Водород в ОЦК-сплавах железа: ab initio моделирование

Полный текст

ВВЕДЕНИЕ

В этом году исполняется 150 лет открытию Уильямом Джонсоном водородного охрупчивания (ВО) железа и сталей. В работе 1875 г. [1] Джонсон установил два важнейших вывода: охрупчивание связано с диффузионно-подвижным водородом, поэтому явление обратимо; чем прочнее сталь, тем больше она подвержена охрупчиванию. Таким образом, для борьбы с ВО необходим контроль количества диффузионного водорода. Этого можно добиться, предотвращая попадание водорода в металл за счет вакуумной выплавки и использования непроницаемых покрытий. Эти методы на какое-то время позволили решить проблему ВО сталей. Однако в последние годы проблема вновь стала актуальной из-за разработки сверхвысокопрочных сталей (предел прочности более 1000 МПа) для автомобилей [2], где вновь столкнулись с усталостным разрушением из-за ВО [3]. Второй причиной является необходимость перехода к “зеленой” энергетике и связанная с этим перекачка по магистральным трубопроводам водородсодержащих газов и жидкостей [4].

Современное понимание механизма водородного охрупчивания предполагает, что атомы водорода мигрируют к центрам внутреннего напряжения и в конечном итоге вызывают рост и распространение трещин, приводящее к разрушению [5]. Несмотря на существование ряда предложенных механизмов ВО [6–10], общепризнанная теория деградации пока отсутствует. Наиболее используемыми стали две модели: декогезия, усиленная водородом (HEDE), и локализованная пластичность, усиленная водородом (HELP). Модель HEDE согласуется с данными эксперимента при использовании сталей в водородосодержащих водных и газообразных средах. В ее рамках было предложено несколько привлекательных мест декогезии, среди которых вершины микротрещин, межзеренные границы [11]. Модель HELP (Hydrogen Enhanced Localized Plasticity) была впервые предложена Бичемом в 1972 году [12]. В этом механизме атомы водорода накапливаются вблизи вершины трещины. Это приводит к локальному снижению предела текучести, увеличивая подвижность дислокаций. Такое увеличение подвижности дислокаций в присутствии водорода наблюдали in situ просвечивающей электронной микроскопией [13]. Причина водородного охрупчивания конкретной стали зависит от многих факторов: условий эксплуатации (приложенная нагрузка, содержание водорода) и микроструктуры стали (наличие карбидных выделений, размер зерна, наличие неравновесных фаз). В некоторых случаях обнаружено, что несколько механизмов могут действовать одновременно, приводя к синергетическому эффекту [14]. Однако во всех механизмах предполагается, что водород диффундирует к дефектам микроструктуры (поры, дислокации, границы зерен и фаз), где накапливается и способствует разрушению материала. Диффузионная подвижность и количество подвижного водорода могут быть резко снижены захватом водорода на ловушки. Водород может захватываться такими структурными дефектами, как примеси, дислокации, границы зерен и фаз и другие дефекты решетки. Будучи примесью внедрения, водород имеет низкую растворимость в железе и сталях, поэтому экспериментальное изучение микроскопических механизмов его взаимодействия с дефектами решетки металлов весьма трудоемко.

Теория функционала плотности дает возможность для изучения этой проблемы на атомном уровне и может оценить локализацию водорода на различных дефектах структуры и ее влияние на когезию в системе. За последние два десятка лет были предприняты значительные усилия в отношении исследования захвата атомов H в ОЦК-Fe [15–23]. Довольно полный обзор полученных результатов представлен в виде таблицы в работе [24]. Однако сделать однозначный вывод об иерархии энергий захвата довольно сложно, поскольку большинство приведенных результатов получено с использованием разных методов и подходов, что затрудняет количественное сравнение, а в некоторых случаях делает его невозможным. В недавних работах [25, 26] было проведено систематическое DFT-исследование захвата атомов H на различных дефектах ОЦК-Fe с использованием обобщенного градиента (GGA) для обменно-корреляционного функционала в рамках пакета VASP. Тем не менее значения энергий захвата атомов водорода, полученные в рамках одного и того же метода, различаются на величину до 5 мРб, что в ряде случаев затрудняет количественную интерпретацию экспериментальных данных (например, данных термодесорбционной спектроскопии). Поэтому представляется необходимым провести уточнение предлагаемых значений. В данной работе мы приводим результаты аналогичного исследования, проведенного нами в последние годы [27–34], с использованием GGA приближения в полнопотенциальном пакете WIEN2k, который обеспечивает максимальную точность DFT-расчета [35]. Приведенные результаты позволят получить более точную картину иерархии энергий захвата водорода различными типами ловушек в сталях на основе ОЦК-железа, а также могут быть использованы для оценки существующих теорий ВО, и интерпретации данных термодесорбционной спектроскопии.

МЕТОДИКА МОДЕЛИРОВАНИЯ

Для анализа сложной задачи воздействия водорода на ферритные ОЦК-стали необходимо по возможности ее упростить. Для этого рассмотрим разложение структуры стали на более простые элементы, такие как фазы, поверхности зерен и границы фаз (рис. 1). Типичными фазами, которые могут наблюдаться в составе ферритных сталей, являются феррит, мартенсит, аустенит и цементит. Кроме этих чистых фаз большое значение для водородного охрупчивания будут иметь границы между ними. Сами фазы также неоднородны и содержат большое количество структурных дефектов (легирующие элементы, вакансии, дислокации, границы зерен). Более того, при описании этих дефектов необходимо учитывать возможность различия их геометрических и химических конфигураций. При такой декомпозиции полный охват всех аспектов, показанных на рис. 1, требует огромного количества ab initio вычислений. В силу ограниченности ресурсов в данной работе мы рассмотрим лишь элементы, выделенные на рисунке жирным курсивом.

 

Рис. 1. Основные элементы дефектов структуры в ОЦК-сталях, которые необходимо учитывать, чтобы охватить проблему водородной деградации сталей. Рассмотренные в данной работе элементы выделены жирным курсивом.

 

Энергия взаимодействия атомов Н и С в ОЦК-Fe незначительно (0.09 эВ по данным [20]) и растворимость углерода в железе низкая. Это позволяет еще упростить проблему, используя для фаз сталей структуры-прототипы фаз чистого железа.

В наших расчетах ферритная фаза сталей моделируется объемно-центрированной кубической (ОЦК) структурой чистого железа, аустенит представлен гранецентрированным кубическим (ГЦК) железом, а мартенсит — объемноцентрированной тетрагональной структурой Fe. Должное внимание уделено описанию магнитной структуры рассматриваемых фаз. Ферритную фазу рассчитывали, как ферромагнетик с самосогласованным магнитным моментом 2.18 μ_Б. Подобный магнитный момент наблюдали и в мартенсите. Полученный оптимизированный параметр ОЦК-решетки a = 2.84 Å несколько меньше экспериментального значения (2.886 Å), что является известным недостатком современных обменно-корреляционных функционалов для железа. В наших расчетах для аустенита использована магнитная структура двойного антиферромагнитного слоя (AFMD), которая является хорошим и эффективным коллинеарным приближением основного ГЦК-состояния железа. Все вычисления проведены в рамках теории функционала плотности полнопотенциальным методом линеаризованных присоединенных плоских волн (FP LAPW) с учетом обобщенного градиентного приближения (GGA’96) в программном пакете WIEN2k. При интегрировании в обратном пространстве и вычислении электронной плотности использована схема Монхорста–Пака. Радиус МТ-сферы R_mt для железа и водорода, соответственно, был равен 2.0 а.е. и 0.7 а.е., E_cut = 400 эВ.

При моделировании точечных дефектов (вакансии, примесные атомы) использована суперячейка из 54 узлов ОЦК-решетки с периодическими граничными условиями. Оптимизация структуры включала релаксацию объема и внутренних координат до достижения силы на каждом атоме менее 0.02 эВ/Å. Параметры моделирования подбирали так, чтобы погрешность расчетов не превышала 0.01 эВ/атом. Для поверхностных дефектов (границы зерен) размеры суперячейки выбирали в 48, 40 и 40 атомов для Σ3(111), Σ5(210) и Σ5(310) соответственно, которые обеспечивали точность 0.01 эВ/атом. Увеличение размера ячейки давало незначительные изменения в энергии формирования ГЗ (около 0.01 Дж/м²). Для каждого типа границы зерна оптимизировали длину суперячейки как вдоль, так и перпендикулярно границе, чтобы устранить напряжения, возникающие при ее образовании. Затем проводили основную релаксацию атомов в суперячейке до достижения сил Хеллмана–Фейнмана на каждом атоме не более 0.01 эВ/Å.

РАСТВОРИМОСТЬ ВОДОРОДА В РАЗНЫХ ФАЗАХ

Объемные фазы Fe имеют два соответствующих типа межузельных позиций: октаэдрические позиции (OП) и тетраэдрические позиции (TП) (рис. 2). Энергия растворения атомов H в этих междоузлиях представлена в табл. 1 вместе с экспериментальными результатами и результатами других расчетов. Наш анализ позволяет сделать следующие выводы: наиболее предпочтительное положение H в ОЦК-Fe находится в TП, тогда как в ГЦК и ГПУ Fe предпочтительнее OП. Эти результаты согласуются с экспериментальными данными [36, 37].

 

Рис. 2. Кристаллическая структура ОЦК-Fe с указанием магнитного упорядочения (ФМ) и положений межузельных позиции внедрения (тетрапор (ТП) и октапор (ОП)).

 

Таблица 1. Основные данные об энергии растворения и узлах внедрения водорода в различных фазах железа

Энергия растворения водорода, эВ
	ОЦК (ТП)	ГЦК (ОП)	ОЦТ (ТП)
Наш расчет	0.27	0.20	0.17–0.22 (для различной тетрагональности)
Эксп. [36, 37]	0.28	0.22	—

 

Отметим, что энергия растворения наименьшая для ГЦК-Fe и наибольшая для ОЦК-Fe. Наличие деформации решетки существенно изменяет растворимость H. Энергия растворения H в феррите значительно снижается при изменении параметра решетки под действием приложенного гидростатического напряжения (рис. 3).

 

Рис. 3. Зависимость энергии растворения водорода в α-железе (ΔEsol) от внешнего гидростатического напряжения (σ) [29].

 

Приведенная зависимость полностью объясняет, почему энергия растворения H снижается в мартенсите, структура которого определяется растягивающим напряжением внедренного углерода (табл. 1).

Прежде чем перейти к изложению основных результатов моделирования взаимодействия водорода с дефектами структуры, хотелось бы сделать одно общее замечание. Как уже отмечали, глубокие ловушки локализуют атомы Н и уменьшают концентрацию диффузионно-подвижного водорода, тем самым снижая восприимчивость стали к водородному охрупчиванию. Важно дать точное определение термина глубокая ловушка. На рис. 4 приведена энергетическая схема, описывающая поведение атомов водорода в металле.

 

Рис. 4. Энергетическая схема поведения атома водорода в металле для пояснения понятий энергии растворения (Es), энергии связи (захвата) с ловушкой (Eb) и энергии активации диффузии (Ea) в идеальной решетке.

 

В контексте водородного охрупчивания, глубокой мы считаем ловушку, в которой захваченный водород не способен вернуться в решетку и стать диффузионно-подвижным в течение значительного времени. При таком подходе способ задания “глубины” ловушек в виде указания границы энергии их связи, которая отличает обратимые ловушки от необратимых, становится неопределенным. Действительно, задание определенной границы энергии захвата не учитывает временной и температурный фактор.

Термодинамическое равновесие между захваченным и свободно диффундирующим водородом означает, что, когда концентрация последнего снижается, захваченный водород будет освобождаться из ловушек. Однако этот процесс зависит от температуры и интересующего нас временного промежутка. Поэтому ловушку с энергией связи 100 кДж/моль следует считать глубокой при комнатной температуре, но при достаточно высокой температуре и значительном сроке службы изделия она становится обратимой.

ВЗАИМОДЕЙСТВИЕ ВОДОРОДА С ЛОВУШКАМИ В ОЦК-ЖЕЛЕЗЕ

Основные виды ловушек для водорода и полученные нами оценки энергии связи (E_b) в сравнении с данными эксперимента приведены в табл. 2. Определение E_b показано на рис. 4. При сопоставлении экспериментальных и расчетных данных следует учитывать, что радиационные эксперименты непосредственно дают E_b, тогда как термодесорбция дает комбинацию E_b+E_a, где E_a — энергия активации диффузии водорода (рис. 4). Кроме того существуют значительные неопределенности в измерении E_b для всех косвенных методов, поскольку большая часть теории применяется так, будто существует один тип ловушек, тогда как на практике реальный материал содержит множество ловушек и спектр энергий связи.

 

Таблица 2. Данные по энергиям связи (захвата) E_b атомов водорода c ловушками в ферритных сталях. Феррит обозначен буквой “α”. Энергии связи округлены

Ловушка в α-Fe	Eb, эВ	Эксп., эВ
Вакансия в ФМ состоянии Fe	0.60	0.6 [38]
Вакансия в ПМ состоянии Fe	0.27	0.27 [38]
Комплекс “вакансия + V”	0.58
Комплекс “вакансия + Ti”	0.59
Дивакансия	0.28
Примесь V	0.03
Примесь Ti	0.09
Примесь Y	0.22
Примесь Zr	0.18
Примесь Mg	0.13
Примесь Pd	0.09
Граница α /цементит	0.39
Цементит	0.26
Межзеренная граница Σ3(111)	0.39	0.51 [39]
Межзеренная граница Σ5(310)	0.43
Межзеренная граница Σ5(210)	0.81

 

Далее мы кратко рассмотрим наиболее интересные особенности нескольких классов ловушек.

Взаимодействие водорода с вакансиями. Взаимодействие атомов водорода с вакансиями, вероятно, является наиболее важным фактором влияния точечных дефектов на водородное охрупчивание. Данные работы [16] свидетельствуют о том, что одиночная вакансия в ОЦК-железе способна удерживать до 6 атомов водорода. Энергия образования подобных комплексов ниже, чем суммарная энергия образования одиночной вакансии и изолированных внедренных в междоузлия атомов Н. Поэтому образование таких комплексов приводит к росту концентрации вакансий, о чем свидетельствует ряд экспериментов [38]. На рис. 5 представлены результаты расчетов энергии связи атома водорода с комплексом VaH_n в зависимости от количества n атомов Н в комплексе [27]. Оказывается, атомы Н наиболее сильно захватываются в ферромагнитном железе пустой вакансией и вакансией, содержащей один атом водорода (энергия связи 0.60–0.62 эВ).

Энергия захвата атома водорода для n > 2 резко падает, что свидетельствует о возрастании отталкивающего взаимодействия между атомами водорода в комплексе. Данные рис. 5 показывают, что захват атомов H приводит к существенному снижению энергии образования вакансий и, следовательно, увеличению их концентрации. Для дальнейшего выяснения этого эффекта мы рассмотрели открытую систему, в которой вакансионные комплексы разного состава VaH_n находятся в термодинамическом равновесии [27]. Результаты расчета доли связанных вакансионными комплексами атомов водорода в зависимости от температуры представлены на рис. 6. В парамагнитном состоянии энергия связи водорода вакансией значительно ниже и составляет 0.27 эВ [28].

 

Рис. 5. Зависимость энергии связи атома водорода в комплексе VaHn от числа атомов Н: кружки — результаты нашего моделирования [27]; треугольники — результаты работы [16]; квадраты — экспериментальные данные [40].

 

Рис. 6. Температурная зависимость доли атомов водорода, связанных с вакансиями , при общей концентрации водорода xH: 1 — 10−4; 2 – 3 ·10−4; 3 — 10−3.

 

В работе [34] было дополнительно рассмотрено влияние примесей V, Cr, Ti, Pd на взаимодействие водорода с вакансиями. Показано, что все указанные примеси связываются с вакансиями, при этом энергия связи Pd и Ti значительна и составляет 0.30 и 0.28 эВ, соответственно. Расчеты показали, что энергия связи возникающих комплексов Va–Me (Me = V, Cr, Ti, Pd) с водородом практически совпадает с энергией связи водорода с чистой вакансией. Установлено также, что атом водорода существенно слабее захватывается дивакансией (энергия связи 0.28 эВ) [30].

Взаимодействие с границами зерен. В соответствии с моделью декогезии, усиленной водородом (HEDE), присутствие водорода может ослабить связи атомов железа на границах зерен, что приведет к межзеренному охрупчиванию и, следовательно, к разрушению объемного материала. Были выбраны три границы зерен наклона Σ3(111), Σ5(210) и Σ5(310). Граница Σ3(111) является наиболее часто изучаемой и может рассматриваться в качестве модельной системы. Граница Σ5(310) имеет низкую энергию формирования в ОЦК-железе. Граница Σ5(210) менее изучена, но интересна из-за взаимного сдвига одного зерна относительно другого, который создает асимметрию в системе. Поэтому ее можно использовать как модель для асимметричных границ наклона в железе. На рис. 7 представлены расчетные значения энергии растворения водорода как функции расстояния от границы раздела зерен для трех исследованных границ [31]. Разность между энергиями растворения вблизи границы и в тетрапорах ОЦК-Fe (показана на рис. 7 штриховой линией) определяет значение энергии захвата.

 

Рис. 7. Энергия растворения водорода как функция расстояния от границы раздела зерен для границ зерен Σ3(111), Σ5(210) и Σ5(310) в ОЦК-Fe. Штриховые линии указывают энергии растворения Н в тетраэдрических позициях в ОЦК-Fe.

 

Наблюдается сильное отличие зависимости энергии растворения водорода от расстояния до границы раздела зерен для ГЗ Σ3(111), Σ5(310) и Σ5(210). Это связано с тем, что первые две границы являются симметричными, тогда как последняя — несимметрична. Разориентация сопрягающихся симметричных зерен Σ3(111) и Σ5(310) приводит к возникновению ступенчатых структур на границе. Пустоты между ступеньками содержат междоузлия внедрения водорода с пониженной энергией растворения. Именно в эти поры и происходит захват атомов водорода. В случае несимметричной границы Σ5(210) происходит сдвиг зерен с проскальзыванием ступенек и последующей релаксацией структуры. При этом плоскость границы не является предпочтительной для захвата атомов H. Искажение формы междоузлий в приграничной структуре, по-видимому, приводит к росту объемов Вороного некоторых междоузлий. Как следствие, энергия растворения водорода в них оказывается ниже, чем в соответствующих объемных фазах.

В табл. 3 приведены максимальные значения энергии захвата и растворения для всех трех границ в сравнении с результатами работы [25].

 

Таблица 3. Энергетические характеристики взаимодействия водорода с МГ: энергия растворения (ΔE_sol) и энергия связи (E_b)

Тип МГ	ΔEsol, эВ		Eb, эВ
	Наши результаты	[25]	Наши результаты	[25]
Σ5(310)	–0.10	–0.13	0.43	0.44
Σ5(210)	–0.48	–	0.81
Σ3(111)	–0.10	–0.19	0.39	0.46
Эксп. [39]	–		0.51

 

Взаимодействие водорода с границей раздела феррит/цементит. Известно, что в поковках многих инструментальных перлитных сталей ВО практически никогда не наблюдается, даже при значительном содержании водорода. По этим причинам возникло предположение об адсорбции водорода на межфазных границах феррит/цементит, поскольку перлит — тонкопластинчатая ферритно-цементитная смесь. Существуют три типа ориентационных соотношений (OС) между ферритом и цементитом в перлите: Багаряцкого, Исайчева и Питча–Петча [41]. Для перлита, образующегося при малых переохлаждениях, доли трех этих ОС примерно равны, но с понижением температуры превращения вероятность ОС Исайчева возрастает [42]. Поскольку наиболее интенсивный захват атомов водорода должен происходить именно в низкотемпературном тонкопластинчатом перлите с повышенной объемной плоскостью межфазных границ, то мы будем рассматривать ориентационное соотношение Исайчева. В качестве модели была построена суперячейка, содержащая 64 атома [32] (рис. 8).

 

Рис. 8. Суперячейка для межфазной границы феррит/цементит. Цифрами обозначены позиции водорода на межфазной границе.

 

В табл. 4 приведены значения энергий растворения и захвата атомов водорода на межфазной границе феррит/цементит в 8 позициях, отвечающих наиболее низкой энергии системы [32]. При рассмотрении энергии растворения атомов H в цементите учтено, что в элементарной ячейке цементита есть три неэквивалентных тетраэдрических узла, а также октаэдрический узел. Энергии растворения атомов H в тетрапорах намного выше, поэтому в табл. 4 в качестве основного приведено значение энергии растворения для октаэдрической поры, сравнимой с энергией растворения водорода в ОЦК-Fe.

 

Таблица 4. Энергетические характеристики взаимодействия водорода с межфазной границей феррит/цементит: энергия растворения (ΔE_sol) и энергия связи (E_b)

Узлы		ΔEsol, эВ		Eb, эВ
		Наши рез-ты	Другие авторы	Наши рез-ты	Другие авторы
Граница феррит / цементит	1	0.08		0.34	0.20 [25] 0.40 [44]
	2	0.19		0.23
	3	0.07		0.35
	4	0.03		0.39
	5	0.16		0.26
	6	0.20		0.22
	7	0.26		0.17
	8	0.20		0.22
Цементит		0.16	0.15 [25]	0.26	0.34 [44]
Эксп.		–		0.21–0.48 [43]

 

Отметим, что полученные значения хорошо согласуются с экспериментальными данными Каваками и Матсумия [43].

Влияние легирующих элементов. Легирующие элементы изменяют растворимость водорода в стальных фазах. Поэтому проведен систематический анализ их влияния на энергию растворения H в ОЦК-фазе Fe [33]. Установлено, что при добавлении атомов H не изменяются предпочтительные межузельные положения для всех рассмотренных элементов. Чаще всего, водород предпочитает находиться в тетрапорах второго окружения относительно примесей, поскольку эта позиция является энергетически самой выгодной, однако в ряде случаев может захватываться и в более дальних окружениях [33]. Результаты расчета энергии растворения [45] атома водорода при нахождении в наиболее выгодном окружении примесей легирования представлены на рис. 9 как функция изменения электронной плотности внутри тетрапоры после внедрения в нее атома водорода.

 

Рис. 9. Зависимость энергии растворения водорода вблизи различных примесей в матрице железа от изменения электронной плотности внутри тетраэдрической поры ОЦК-Fe, после внедрения в нее атома водорода. Прямая на рисунке соответствует изменению энергии атома водорода при погружении в однородный электронный газ в рамках теории эффективной среды (сплошная кривая из рис. 4 работы [46]).

 

В теории эффективной среды энергию внедрения атомов H в металл принимают как энергию внедрения в гомогенный электронный газ плотности n₀ — соответствующим образом взвешенное среднее значение электронной плотности в небольшой зоне вокруг протона, где возмущение, им создаваемое, велико [46]. Энергия внедрения атомов H монотонно убывает с уменьшением плотности электронов, пока не достигнет минимума при оптимальной плотности n₀ =0.012 e/ų (прямая линия на рис. 9, взята из работы [46]). Можно принять, что изменение электронной плотности Δn в тетрапоре железа при помещении туда атома водорода примерно соответствует параметру n₀. Сравнение наших результатов и данных [46] полностью подтверждает данное предположение. Поскольку плотность электронов вблизи ионов Fe намного выше, чем n₀, то водород растворяется там, где плотность электронов самая низкая — в тетрапоре с плотностью n₀ ≈ 0.018 e/ų. Введение примесей приводит к изменению плотности электронов в тетрапорах окружения, что и приводит к изменению энергии растворения.

Заметим, что многие представленные выше результаты согласуются с представлениями теории эффективной среды. Энергия связи атома водорода с дефектом равна разности энергий растворения водорода в чистом железе и в железе, содержащем дефект. Поскольку первое слагаемое есть константа, то фактор, уменьшающий энергию растворения атомов Н, будет приводить к увеличению энергии его захвата. В области вакансии электронный газ сильнее понижает свою плотность, чем внутри тетрапоры, поэтому она и обладает столь высокой энергией связи с водородом [47]. Размещение внутри вакансии нескольких атомов Н приводит к росту плотности электронного газа. В результате энергия захвата начинает монотонно снижаться. Снижение энергии захвата дивакансией, по-видимому, означает, что внутри дивакансии достигается плотность электронов ниже, чем n₀. В этом случае энергия погружения возрастает, что и объясняет понижение энергии связи.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

В рамках данной работы получены следующие результаты:

1. Захват атомов водорода при 0 К на всех типичных дефектах в ОЦК-Fe систематически исследован в рамках программного пакета WIEN2k, наиболее точного из всех DFT-методик. Построенная иерархическая карта энергий захвата атомов водорода может быть использована для анализа экспериментов по растворимости и термодесорбции водорода в различных фазах стали.
2. Результаты пролили свет на возможные механизмы водородного охрупчивания в сталях. Показана возможность, образования дивакансий за счет объединения атомов H и вакансий в комплексы. Слияние этих дефектов может привести к образованию пор в сталях.
3. Энергия захвата атомов Н на вакансиях, межзеренной границе и границе феррит/цементит выше, чем на точечных примесях и дивакансиях. При этом энергии захвата на каждом дефекте представляют собой не одно значение, а распределение энергий захвата. На примере вакансий показано, что энергия связи водорода с дефектом зависит от магнитного состояния Fe. В парамагнитном состоянии энергия связи заметно ниже.
4. Установлено, что изменение электронной плотности Δn в тетрапоре железа при помещении туда атома водорода близко по величине к параметру n₀ в теории эффективной среды.
5. Показано, что энергия захвата атомов водорода на дефектах в ОЦК-железе будет тем больше, чем меньшее возмущение электронной плотности возникает при растворении водорода вблизи дефекта.
6. Обнаружено, что примеси ванадия и титана в ОЦК-Fe являются ловушками для атомов водорода. Они способны к связыванию с вакансиями, однако это не оказывает влияния на захват вакансией атома водорода.

Исследование выполнено при финансовой поддержке Российского научного фонда (грант № 23-22-10039) https://rscf.ru/project/23-22-10039/, а также Правительства и Министерства образования и науки Челябинской области.

Авторы данной работы заявляют, что у них нет конфликта интересов.

Об авторах

А. А. Мирзоев

Южно-Уральский государственный университет (НИУ)

Автор, ответственный за переписку.
Email: mirzoevaa@susu.ru
Россия, пр-т Ленина, 76, Челябинск, 454080

А. В. Верховых

Южно-Уральский государственный университет (НИУ)

Email: mirzoevaa@susu.ru
Россия, пр-т Ленина, 76, Челябинск, 454080

Д. А. Мирзаев

Южно-Уральский государственный университет (НИУ)

Email: mirzoevaa@susu.ru
Россия, пр-т Ленина, 76, Челябинск, 454080

Список литературы

Дополнительные файлы