0

TiAl 625-25 3,0-12,0 - - - **

-«- 25-12 12,0- 6,5 - - - -«-

Nb3Sn 100-6 8,0-9,0 - - - -«-

NbAl3 100-20 3,8-7,0 - - - -«-

-«- 20-9 7,0-5,7 - - - -«-

Al-1,5%Mg 150-16 0,4-1,6 - - - ***

AlMgLiZr 500-20 - - 490-680 -

TiN 40 21,0 - - - -«-

У12А 2000-20 4.0-12.0 - - - -«-

12Х25Т 2000-50 1. 8-6.5 - - - -«-

AlNiCeFe 2000-80 - - 120-1560 - -«-

Al2O3 70 22,0 - 3750 - *

Ni3Al 1000-60 - - 780-3000 -

ZrO2 150 6,4 - - - -«-

TiO2 10 17,0 - - - -«-

SiN 400 18.0 - - - -«

TiN 82-30 10.7-25.0 - - - -«-

ZrN 140-20 6.5-19.8 - - - -«-

*- сублимация, **- механоактивация, ***- ИПД, ****- нанокристаллизация АМС

В нанокристаллическом титане при деформации растяжением также наблюдается активизация ротационных мод деформации и появление деформационных сдвиговых полос по границам нескольких нанозерен. Наряду с этим, в нанокристаллическом титане с увеличением степени деформации возникают в нанозернах микродвойники одинаковой ориентации [1,12], что, по-видимому, связано с активизацией ротационных мод деформации, вызывающих увеличение пластичности материала.

На рис. 3 а,б,в,г, приведены электронно-микроскопические снимки одного и того же места микроструктуры нанокристаллического сплава Al+1%Hf после последовательно увеличивающейся степени деформации растяжением ( метод “in situ”). Из рис.3 видно, что деформация реализуется дислокационно-ротационным механизмом деформации (с увеличением степени деформации происходит разворот нанозерен и увеличивается плотность зернограничных дислокаций). На границе нанозерен присутствуют частицы фазы, размер которых не более 10 нм. С развитием деформации частицы фаз, по-видимому, затрудняют выход из границы дислокаций, с одной стороны, а, с другой - частицы фаз, взаимодействуя с зернограничными дислокациями, испытывают «растворение». Одновременно с этим в объеме нанозерен наблюдается возникновение дисперсных фаз, размером не более 1 нм, что, несомненно, вызывает упрочнение объема нанозерен.

а б в г

Р и с. 3. Электронно-микроскопические последовательные снимки одного и того же места деформируемого в колонне электронного микроскопа нанокристаллического (ё = 60 нм) сплава А1+1% НГ :

а- Де= 0,38 ; б- Де=0,48; в- Де=0,60; г- Де=2,00 мкм.

Результаты исследования деформации растяжением нанокристаллического сплава Бет^Си^Ь^^^ [1,11-13] непосредственно в колонне электронного микроскопа показывают, что процесс деформации реализуется ротациями цепочки нанозерен и развивается вдоль границ нанозерен, образуя в направлении действия максимальных сдвиговых напряжений узкие деформационные полосы.

На рис. 4 приведены характерные снимки поверхности разрушения нанокристалличе-ских молибдена (позиция «1»), меди (позиция «3») и сплавов (позиции «2» и «4»). И в том, и другом случаях разрушение происходит по границам нанозерен, с той разницей, что в случае нанокристаллической меди развитие микротрещины происходит по границе нескольких одинаково ориентированных нанозерен, чем обеспечивается более высокая низкотемпературная пластичность нанокри-сталлической меди [1,9,14] ( рис.4 б, в позиция «3»).

Остановимся на особенностях деформационного разрушения полученной наноструктуры, на примере сплава А1+1%НГ Процесс развития

2

3

4

1

Р и с. 4. Электронно-микроскопические снимки поверхности разрушения: 1- Мо; 2- сплава Fe73.5Cu1Nb3Si13.5B9 (a- d=50, б- d = 60, в- d = 900; г- d = 6, д - d=10, е- d= 10 нм); 3-Cu и 4 - сплава Pd81Cu7Si12 ( a- d = 20, б - d = 20, в - d = 40; г - d = 4, д- d =10, е- d = 40 нм).

^

деформации и разрушения наблюдался непосредственно в колонне электронного микроскопа методом “in situ”. На рис.5, а и на схеме рис.5, б показаны последовательные стадии развития микротрещины в нанокристаллическом сплаве Al+1%Hf. Отметим основную характерную особенность развития деформации и разрушения. Как уже было отмечено выше, деформация развивается по границам нанозерен и реализуется дислокационными и ротационными модами деформации. Ротационные моды деформации на границах нанозерен возникают несплошно-сти, которые формируют микропору. С увеличением степени деформации дислокационные моды деформации вызывают перенапряжения в тройном стыке нанозерен, в котором зарождается предвестник микротрещины (один или несколько), который, как правило, развивается перед острым концом микротрещины (рис.5 а,б позиции «1» и «2»). Дислокационные моды деформации в тройном стыке нанозерен перед острым концом микротрещины продолжают вызывать перенапряжения и приводят к слиянию предвестника микротрещины с микропорой (рис.5 а,б, позиция «3»).

2 з Что касается поверх-

ностей хрупкого разрушения, приведенных на снимках рис.4а и рис.4г для позиций «1», «2», «3» и «4», то в этих случаях в материале обнаружены высокие внутренние упругие напряжения, которые подавляют эффект размера зерна.

Итак,уменьшение размера зерна до десятков нанометров в нанокри-

сталлических металлах и сплавах сопровождается ростом их прочности и твердости. На основании результатов исследования деформации ГЦК, ОЦК и ГПУ нанокристаллических материалов методом “in situ” можно, по-видимому, считать справедливым для всех исследованных нанокристаллических структур следующее положение: с уменьшением размера нанозерна в на-нокристаллическом материале при деформации растяжением возникают ротационные моды, которые приводят к смене дислокационного механизма деформации на дислокационноротационный, а вследствие своей кооперативности приводят к развитию по границам нанозерен мезоскопических деформационных сдвигов. Развитие ротационных мод деформации в на-нокристаллических материалов приводит к появлению ротационной пластичности в виде образования мезоскопических сдвигов по границам зерен и к возникновению микропор и микротрещин. Последние приводят к разрушению материала.

а б

Р и с. 5. Электронно-микроскопические снимки развития (а) и схемы (б) микротрещины в сплаве Al+1%Hf при исследовании деформации

методом “in situ”.

Цифры: 1 -Де=2.0 мкм; 2- Де= 2.6 мкм; 3- Де=2.9 мкм

БИБЛИОГРАФИЧЕСКИИ СПИСОК

10.

Носкова Н.И., Мулюков Р.Р. Субмикрокристаллические и нанокристаллические металлы и сплавы. Екатеринбург: УрО РАН. 2003. 279 с.

Birringer R., Gleiter H. Nanocrystalline Materials.// Encyclopedia of materials science and engineering, Suppl. 1988. V. 1. P. 339-349.

Valiev R.Z. and Musalimov R.Sh. High-Resolution Transmission Electron Microscopy of Nanocrystalline Materials. // The Physics of Metals and Metallography. 1994. V.78. № 6. P. 666-670.

Носкова Н.И., Пономарева Е.Г., Мышляев М.М. Строение нанофаз и границ раздела в нанокристаллическом многофазном сплаве Fe73Ni0,5Cu1Nb3Si13,5B9 и в нанокристаллической меди. // ФММ. 1997. T. 83. №5. C. 73-79. Носкова Н.И., Сериков В.В., Глазер А.А., Клейнерман Н.М., Потапов А.П. Электронно-микроскопическое и мессбауровское исследование структуры и строения сплава Fe73,5Cu1Nb3Si13,5B9 в нанокристаллическом состоянии. // ФММ. 1992. № 7. C. 80-86.

Surinach S., Otero A., Baro M.D., Tonejc A.M., Bagovic D. Nanocrystallization of amorphous FeCuNbSiB based alloys. // NanoStructured materials. 1995. V.6. № 1-4. P. 461-464.

Noskova N.I.,Ponomareva E.G Structure transformations in amorphous Fe, Co, and Pd based alloys at transitionin a nanocrystalline state.// NanoStructured Materials. 1997. V. 9. P. 379-382.

Valiev R., Korznikov A., and Mulyukov R. Structure and properties of ultrafine-grained materials produced by severe plastic deformation.// Materials Science and Engineering. 1993. V. A168. P. 141-148.

Носкова Н.И. Структура, прочность и пластичность аморфных и нанокристаллических материалов. // ФММ, 1998. V. 86. № 2. C. 179-190.

Noskova N.I., Volkova E.I. In situ Study of Deformation of Nanocrystalline Copper.// The Physics of Metals and Metallography. 2001. V. 91. No.6. P. 629-635.

11. Noskova N.I., Volkova E.G. In situ Investigations of Deformation in Nanocrystalline Fe73.5Cu1Nb3Si13.5B9 Alloy // Physics of Metals and Metallography. 2001. V. 92. №.4. P. 421-425.

12. Noskova N.I. Structural Features, and Mechanisms of Deformation of Nanocrystalline Materials // J. Phys. Metals and Metallography. 2002. Suppl. V.94. P.S119-S130.

13. Носкова Н.И. Образование мезоскопического деформационного сдвига в нанокристаллических материалах.// Вопросы материаловедения. 2002. №1(29). C. 309-313.

14. Noskova N.I., Korznikov A. V.Plasticity and Fracture of Nanostructured Materials // J. Phys. Metals and Metallography. 2002. Suppl. V.94. P.S24-S29.

Работа выполнена при финансовой поддержке грантов Р Урал № 01-03-96436 и Р Урал № 02-02-96413

УДК 539.21

В.А. Путилин, А.М. Штеренберг

ОПРЕДЕЛЕНИЕ КОЭФФИЦИЕНТА МАССОПЕРЕНОСА МЕДИ В НИКЕЛЕ

ПРИ КОРОТКОИМПУЛЬСНОМ ЛАЗЕРНОМ ВОЗДЕЙСТВИИ

Рассчитан коэффициент массопереноса меди в никеле при интенсивном лазерном облучении.

Изучение структурных изменений, происходящих в кристаллических твердых телах при прохождении по ним лазерно-индуцированных ударных волн, имеет фундаментальное значение для физики твердого тела. [1,2] Однако высокоскоростные методики исследования, позволяющие фиксировать изменения структуры материалов в процессе ударного деформирования, еще весьма несовершенны. В связи с этим возникает необходимость теоретического анализа процессов, происходящих в металлах, подвергнутых облучению короткими импульсами лазера. Для решения этой задачи большое практическое и теоретическое значение имеет определение кинетических параметров, в том числе коэффициента массопереноса.

Экспериментально исследовался массоперенос меди в никеле [3,4]. Образцы из технически чистого никеля после предварительной полировки и отжига в вакууме покрывались слоем меди толщиной ~1 мкм посредством вакуумного напыления. После этого их со стороны слоя меди подвергали воздействию моноимпульсов рубинового лазера с модулированной добротностью. Плотность мощности поглощенного излучения составляла 109-1010Вт/см2, а длительность импульса - 30 нс. При этом давление в лазерно-индуцированных ударных волнах составило ~20 ГПа. Скорость нагружения оценивалась как ~107с-1.

После облучения образцы разрезались по диаметру пятна для исследования приповерхностных слоев в зоне воздействия. С целью исключения возможного шаржирования поверхности микрошлифа частицами меди в процессе механического полирования проводилась дополнительная химическая полировка поверхности микрошлифа.

Был осуществлен количественный микрорентгеноспектральный анализ распределения меди в никеле по глубине облученной зоны на микроанализаторе «Суперпроб-739». В образцах, после лазерного воздействия, была выявлена зона твердого раствора меди в никеле. В распределении меди наблюдается четко выраженный максимум на глубине около 80 мкм от поверхности, а полная глубина проникновения атомов меди была порядка 300 мкм.

Наличие концентрационного пика в распределении меди в никеле указывает на то, что перенос вещества осуществляется непосредственно фронтом лазерно-индуцированной ударной волны. Приближенный расчет показывает, что за время лазерного импульса (т=30 нс) фронт ударной волны (скорость и>6-103м/с) переместится на расстояние 1 >180 мкм. Глубина залегания концентрационного пика меди в никеле имеет тот же порядок величины.

Оценка коэффициента массопереноса по формуле

2 2

° = * ■ (1)

где ъ - максимальная глубина проникновения меди в никель, ^ - время пробегания по толщине

образца лазерно-индуцированной ударной волны (~1 мкс), показывает, что он имеет аномаль-

но высокое значение (^«0,023 м2/с). Можно предположить, что при определенных скоростях

157