Dissertation

101

Рисунок 29 - Локализация деформации в системе Fe-H

Следующий этап работы заключался в выявлении влияния водорода на процесс разрушения. На рисунке 30 представлены результаты моделирования деформаций кристалла, содержащего 2 поры, в одной из которых находится 1440 атомов водорода (максимальное равновесное количество атомов Н в поре такого типа составляет Cmax 1500 ), количество атомов Fe составляет 12780. Каждая пора получена удалением 360 атомов Fe

плоскостей (001). Из рисунка 30 видно разрушение материала при деформации, превышающей 30 %, а область материала, содержащего пору без водорода, не разрушается. Атомы водорода в течение расчета располагаются преимущественно на поверхностях поры, что согласуется с

102

первопринципными расчетами [27]. При количестве атомов водорода в поре,

на порядок меньшем Cmax , качественная картина поведения системы Fe-H не изменяется, но для разрушения требуется большая деформация. Так, при количестве атомов водорода в поре 100 аналогичное разрушение происходит при деформации ~50 %.

Необходимо отметить, что во всех расчетах разрушению материала предшествовала стадия пластической деформации. Пластическая деформация в бездислокационных кристаллах обусловлена образованием двойниковых структур и перераспределением водорода в материале

(диффузионной пластической деформацией).

<010>

<001>

в)

а) начальное расположение атомов. б) деформация 25 %. в) деформация 33 %.

Рисунок 30 - Локализация разрушения в системе Fe-H. Проекции на плоскость (100)

103

Следующий этап работы состоял в выявлении влияния водорода на механические свойства железа на стадии упругой деформации системы,

изображенной на рисунке 30. Стадия упругой деформации определялась по диаграмме растяжения. На рисунке 31, а представлен снимок системы при степени деформации 8 %. Система в данном случае состоит из тетрагональной решетки чистого Fe и твердого раствора Fe(Н). На рисунке 31, б представлено распределение параметра тетрагональной решетки c (направление <001>) по всей длине кристалла. Параметр решетки c измерялся в области кристалла, отмеченной на рисунке 31, а

прямоугольником, т.е. в области, где атомы водорода отсутствуют. Из рисунка видна значительная локализация деформации в области поры, в

которой присутствует водород. Объясняется данный эффект снижением эффективного сечения образца, препятствующего упругим деформациям.

Эффективное сечение образца снижается вследствие появления локальной диффузионной пластической деформации, связанной с увеличением растворимости Н в деформированном Fe и, как следствие,

перераспределением водорода в приповерхностных областях поры.

Появление локальной пластической деформации может приводить к изменениям модуля упругости всего кристалла (см. рисунок 27). Диаграмма растяжения системы на рисунке 30, а приводится на рисунке 32.

104

<010>

<001>

а)

б)

а- Снимок системы Fe-H при деформации 8 %,

б- Распределение параметра с тетрагональной решетки Fe по длине системы (а)

Рисунок 31 – Локализация деформации в системе Fe-H

Рисунок 32 - Диаграмма растяжения системы, изображенной на рисунке 30а

В ходе работы проанализированы свойства материала в вершине поры,

где концентрация водорода в твердом растворе максимальна. Прочность материала в данной области отличается не более чем на (30-40) % от теоретической прочности идеального кристалла Fe, и составляет более 6 ГПa (см. раздел 3.2.2). Согласно данным [167], прочность реального металла в вершине трещины (поры) совпадает по порядку величины с пределом текучести данного металла. Как следствие, HEDE-механизм без участия дислокаций может иметь место в реальных металлах только тогда, когда снижение теоретической прочности металла при взаимодействии с водородом происходит до величин, совпадающих по порядку с пределом текучести (25 MПa для чистого железа, 500-1000 MПa для сталей,

подверженных водородной хрупкости). Полученная величина теоретической прочности наводороженного железа (6 ГПа) значительно превосходит предел текучести железа (25 МПа), следовательно, транскристаллитное разрушение по HEDE-механизму без участия дислокаций маловероятно.

Отсюда можно предположить, что основным механизмом в охрупчивании систем на основе Fe при транскристаллитном разрушении

106

в наномасштабных областях является HELP-механизм, связанный

с распространением трещины при участии дислокаций, или механизм,

связанный с совместным действием HELP- и HEDE-механизмов. Тем не менее, допускается, что HEDE-механизм в чистом виде может являться причиной интеркристаллитного разрушения, проходящего по границам зерен.

Необходимо отметить, что в проведенных расчетах максимальное количество атомов Н в поре соответствовало максимальной равновесной концентрации водорода. Такие концентрации могут реализовываться при кристаллизации расплава металла, когда образуются водородные поры

(явление водородной пористости). Поэтому нельзя ожидать снижения прочности металла вследствие HEDE-механизма при увеличении концентрации водорода. В реальных металлах охрупчивание происходит при средней концентрации водорода в образце ~10 ат. ppm. Концентрация водорода в вершине трещины на 2 порядка превышает среднюю концентрацию по объему и составляет при охрупчивании 103 ат. ppm.

Исходя из сформированной модели, при столь малой концентрации водорода прочность в вершине наводороженной трещины будет почти совпадать с теоретической прочностью идеального кристалла, и никаких предпосылок к охрупчиванию вследствие атомной декогезии нет. Максимальная концентрация водорода в моделях составляла ~105 ат. ppm.

Разрушение на рисунке 30 в областях, близких к наводороженной области, обусловлено сильным локальным искажением решетки (из-за присутствия водорода), что облегчает распространение трещины [161]. Тем не менее, наличие декогезии также облегчает развитие трещины.

Давление водорода играет незначительную роль в изменениях диаграмм деформации. Расчет давления водорода PH проводился по теореме вириала. Значение PH в моделируемых системах при концентрациях Н ~ Cmax

составляет PH 70 80 MПа . Из диаграмм деформации на рисунке 27

107

следует, что такая величина PH крайне незначительно влияет на процессы разрушения в бездислокационных кристаллах. Экспериментальные и теоретические оценки давления водорода в литературе имеют большой разброс и составляют от нескольких КПа до нескольких сотен МПа [169].

3.4. Проверка адекватности ЕАМ приближения при получении

диаграмм растяжения

Считается, что основные ограничения, связанные с применением ЕАМ-подхода, заключаются в представлении полной электронной плотности в виде линейной суперпозиции сферически усредненных функций, что может сказаться негативно при моделировании систем с существенной долей ковалентной составляющей связи. Высокую долю ковалентной составляющей связи имеют переходные металлы.

Основные выводы в настоящей работе сделаны из анализа диаграмм деформации систем Fe и Fe-H. Поэтому важным этапом работы являлась оценка изменения диаграмм деформации при использовании подхода,

который бы более корректно учитывал изменения в распределении атомной электронной плотности. На рисунке 33 представлены диаграммы растяжения для кристаллического ГЦК-Ni, имеющего химическое сродство с Fe.

Диаграммы растяжения получены растяжением идеальных кристаллов ГЦКNi вдоль направления <100> с применением потенциалов ЕАМ-подхода и

ADP-подхода [107], учитывающего несферическое распределение атомной электронной плотности при деформировании. Потенциалы в ЕАМ-

приближении получены из потенциалов [107], где не учитывались функции дипольного и квадрупольного отклонений (см. раздел 2.1.5). Диаграммы растяжения снимались для идеального кристалла ГЦК-Ni при температуре

T 300K. Интегрирование уравнений движения проводилось по скоростному алгоритму Верле с шагом по времени 1 фс. Механическое

108

напряжение вдоль направлений <010>, <001> (отличных от направления деформации) поддерживалось равным нулю.

Для поддержания заданных температуры и механических напряжений применялись термостат и баростат Берендсена с параметрами

1 1,0пс, 2 1,0пс, Т 5,6 10 12 Па 1.

Из рисунка 33 видно, что диаграммы растяжения, полученные с применением ЕАМ и ADP потенциалов в точности совпадают до наступления стадии пластической деформации. Снижение величин напряжений по абсолютной величине на каждой диаграмме растяжения вызвано появлением двойниковых структур. По мере развития двойников диаграммы деформации начинают существенно отличаться. Это означает,

что потенциалы в ЕАМ приближении могут адекватно описывать системы при растяжении вплоть до появления в системе двойников. Результаты проведенных вычислительных экспериментов по снятию диаграмм растяжения не зависят от числа частиц в системе, и совпадают для систем с количеством атомов 4 000 и 400 000.

Данный факт свидетельствует о том, что полученные результаты с применением ЕАМ приближения являются физически обоснованными для моделирования деформированных состояний в металлических системах.

110

водородного охрупчивания в реальных системах на основе Fe происходит вследствие HELP-механизма или, что более вероятно, совместного действия

HELP- и HEDE-механизмов. Проявление HEDE-механизма в чистом виде без участия дислокаций при транкристаллитном разрушении в

наноразмерных областях маловероятно.

3 Водород значительным образом изменяет диаграмму растяжения систем кристаллического Fe, в которых присутствуют объемные дефекты кристаллического строения. В присутствии водорода снижаются предел текучести, предел прочности таких кристаллов. Также снижаются напряжения, необходимые для образования двойниковых структур в наноразмерных областях. Происходит это вследствие появления локальной диффузионной пластической деформации, приводящей к появлению площадки текучести на диаграмме растяжения при 3 % деформации. В

случае отсутствия водорода текучесть наступает при деформации 7 %.

4 Распространение трещины в наномасштабных областях происходит

вязко, то есть сопровождается пластической деформацией. Пластическая

в приповерхностных областях поры и образованием двойниковых структур. 5 Разрушению материала в наномасштабных областях предшествует стадия пластической деформации, независимо от наличия водорода

в системе.