Физика металлов и металловедение, 2024, № 11

Российская академия наук
ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ  
И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
Том 125   № 11   2024   Ноябрь
Журнал основан в августе 1955 г.
ISSN: 0015-3230
Выходит 12 раз в год
Журнал издается под руководством  
Отделения физических наук РАН
Главный редактор
Н.В. Мушников
Редакционная коллегия:
Н.Г. Бебенин, В.Д. Бучельников,
Е.Г. Герасимов (ответственный секретарь),
Ю.Н. Горностырев, М.В. Дегтярев, А.Е. Ермаков, М.А. Коротин,  
Н.Н. Куранова, В.В. Марченков, А.П. Носов, В.В. Попов,  
С.Д. Прокошкин, В.Г. Пушин (зам. главного редактора),
А.Б. Ринкевич, В.В. Сагарадзе, А.С. Самардак,
А.В. Столбовский, В.В. Устинов (зам. главного редактора),
A.V. Andreev, I. Belova, D.I. Gorbunov, S.O. Demokritov, A.V. Pan,
M. Pardavi-Horvath, A. Postnikov, G. Wilde, C.P. Yang
Редакционный совет:
В.В. Устинов (председатель), Р.З. Валиев, А.В. Королев,
Н.В. Мушников, С.Г. Овчинников, В.В. Рыбин, В.М. Счастливцев,  
В.Г. Шавров, Ю.И. Чумляков
Адрес редакции:
620108, Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18
Телефоны: (343) 374-05-54, (343) 378-36-02
Москва
ФГБУ «Издательство «Наука»
© Российская академия наук, 2024
© Уральское отделение РАН, 2024
© Институт физики металлов, 2024
© Редколлегия журнала
    “Физика металлов и металловедение”  
    (составитель), 2024

СОДЕРЖАНИЕ
Том 125, номер 11, 2024
 Структура, фазовые превращения и диффузия
Метастабильные нановыделения в сплавах. Феноменология и атомистическое моделирование
И. К. Разумов, Ю. Н. Горностырев 
1335
Влияние лазерной обработки наносекудной длительности  
на структуру и твердость сплава Zr–1%Nb
А. Н. Петрова,  И. Г. Бродова,  Д. Ю. Распосиенко,  А. И. Валиуллин,  
А. О. Курышев,  С. В. Афанасьев,  А. Н. Балахнин,  О. Б. Наймарк 
1343
Влияние обработки трением с перемешиванием на структуру  
и свойства низколегированного сплава Cu–Cr–Zr
А. И. Бодякова,  Э. И. Чистюхина,  М. С. Ткачев,  
С. С. Малофеев,  Р. О. Кайбышев 
1353
Водород в ОЦК-сплавах железа: ab initio моделирование 
А. А. Мирзоев,  А. В. Верховых,  Д. А. Мирзаев 
1363
Дислокационные механизмы релаксации напряжений несоответствия  
в кристаллических наногетероструктурах
 М. Ю. Гуткин,  А. Л. Колесникова,  С. А. Красницкий,  К. Н. Микаелян,  
Д. С. Михеев,  Д. А. Петров,  А. Е. Романов,  А. М. Смирнов,  А. П. Чернаков  
1373
Исследование растворимости карбонитридов в трубных  
низколегированных малоуглеродистых сталях с Mo и Nb при нагреве  
под прокатку на основе термодинамических расчетов
И. И. Горбачев,  В. В. Попов,  Д. М. Хабибулин,  Н. В. Урцев 
1381
Атомистическое моделирование особенностей  
формирования микроструктуры бинарных систем
Р. М. Кичигин,  П. В. Чирков,  А. В. Караваев,  В. В. Дремов 
1386
Микроструктурное состояние и характеристики деформации и разрушения,  
диссипации и накопления энергии при деформировании  
ультрамелкозернистых сплавов на основе титана, ниобия  
и магния для медицинских приложений
Ю. П. Шаркеев,  Е. В. Легостаева,  А. Ю. Ерошенко,   
Н. А. Лугинин,  А. И. Толмачев,  П. В. Уваркин 
1396
Тензочувствительность тугоплавких высокоэнтропийных сплавов
И. В. Евдокимов,  Е. В. Стерхов,  С. А. Упоров,  Р. Е. Рыльцев 
1405
Атомистическое моделирование диффузии примесей  
по границе зерна 63(112) в ОЦК-железе
А. И. Кочаев,  П. Е. Львов 
1416

Влияние термомеханических условий синтеза на фазовый состав  
и магнитную структуру неравновесных сплавов Au–Co 
Т. П. Толмачев,  И. А. Морозов,  Д. А. Шишкин,   
С. А. Петрова, Е. А. Толмачева,  В. П. Пилюгин 
1425
Прочность и пластичность 
Влияние размера зерна на индуцированную водородом потерю  
пластичности многокомпонентного сплава CoCrFeMnNi
Е. Г. Астафурова,  А. С. Нифонтов 
1430
Влияние концентрации ванадия на структуру и свойства сплавов  
Ti–V после кручения под высоким давлением
Г. С. Давдян,  А. С. Горнакова,  Б. Б. Страумал,   
В. И. Орлов, Н. С. Афоникова,  А. И. Тюрин,   
А. В. Дружинин,  А. Кильмаметов,  С. Соммадосси 
1438
Теплофизические свойства высокопрочной низколегированной трубной стали
Н. В. Урцев,  С. И. Платов,  А. В. Шмаков,  М. А. Рыжков,  М. Л. Лобанов 
1452
Многомасштабная модель ползучести в сталях с учетом микроструктуры
К. Ю. Хромов,  В. А. Рябов,  А. В. Козлов,  В. Л. Панченко 
1459

Contents
Vol. 125, No. 11, 2024
Structure, Phase Transformations, and Diffusion
Metastable nanoprecipitates in alloys. Phenomenology and atomistic simulation
I. K. Razumov and Yu. N. Gornostyrev 
1335
Effect of nanosecond laser treatment on the structure  
and hardness of the Zr–1%Nb alloy
A. N. Petrova, I. G. Brodova, D. Yu. Rasposienko, A. I. Valiullin,  
A. O. Kuryshev, S. V. Afanasyev, A. N. Balakhnin, and O. B. Naimark 
1343
Effect of friction-stir processing on the structure  
and properties of the low-doped Cu–Cr–Zr alloy
А. I. Bodyakova, E. I. Chistyukhina, M. S. Tkachev, S. S. Malopfeev, and R. O. Kaibyshev 
1353
Hydrogen in iron BCC-alloys: ab initio simulation
А. A. Mirzoev,  A. V. Verkhovykh, and D. A. Mirzaev 
1363
Dislocation mechanisms of misfit stress relaxation  
in crystalline nanoheterostructures
M. Yu. Gutkin,   A. L. Kolesnikova,  S. A. Krasnitckii,   
K. N. Mikaelyan,  D. S. Mikheev, D. A. Petrov,   
A. E. Romanov,  A. M. Smirnov, and A. P. Chernakov 
1373
Solubility study of carbonitrides in low-alloy pipe steels with Mo  
and Nb at heating for rolling based on thermodynamic calculations
I. I. Gorbachev,  V. V. Popov,  D. M. Khabibulin, and N. V. Urtsev 
1381
Atomistic simulation of specificities of microstructure formation in binary systems
R. M. Kichigin, P. V. Chirkov, A. V. Karavaev, and V. V. Dremov  
1386
The microstructural state and characteristics of the deformation and fracture,  
energy dissipation and accumulation in deformed ultrafine-grained alloys based  
on titanium, niobium, and magnesium for medical applications
Yu. Р. Sharkeev,  Е. V. Legostaeva,  А. Yu. Eroshenko,   
N. А. Luginin, A. I. Tolmachev, and P. V. Uvarkin 
1396
Strain gauge of refractory high-entropy alloys
I. V. Evdokimov, Е. V. Sterkhov, S. A. Uporov, and R. E. Ryltsev  
1405
Atomistic modeling of impurity diffusion in the grain boundary of 63(112) in BCC iron
A. I. Kochaev and P. E. L
’vov 
1416
Influence of thermomechanical synthesis conditions on phase composition 
and magnetic structure of nonequilibrium Au–Co alloys
T. P. Tolmachev,  I. A. Morozov,  D. A. Shishkin,   
S. A. Petrova,  E. A. Tolmacheva, and V. P. Pilyugin 
1425

Strength and Plasticity
Effect of grain size on the hydrogen-induced ductility loss  
of a multicomponent CoCrFeMnNi alloy
E. G. Astafurova and A. S. Nifontov  
1430
Effect of vanadium concentration on the structure and properties  
of Ti–V alloys subjected to high-pressure torsion
G. S. Davdian,  A. S. Gornakova,  B. B. Straumal,   
V. I. Orlov, N. S. Afonikova,  A. I. Tyurin,   
A. V. Druzhinin,  A. Kilmametov,  and S. Sommadossi 
1438
Thermophysical properties of high-strength low-alloyed Pipe Steel
N. V. Urtsev,  S. I. Platov,  A. V. Shmakov,  M. A. Ryzhkov, and M. L. Lobanov 
1452
A multiscale model of creep in steels with account for the microstructure
K. Yu. Khromov,  V. A. Ryabov,  A. V. Kozlov, and V. L. Panchenko 
1459

ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ, 2024, том 125, № 11, с. 1335–1342
 
 СТРУКТУРА, ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ  
И ДИФФУЗИЯ
УДК 669.017.118
МЕТАСТАБИЛЬНЫЕ НАНОВЫДЕЛЕНИЯ В СПЛАВАХ. 
ФЕНОМЕНОЛОГИЯ И АТОМИСТИЧЕСКОЕ МОДЕЛИРОВАНИЕ
© 2024 г.     И. К. Разумова, *, Ю. Н. Горностырева
аИнститут физики металлов УрО РАН, ул. С. Ковалевской, 18, Екатеринбург, 620108 Россия
*e-mail: rik@imp.uran.ru
Поступила в редакцию 20.06.2024 г. 
После доработки 03.07.2024 г. 
Принята к публикации 08.07.2024 г.
Метастабильные дисперсные состояния, возникающие при распаде в сплавах, представляют существенный интерес и имеют важное прикладное значение, обеспечивая высокие прочностные 
свойства. В последнее время особое внимание привлекает механизм стабилизации дисперсных 
состояний за счет формирования оболочки, обогащенной легирующими элементами. Здесь мы 
представляем краткий обзор теоретических представлений об условиях формирования и стабилизации дисперсных состояний в сплавах и недавних результатов первопринципного атомистического моделирования сплавов Al–Cu–X, Fe–Cu–X, Al–Sc–Zr, в которых формируются выделения со структурой “ядро–оболочка”. Обсуждаются условия кинетической и термодинамической 
стабилизации выделений по отношению к процессам коалесценции в процессе отжига. 
Ключевые слова: дисперсные состояния в сплавах, спинодальный распад, сегрегации, выделения, 
первопринципные расчеты, молекулярная динамика, Монте-Карло
DOI: 10.31857/S0015323024110012, EDN:INIZHQ
1. ВВЕДЕНИЕ
Одним из путей создания новых материалов является формирование в них определенной струк 
туры, обеспечивающей необходимые 
свойства. Особый интерес вызывают объемные 
нано 
материалы, содержащие структурные элементы с характерным размером порядка 100 нм, 
в которых удается реализовать необычные физические и ме 
ханические свойства [1]. Хотя в 
последние деся 
тилетия достигнут существенный прогресс в по 
нимании природы высоких 
свойств наноматери 
алов [2], специфические 
физические механизмы, ответственные за образование и стабильность микроструктуры, остаются предметом дискуссии [3–7].
Наноразмерные микроструктуры могут формироваться при закалке в результате стабилизации незавершенной стадии фазовых превращений. В этом случае, как результат спинодального 
распада [8] может возникать регулярная твидовая 
структура с выраженным ближним порядком. 
Известными примерами такого рода структурных состояний яв 
ляются полосчатые магнитные домены [9], анти 
фазная доменная структура 
в тетрагональных упо 
рядоченных сплавах [10], 
пластинчатая мартенсит 
ная [11, 12] или перлитная структура [13] в сталях. В этом случае существенную роль в стабилизации структурных состояний играют дальнодейству 
ющие (упругие, 
магнитные) взаимодействия [6].
Имеется другой, активно исследуемый класс 
материалов, структура которых характеризуется на 
личием стабильных или метастабильных 
нано 
размерных выделений в матрице сплава [7]. 
Приме 
рами такого рода гетерогенного состояния явля 
ются предвыделения (зоны) Гинье–
Престона (или К-состояния [14]) в алюминиевых сплавах [15, 16], образование атермической 
омега-фазы в Ti и Zr-сплавах [17], а также в системе Cu–Zn [18], образо 
вание выделений Cu в 
Fe [19], Pb в Al [20], фазы Al3Sc в Al [21]. 
Традиционные теории фазовых превращений 
сталкиваются с принципиальными трудностями 
в попытке объяснить стабильность формирующихся в этих случаях структурных состояний 
(см. об 
суждение в [5]). В рамках подходов, учитывающих объемную и поверхностную энергию 
выделений, зародыши новой фазы либо растворяются (если их размер меньше критического), 
либо неограниченно растут [8, 14, 22].
1335

РАЗУМОВ, ГОРНОСТЫРЕВ 
Для объяснения формирования устойчивых дисперсных состояний были предложены 
различ 
ные обобщения классических представлений, учи 
тывающие сброс упругой энергии сплава 
за счет потери когерентности на границе выделений [5, 14, 23], сегрегацию примесей на межфазных гра 
ницах [23, 24, 25], дискретность решетки в 
сопря 
жении выделения с матрицей [26]. 
В последние годы особое внимание уделяется исследованию образования и стабильности 
дис 
персных композитных выделений со структурой “ядро–оболочка”. Примерами таких систем явля 
ются сплавы Al–Cu–(Mg, Zr) [27, 28], 
Fe–Cu–Ni–Al [29, 30], Al–(Sc, Zr) [31, 32, 33]. В 
настоящей работе мы даем краткий обзор недавних результатов, по 
лученных при теоретическом 
исследовании этих сплавов. Изложению предшествует обсуждение общих условий формирования метастабильных дисперсных выделений. 
2. УСЛОВИЯ ФОРМИРОВАНИЯ 
ВЫДЕЛЕНИЙ СО СТРУКТУРОЙ  
“ЯДРООБОЛОЧКА”
Существуют два основных сценария реализации распада в сплавах: по классическому механизму зарождения и роста выделений новой 
фазы, либо в результате спинодального распада. Посколь 
ку появление зародышей новой фазы требует тер 
мической активации, новая фаза образуется гете 
рогенно, на границах зерен и 
других дефектах ре 
шетки. Поэтому для формиC3
C۝
Cڻ
Рис. 1. Области спинодальной неустойчивости по двум 
компонентам на диаграмме состояний тройного сплава 
(схематичный вид). Штриховые линии соответ 
ствуют температуре T1, когда области спинодального распада не перекрываются. Сплошные линии соответ 
ствуют более низкой 
температуре T2<T1 , при которой реализуется перекрытие 
спинодальных областей.
рования дисперсного гетерогенного состояния 
предпочтителен механизм спинодального распада, когда зародыши новой фазы образуются в 
объеме зерна спонтанно или с энергией активации 'E ~ kT [34]. 
На промежуточной стадии спинодального 
распада формируется высокодисперсное состояние, которое может быть “заморожено” путем 
быстрого охлаждения. Известными примерами 
реализации такого механизма являются бинарные сплавы Fe–Cr и Fe–Cu [35]. Отметим, что 
в сплаве Fe–Cu спи 
нодальный распад стартует 
в α-Fe с формирования нановыделений α-Cu, 
ОЦК-решетка которых пере 
страивается в ГЦК 
при достижении критического размера [36].
Картина спинодального распада в трехкомпонентном сплаве является в общем случае довольно сложной, поскольку определяется выпуклостью функции свободной энергии по спектру 
возможных направлений на диаграмме состояний. В общем виде спинодальный распад трехкомпонентного сплава рассматривался в работах [37, 38]. На рис. 1 схематически представлен 
частный случай диаграммы состояния тройного 
сплава, когда имеется стимул распада по всем 
компонентам (то есть энергия взаимодействия 
атомов сорта D и E, vDE < 0). Если фигуративная 
точка сплава оказывается в области перекрытия спинодальных областей (темные участки на 
диаграмме), можно ожидать реализации спинодальной неустойчивости по различным парам 
компонент. В этом случае возможна ситуация, 
когда выделения одного компонента стимулируют зарож 
дение или препятствуют росту выделений другого компонента, приводя к повышению 
дисперсности сплава [7]. 
Общей особенностью различных сценариев спинодального распада является то, что 
в процессе выдержки происходит огрубление 
микрострук 
туры, обусловленное коалесценцией 
выделений. Однако даже при повышенных температурах этот процесс может быть заторможен 
или полностью остановлен потерей когерентности решетки, сегре 
гациями на межфазных границах или выделениями новых фаз в процессе 
распада. 
Теория зернограничных сегрегаций предсказывает аномальную кинетику роста зерен и появление равновесного размера зерна в случае, 
если энергия сегрегации выше (по модулю) некоторого критического значения [39]. Этот эффект был под 
твержден экспериментально и результатами чис 
ленного моделирования [24, 25]. 
Представления [39] могут быть перенесены и на 
случай сегрегаций на межфазных границах. В работе [40] Монте-Карло моделированием распада 
ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ      том 125       № 11       2024

 
МЕТАСТАБИЛЬНЫЕ НАНОВЫДЕЛЕНИЯ В СПЛАВАХ 
1337
сплава была про 
демонстрирована возможность 
формирования рав 
новесных дисперсных состояний за счет сегрега 
ции примеси на межфазной 
границе, причем сред 
ний размер выделений мог 
уменьшаться в процессе эволюции.
ʩ 



Рис. 2. Кинетика спинодального распада по компоненту A 
и формирование “запирающей” оболочки, обога 
щенной 
малоподвижным компонентом B [41].
1
0.1
2
0.05
3
Относительный размер выделения
0
0
0.2
0.4
0.6
τ
Рис. 3. 
Эволюция 
максимального 
размера 
выделе 
ний 
компонента A (по отношению к размеру расчетной области L) [41]: 
 
(1) при D B 
 
 
(M, A) = 0 (оболочка не фор 
мируется); (2) D  
B 
 
 
(M) << D A 
 
 
 
(M) , 
D 
A 
 
 
(shell) = D 
A 
 
 
(M) = D 
B 
 
 
(M); (3) DB 
 
 
 
(M)<<D 
A 
 
 
(M), D 
A 
 
 
(shell)<< D 
A 
 
 
(M), D 
B 
 
 
(A)  <<D A 
 
 
(M).
ной оболочки (кривая 3), т. е. выделения A фактически оказываются изоли 
рованы от матрицы.
Следует отметить, что в рассматриваемом случае формирование оболочки является энергетически выгодным, в то время как стабильность 
формирующейся структуры имеет, скорее, кинетические причины. Другой сценарий кинетической стабилизации возможен, когда вокруг выделений 
формируется 
неравновесная 
оболочка, 
обога 
щенная компонентом B, но без образования 
фазы. Такой случай реализуется, по-видимому, в 
сплаве Al–Zr–Sc [31] и будет рассмотрен ниже. 
4. РЕЗУЛЬТАТЫ МОДЕЛИРОВАНИЯ
3. ЗАМЕДЛЕНИЕ РОСТА ВЫДЕЛЕНИЙ  
НА СТАДИИ КОАЛЕСЦЕНЦИИ
В работе [41] были детально рассмотрены условия кинетической стабилизации выделений 
в процессе спинодального распада в тройном 
сплаве. На рис. 2 представлена ситуация, когда распад приводит к формированию структуры “ядро–обо 
лочка” (время приведено в безразмерных единицах τ = tDA 
 
 
(M)/L2, где t — время, 
DА
(M) — коэффициент диффузии атомов сорта 
A в матрице, L — размер области моделирования). В этом случае атомы сортов A и B оба имеют термодинамический стимул к распаду, как в 
матрице, так и по отношению друг к другу (все 
энергии vDE < 0). При этом компонент B имеет достаточную подвижность в объеме выделений A, 
но малоподвижен в матрице. Ниже критической 
температуры, когда реализуется перекрытие 
спино 
дальных областей (рис. 1), распад стартует 
по компоненту A, а компонент B вытесняется из 
выде 
лений в матрицу. 
“Запирающая” оболочка вокруг выделений 
компонента A (рис. 2) представляет собой фазу 
промежуточного состава A–B и формируется в 
предположении о концентрационной зависимости энергии смешения vBM [41]. В отсутствие 
этой за 
висимости вокруг первичного выделения 
A обра 
зуются вторичные выделения компонента B (“прерывистая оболочка”), которые, при 
соответ 
ствующем соотношении коэффициентов 
диффу 
зии, также могут стабилизировать дисперсное состояние.
На рис. 3 приведено изменение со временем 
максимального размера выделения компонента 
A в случае формирования сплошной оболочки 
при различных соотношениях коэффициентов 
диффу 
зии (D   
A 
 
 
(M, shell), D 
B 
 
 
(M, A) – собственные коэффициенты диффузии компонента A в матрице и 
оболочке, компонента B в матрице и выделениях 
компонента A соответственно, которые в работе 
[41] были приняты равными соответствующим 
коэффициентам изотопной диффузии). Можно 
видеть, что распад развивается наиболее быстро, 
если диффузия компонента B полностью заморожена (кривая 1). Перераспределение компонента 
B приводит к формированию оболочки, затормаживая распад по компоненту A (ср. кривые 1 и 2). 
При этом наиболее эффек 
тивная стабилизация 
выделений реализуется, если подвижность компонента A понижается в области сформирован4.1. Стабильность зон Гинье–Престона  
и выделе 
ний θʹ-фазы в сплавах Al–Cu–X
Высокая прочность алюминиевых сплавов достигается благодаря наноразмерным выделениФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ      том 125       № 11       2024

РАЗУМОВ, ГОРНОСТЫРЕВ 
ям, которые формируются во время отжига при 
умеренных температурах. Современные методы 
первопринципного моделирования позволили 
по 
нять процессы, протекающие на ранних стадиях распада [42, 43] и определяющие формирование предвыделений в сплавах Al–Cu–X (зоны 
Гинье-Престона, GPZ [15]). Формирование GPZ 
в виде пластин, параллельных {100} матрицы, обусловлено минимизацией упругих напряжений 
[5, 14], что на языке теории сплавов может быть 
последовательно учтено вкладом многочастичных взаимодействий [42]. Отжиг сплавов Al–Cu 
при температурах выше комнатной приводит к 
росту GPZs и их перестройке по схеме: GPZ I 
(один слой атомов Cu) → Tʹʹ(GPZ II) → Tʹ-фаза → 
T-фаза [5]. В результате происходит огрубление 
выделений и ухудшение прочностных свойств.
Недавно были предложены Al–Cu-сплавы, 
содержащие Mn или Zr, добавки которых позволили стабилизировать тонкую структуру θʹвыде 
лений до довольно высоких температур [27, 
44]. Электронная микроскопия высокого разрешения выявила сегрегации Mn и Zr на границе 
θʹ-выде 
ления с матрицей [44]. Объяснение этому явле 
нию на основе результатов ab initio расчетов было предложено в [27].
Последовательный ab initio расчет взаимодействия легирующих элементов с когерентной 
границей θʹ-выделений в сплаве на основе Al–Cu 
проведен в [28]. Установлено, что полузаполненная атомами Cu граница θʹ-выделения является 
энергетически предпочтительной, и именно такая граница формируется согласно предложенному в [45] механизму перестройки Tʹʹ(GPZ II) → 
Tʹ-фаза. Показано, что особенности химической 
связи оп 
ределяют взаимодействия легирующих 
элементов с когерентной границей θʹ-фазы. Величина рассчитанных энергий взаимодействия 
для элементов с замкнутой (Cu, Zn) или незаполненной (Mg, Si) d-электронной оболочкой 
мала (< –0.1эВ) по срав 
нению с переходными 
d-металлами (Mn, Zr), для которых она составляет примерно –0.3 эВ.
Таким образом, результаты ab initio моделирования [27, 28] демонстрируют, что легирование 
Mn или Zr будет приводить к образованию сегрегаций на границе θʹ-фазы. Однако вопрос о том, 
достаточно ли этих сегрегаций чтобы предотвратить рост θʹ-выделений остается открытым и требует дополнительного исследования.
в матрице α-Fe в системе Fe−Cu достигаются 
высокие прочностные свойства при сохранении 
пластичности [19, 47, 48].
Кинетика распада пересыщенных твердых 
растворов Fe−Cu−Ni−Al детально исследовалась экспериментально. В низкоуглеродистых 
сталях, легированных Cu, Ni, Al и Mn, после 
старения при 500−550q в течение 1−2 ч удается 
получить очень высокую прочность ~1600 МПа 
[49]. В работах [50, 51] исследована микроструктура сплавов Fe−Cu−Ni−Al−Mn с различным 
суммарным содержанием легирующих элементов. Показано, что высокие прочностные свойства сплава с низким содержанием легирующих 
элементов обусловлены формированием частиц 
Cu, поверхность которых обогащена атомами Ni 
и Al (co-precipitation режим [3]). При повышении 
содержания Ni, Al кинетика распада меняется, и 
в результате старения формируются частицы выделений на основе Cu и интерметаллического 
соединения B2 NiAl. 
 
Распад 
и 
образование 
выделений 
в 
ОЦК-сплавах Fe−Cu−Ni и Fe−Cu−Mn исследован в [30] методом статистического Монте-Карло- моделирования с первопринципными эффективными межатомными взаимодействиями. 
Показано, что Ni содействует образованию выделений Cu и сегрегирует на межфазную поверхность Cu/Fe, в то время как Mn не оказывает существенного влияния на распад. 
В работах [52, 53], с использованием комплексного MD+MC-подхода, включающего Монте- 
Карло и молекулярно-динамическое моделирование, исследована кинетика формирования выделений в многокомпонентном низколегированном сплаве Fe–1.5 ат.%Cu–2.0 ат.%Ni–1.5 ат.%Al. 
Установлено, что в процессе отжига на поверхности наночастиц Cu происходит образование слоя, 
обогащенного ато 
мами Al и Ni (рис. 4).
Как показано в [52], распад сплава начина 
ется 
с формирования кластеров Cu. Хотя атомы Al и 
Ni имеют более высокий коэффициент диффузии в матрице ОЦК-Fe, образования кластеров, 
обогащенных атомами Ni и Al, не происходит; 
появления зародышей частиц NiAl следует ожидать в сплавах с существенно более высоким содержанием Ni [54]. Для сплавов Fe−Cu−Ni−Al 
с близким содержанием Cu, Ni и Al решающим 
фак 
тором является энергия взаимодействия 
между атомами Cu, которая существенно превосходит энергии других типов взаимодействия 
и определяет высокую движущую силу образования выделений. 
Формирование оболочки из атомов Ni и Al 
предотвращает рост частиц Cu. В результате, в 
сплаве Fe−Cu−Ni−Al образуются наночастицы 
Cu значительно меньшего размера, чем в бинар4.2. Кинетика распада и стабильность вы 
делений  
в сплаве Fe–Cu–(Ni, Al)
Медь является единственным из легирующих 
элементов в стали, демонстрирующим склонность к кластеризации [35, 46]. Благодаря образованию наноразмерных выделений ОЦК−Cu 
ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ      том 125       № 11       2024

 
МЕТАСТАБИЛЬНЫЕ НАНОВЫДЕЛЕНИЯ В СПЛАВАХ 
1339
(a)
˸
100
80
Cu
Fe
60
40
20
Al
NI
ˡ̅̄̍˼̄̉̇˷̍˿̖ ˷̉ 
0
0
2
4
6
8
10
12
˧˷̖̈̈̉̅̄˿˼ ‡
Рис. 4. Выделения, образовавшиеся в ОЦК-Fe после 1.5 ∙ 105 MD+MC шагов при T = 775 K (а). Красный цвет соответствует 
Cu, синий — Ni, зеленый — Al. Распределение атомов по радиусу выделения (б).
ном сплаве. Таким образом, легирование сплава 
Fe−Cu даже небольшим количеством Ni и Al замедляет рост частиц меди, благодаря формированию обо 
лочки и реализации механизма, подобного обсуждавшему в разд. 2.
4.3. Неравновесные структуры “ядро–оболочка”  
в сплаве Al–Sc–Zr
Легирование Sc — другой известный способ 
повышения прочностных свойств сплавов Al. 
Формирование наноразмерных когерентных выделений Al3Sc со сверхструктурой L12 значительно повышает прочность сплавов Al при температурах до 300qС [21, 55, 56]; при дальнейшем 
увели 
чении температуры происходит быстрое 
огруб 
ление выделений и потеря прочностных 
свойств. Микролегирование Zr приводит к образованию наночастиц Al3(ScXZr1-X), в результате чего сплав сохраняет высокие прочностные 
свойства до ~500qC. Согласно существующим 
представлени 
ям, повышение стабильности выделений обуслов 
лено образованием особой 
структуры выделений из преимущественно Sc 
содержащего ядра и обогащенной Zr-оболочки 
[32, 57, 58]. 
Образование выделений при отжиге в пересыщенном твердом растворе Al–Sc–Zr было 
иссле 
довано методом кинетического Монте- 
Карло моделирования с использованием ab initio 
рассчитанных межатомных потенциалов [31]. Результаты моделирования выявили явную тенденцию к образованию обогащенной Zr-оболочки, 
однако не позволили сделать вывод относительно механизма стабилизации вы 
делений, особенно — на стадии коалесценции. Кроме того, как 
было установлено эксперимен 
тально [32], структура Al3(ScXZr1-X) выделений яв 
ляется довольно 
сложной и характеризуется зна 
чительной неоднородностью в распределении как Zr, так и Sc, 
что не воспроизводит модель [31].
Более последовательный подход, использующий статистическую теорию сплавов с первопринципной 
параметризацией 
межатомных 
взаи 
модействий, был использован в [33] для моделирования как образования выделений, так и 
их растворения. Показано, что структура типа 
“ядро–оболочка” формируется в определенном 
интервале параметров и очень чувствительна к 
деталям механизма диффузии в сплаве.
Механизм 
диффузии 
в 
упорядоченной 
L12-час 
тице является сложным, и акт диффузии, при 
водящий к обмену первыми соседями, 
энергети 
чески затруднен, поскольку приводит 
к разупоря 
дочению. Поэтому в [33] рассматривался обмен атомами как в положении первых, 
так и вторых соседей. Как видно из результатов, 
приведенных на рис. 5а, при увеличенных частотах обмена по вторым соседям *2 формируется 
обычная струк 
тура “ядро–оболочка”. В то же 
время уменьшение частоты *2 радикально изменяет картину (рис. 5б), так что наблюдается расслоение внутри частицы, как по скандию, так и 
по цирконию. Именно подобная структура выделений наблюдалась экспериментально [32]. 
Проведенное в [33] моделирование показа 
ло, 
что наличие обогащенной Zr-оболочки замедляет растворение мелких выделений, предотвращая огрубление структуры. В результате, формирование структуры частиц типа “ядро–оболочка” 
ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ      том 125       № 11       2024