Структурные превращения в сплавах Al-Fe, полученных при экстремальных воздействиях тема автореферата и диссертации по химии, 02.00.01 ВАК РФ

р Г$)СКОЕфДш ОРДЕНА ЛЕНИНА, ОРДЕНА ТРУДОВОГО КРАСНОГО ЗНАМЕНИ И ОРДЕНА ОКТЯБРЬСКОЙ РЕВОЛЩИИ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ УНИВЕРСИТЕТ . ■ ...... --• им.М.В• ЛОМОНОСОВА

ХИМИЧЕСКИЙ ФАКУЛЬТЕТ

На правах рукописи УДК 669.715

ЛЕОНОВ Александр Васильевич

СТРУКТУРНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В СПЛАВАХ АЬ-Ре, ПОЛУЧЕННЫХ ПРИ ЭКСТРЕМАЛЬНЫХ ВОЗДЕЙСТВИЯХ

( Специальность 02.00.01 - неорганическая химия )

Г"

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата химических наук

МОСКЗА 1993г.

Работа выполнена на кафедре общей химии Химического факультета Московского Государственного университета ил!-М.В.Ломоносова

Ой-ПШЛЬНЫЕ ОППОНЕНТЫ: доктор химических наук, профессор

ВЕДУЩАЯ ОРГАНИЗАЦИЯ: Московский институт стали и сплавов

Зашита состоится " ¡¿£ "/¿мИ/ия. 1993г. в часов на заседании Специализированного Совета К 053.05.59 по химическим наукам в Московском Государственном университете им. М.В.Ломоносова по адресу: 119899, ГСП, Москва В-234, Ленинские горы, МГУ, Химический факультет, аудитория 4ЧС .

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Химического факультета"МГУ им.М.В.Ломоносова.

Автореферат разослан 1993г.

Ученый секретарь Специализированного Совета, кандидат химических наук, ~ -

НАУЧНЫЙ РУКОВОДИТЕЛЬ: доктор фгзико-математических

профессор ФАДЕЕВА В.И.

МОГУТНОВ Б.М. доктор химических наук СТРЕЛЕ1ШИ7 А.Н.

доцент

03Ц4Я ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность те«к. Для получения 'металлических сплазов широкое распространение получили методы, использующие экстремальные воздействия. К ним относятся метод ззкалки из хилкого состояния (ЗЖС), метода плазменного напыления, ионного облучения, метод лазерной обработки поверхности изделий и др. 3 последнее время интенсивно развивается метод мехавохимического синтеза металлических сплавов, названный методом механического сплавления (МС), заключающийся в обработке металлических порошков в высокоэнергетических шаровых мельницах. Особенностью механохимического синтеза является низкотемпературное твердофазное взаимодействие исходных компонентов. Метода ЗЖС и МС позволяют получить в металлических системах ыетастабильные состояния, которые не реализуются с помощью равновесных процессов - это пересыщенные твердые растворы, метастабильные кристаллические фазы, квазикристаллические и аморфные фазы (АМ).

Несмотря на широкое практическое применение указанных технологий, механизм физико-химического взаимодействия компонентов в неравновесных услозиях недостаточно изучен, что не позволяет прогнозировать образование различных метастзбильных состояний. Для конкретных систем и способов получения сплавов характеристики образования тех или иных структур определяют эмпирически.

Выявление общих закономерностей формирования структуры сплавов, полученных при экстремальных воздействиях, а также особенностей, связанных с конкретным способом получения сплавов (например, быстрая кристаллизация или механохимическое взаимодействие), может значительно расширить представления об образовании метастабильных фаз в неравновесных условиях.

В качестве объекта исследования выбрана система ¿i-Te. Интерес к сплавам этой системы, получаемым методами экстремальных воздействий, связан с тем, что она является базовой для легких жаропрочных сплавов. Получение экспериментальных данных о структуре быстрозакаленных и механолегированкых сплавов разного состава, температурной устойчивости различных метастабильных фаз в этих сплавах, выявление механизма и путей перехода к стабильному состоянию способствует рзспирению фундаментальных представлений о неравновесных процессах в твердом теле.

Целью работы явилось определение особенностей формирования структуры сплавов системы Ai-Fe при закалке из жидкого состояния и при механическом сплавлении.

В соответствии с целью работы были поставлены следующие задачи:

1. Исследовать влияние скорости закалки из жидкого состояния на структуру сплавов Al-?е.

2. Изучить стадийность структурных превращений при механоактива-ционной обработке быстрозакаленных сплавов Ai-pe.

3. Исследовать образование метастабильных фаз при механохимичес-ком получении сплавов из порошковых компонентов металлов в условиях различного энергонасыщения. .

4. Определить температурную устойчивость метастабильных фаз, полученных закалкой из жидкого состояния и механическим сплавлением, и стадийность перехода к стабильному состоянию.

Научная новизна.

Изучена концентрационная неоднородность и связанная с ней деформация кристаллической решетки пересыщенных твердых растворов в быстрозакаленных сплавах. Установлено, что низкотемпературный отжиг приводит к перераспределению атомов железа в решетке алюминия, что связано с разрушением кластерных группировок. Впервые показано влияние скорости закалки на склонность к расслоению твердого раствора a-Ai.

Впервые изучено влияние различных доз механоактивационного воздействия на изменение структуры быстрозакаленных сплавов -пластическую деформацию a-ai, разрушение кластеров в решетке твердого раствора и амортизацию фаз.

Из смеси порошков ai и ге получены сплавы методом механического сплавления. Установлена стадийность образования метастабильных фаз при различных дозах механической энергии. Показана возможность образования различных метастабильных состояний - пересыщенного твердого раствора, аморфной и квазикристаллической фаз в зависимости от степени механоактивационного воздействия.

Изучены особенности перехода к стабильному состоянию при нагреве сплавов, полученных механическим сплавлением.

Практическая значимость работы. Полученные результаты позволяют предсказать образование метастабильных фаз в системе Ai-Fe при закалке из гадкого состояния и механическом- сплавлении

*

и могут быть использованы при выборе технологических режимов получения сплавов на основе алюминия. Положения, выносимые на защиту.

1. Особенности строения пересыщенных твердых растворов ЗЖС

СГКЭВОЗ Al-Fe.

2. Влияние скорости охлаждения расплава на структуру обра-зушихся метасгабильных фаз.

3. Влияние механической активации ЗЖС сплавов на перераспределение Fe в фазах.

4. Структура метастабильных фаз в сплавах Ai-Fe, полученных механическим сплавлением.

Апробация работы. Основные результаты работы докладывались на V Всесоюзной конференции "Дезинтеграторная технология" (Таллия, 1987г.); Ш Всесоюзной конференции "Проблемы исследования структуры аморфных металлических • сплавов (Москва, 1988г.); vi

Ncn-Ferrous Metallurgical Symposium "Rapidly Solidified Materials" (Balatonaliga, Hungary, 1989Г.); УраЛЬСКОЙ НауЧНО-ТеХНИЧвС-

ко2 конференции "Применение мессбауэровской спектроскопии в материаловедении" (Ижевск, 1989г.); XI Всесоюзном симпозиуме по механохимии и механоэмиссии твердых тел (Чернигов, 1990г.); Всесоюзном семинаре "Структурно-морфологические основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий"(Обнинск, 1991г.); у Всесоюзной конференции "Аморфные прецизионные сплавы" (Ростов

Великий, 1991г.); International Symposium "Mechanical Alloying" (Kyoto. Japan. 1991Г.).

Публикации. Основные результаты работы изложены в 5 печатных работах и 8 тезисах докладов.

Объем и структура работы. Диссертация состоит из введения, трех глав, выводов и библиографического списка из наименований. Работа изложена на страницах машинописного текста, содержит рисунка, таблиц.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность исследования, сформударованы цель и задачи исследования.

В первой главе сделан обзор литературы по тема диссертационной работы. Первая часть посвящена обсуждению публикаций по исследованию быстрозакаленных сплавов системы лх-?е. Отмечено,

что структура НЕС сплавов определяется метастабильЕыми фазовыми равновесиями. Образование разных но структуре метасгабильных фаз для сплэбов одного и того же состава свидетельствует о существенной роли кинетического фактора, обусловленного зарождением и ростом кристаллических фаз. Последнее связано с разными скоростям закалки и величиной достигаемого переохлаждения расплава.

Приводится описание структуры метастабшгьных фаз в системе ai-?е, которые были идентифицированы с использованием различных методов физико-химического анализа. Обсужден разброс данных по предельной растворимости fe в ai и сделан вывод, что неоднозначность полученных результатов связана с разными условиями быстрого охлаждения, используемыми различными авторами.

Рассмотрены работы, касающиеся исследований температурной устойчивости метастабЕльных SSC сплавов и процессов, происходящих при отжиге. Из приведенных работ следует, что в большинстве из них уделено внимание вопросам образования метастабильной фазы А16?е и ее переходу в стабильную Ai3Pe. в то же время в литературе не нашли отражения вопросы, связанные с поведением пересыщенных твердых растворов при низкотемпературном отжиге.

Во второй части литературного обзора рассмотрены публикации, связанные с исследованиями взаимодействия ai с Ре при механическом сплавлении- с использованием различных видов помола смеси порошков в шаровых мельницах. Отмечено, что данный метод позволяет получать в двойной системе ai-Fe метастабильше фазы -пересыщенные твердые растворы, аморфные, а также некоторые стабильные фазы, такие как ai3Pe и ai5Fe2. При исследовании некоторых тройных систем на основе ai указывается на образование квазикристаллических фаз. Рассмотренные публикации не позволяют однозначно описать механизм физико-химического взаимодействия ai с Fe на различных стадиях механического сплавления.

Во второй главе дано описание используемых материалов, методов получения ЗЖС и ЫС сплавов и методов исследования.

Для приготовления SZC образцов использовались ai (99.99%) и армко-железо (99.95%) в виде стружки. Сплавы выплавляли в электродуговой печи с неррсходуедам вольфрамовым электродом на медном водоохлаждаемом поду в атмосфере аргона. Быстрозакаленше сплавы получали методом'спинниягования в атмосфере 'гелия. Контроль химического состава полученных лент проводили методом локального рантгеноспектрального анализа на микроанализаторе

camebaz-microbeam. Относительная погрешность определения элемея-тов не превышала 3-5« для Fe и 1% для ai.

При механическом сплавлении использовали порошки ai (99.99%) и а-Ре (99.95%) со средним размером частиц 50 мкм и 2 мкм, соответственно. Порошки массой от I до 5 г обрабатывались в вибрационной мельнице в атмосфере аргона. Величина подведенной механической энергии рассчитывалась из массы порошка, времени обработки и энергонапряженности мельницы, которая составляла 20 вт/г. Химический состав МС сплавов определяли аналогично ЗЖС сплавам с использованием спрессованных в таблетки порошков.

Изотермические отжиги проводили в вакуумированных (-0.13 Па) кварцевых ампулах в муфельной печи с автоматически регулировкой температуры с точностью 5°С.

В работе были использованы следующие метода физико-химического анализа: рентгеновская дифракция, мессбауэровская спектроскопия, дифференциальная сканирующая калориметрия (ДСК), оптическая, электронная микроскопия и электронная дифракция.

Рентгеновские дифракционные исследования проводили на диф-рактометрах ДРОН-3 и hzg-¿ на сика, сока, feka и сик|3 излучениях. Рентгенографическими методами были: качественный и количественный фазовый анализ, прецизионное измерение периодов решетки твердого раствора a-Ai и a-Fe (для ЗЖС ¿a=5-I0~*A, для МС Ла=1•10_3А), определение среднеквадратичных микроискажений к областей когерентного рассеяния (ОКР) (с относительной погрешностью 10" и 15%, соответственно).

Мессбауэровские спектры были измерены* на мессбауэровском спектрометре постоянного ускорения с источником 57со(гаь Изомерные сдвиги определены относительно a-Pe с точностью 0.02 мм/с. Параметры мессбауэровских спектров (изомерный сдвиг б, квадру-польное расщепление А и ширина спектральных линий Г) использовались для идентификации железосодержащих фаг.

Для определения температурных интервалов структурных превращений проводили термический анализ сплавов в микрокалориметре ДСМ-2М (20-550°С) со скорость» нагрева 16 град/мин в атмосфере аргона. Высокотемпературный термический анализ (20-1300°С) проводили на установке ВДТА-8М2 в атмосфере гелия со скоростью наг-

•* Измерения мессбауэровских спектров были выполнены в НЖЯФ МГУ Г.К.Рясным. .

рева 80 град/мин.

Для уточнения фазового состава быстрозакаленных сплавов.был применен метод просвечивающей электронной микроскопии и электронной дифракции с использованием электронного микроскопа JEM-2000EX с ускоряющим напряжением 160 кв.

Оптический микроструктурный анализ проводили на микроскопе

Neophot-2 И МИКрОЭНалИЗаТОре Camebax-Microbeam При увеличении

«1000 и »2000 для выявления дендритной структуры SIC сплавов с целью оценки скоростей закалки по междендритным расстояниям.

В третьей главе представлены основные экспериментальные результаты и проведено их обсуждение.

Сплавы Ai-pe, полученные закалкой из жидкого состояния.

Были получены сплавы с содержанием железа от 0.5 до 7 ат.%. Скорость закалки варьировали в пределах 105-10£К/с за счет перегрева расплавов и получения лент разной толщины. По результатам рентгенофазового анализа и электронной микроскопии сплавы с содержанием до 2 ат.%ре, закаленные со скоростью ~105К/с, имели однофазную ГЦК структуру, являющуюся пересыщенным твердым раствором ре в ai. На рентгенограммах сплавов, содержащих от 2.5 до 7 aT.?S?e, наряду с линиями a-ai присутствовали отражения мета-стабильной- фазы aigpe. В сплаве ai-2 ат.%Ре обнаружены дисперсные выделения второй фазы по границам кристаллов твердого раствора. По данным электронной дифракции эта фаза может быть идентифицирована как квазикристаллическая, подобная обнаруженной в сплавах на основе ai (Сагтагам., 1991).

Экспериментально наблюдаемое изменение периода решетки a-ai у однофазных сплавов существенно отличается от линейной зависимости для твердых растворов замещения (рис.1). По-видимому, лишь в твердом растворе ai-0.5 ат.&ре атомы железэ распределяются в решетке хаотически, так как его период в пределах погрешности ложится на расчетную прямую. При большем содержании Ре период значительно отклоняется от линейной интерполяции и увеличивается с приближением к границе перехода сплавов в двухфазное состояние. Такое отличие периода решетки от расчетных значений связано с образованием концентрационных неоднородностеЗ (когерентных либо полукогерентных кластеров), при этом эффективный период решетки ГЦК фазы увеличен по сравнению с его гипотетическим знд-чением при статистическом, замещении алюминия атомами железа.

о

Рис.1. Изменение периода решетки в сплавах. Ai-pe после ЗЖС (I) и откяга 200°С(2) и 500°С(3). (4) - расчетная прямая.

скорость, К.'/с

Рис.2. Мессбауэрозские спектры ЗЖС сплавов ai-I.O(a), -1.5(0), -2.О(в) ат.йре..

Для определения различных состояний Fe в твердых растворах было проведено их исследование методом мессбауэровской спектроскопии (ЯГР). Полученные результаты показывают зависимость вида спектров ЯГР от содержания Fe в сплавах (рис.2). Спектр сплавов ai-1.0 ат.%Fe и A1-I.5 8T.%Fe представляет собой суперпозицию двух составляющих - синглетной компоненты, характеризующей присутствие в решетке ai изолированных атомов Fe, и квадрупольного дублета, характерного для ассоциатов типа AimFen. Спектр сплава А1-2.0 aT.%Fe представляет собой квадрупольный дублет, что свидетельствует о сильной неоднородности твердого раствора с преобладанием в нем ассоциатов AimFen.

0 наличии концентрационных неоднородностей свидетельстует анизотропия микроискажений твердого раствора. Обнаружено, что для однофазных сплавов микроискажения различны для направлений [220] и [311] ГЦК решетки с близкими значениями модуля Юнга.

Термический анализ ЗЖС сплавов показал, что в интервале температур 200-500°С наблюдаются три стадии превращений. Из-за перекрытия тепловых эффектов температурный интервал каждого можно обозначить условно. Первый тепловой эффект (200-330°С) обусловлен перераспределением атомов Fe в твердом растворе, что привело к уменьшению периода решетки при отжиге 200°С. Второй экзо-эффект (330-380°С) связан с распадом твердого раствора a-Ai и образованием метастабильной фазы Ai6Fe, после чего период решетки ГЦК фазы приближается к периоду решетки чистого алюминия (а=4.0488 А). Переход Ai6Fe в стабильную фазу Ai3Fe наблюдается в интервале температур 380-500°С.

На дифрактограммах сплавов ai-I.O ат.%?е и ai-1.5 at.&Fe, закаленных при скоростях охлаждения расплава >1-Ю5К/с, когда толщина ленты составляла 15-50 мкм, наблюдается сдвоенная дифракционная картина, свидетельствующая о существовании двух ГЦК фаз с разными периодами решетки а-А1(1) и а-А1(2). Изменение условий закалки приводит к перераспределению интенсивности линий обеих фаз, но не изменяет положение дифракционных максимумов. Это свидетельствует о разном объемном содержании этих фаз в сплазах при неизменности 'рх состава (рис.3). Твердый раствор a-ai(I) является статистическим с содержанием Fe, отвечающим номинальному составу сплава; a-Ai(2) представляет собой неоднородный кластерный твердый раствор с периодом решетки, близким периоду решетки алюминия. . . .....

28, град-—

Рис.3. Интенсивность отражений (311) твердых растворов a-ai(I) и a-ai(2) в сплаве ai-1.5 ат.%?е в зависимости от скорости охлаждения (сикр-излучение).

Микроискажения в твердом растворе cc-ai(I) при разных скоростях закалки равны и распределены изотропно, в то время как в твердом растворе a-ai(2) наблюдается значительная анизотропия микроискажений решетки из-за концентрационных неоднородностей. В интервале скоростей от I05 до 10бК/с количество фазы a-ai(I) увеличивается от 15 до 70%. Образование двух твердых растворов при закалке из расплава объяснено с позиций метзстзбильных фазовых равновесий в системе Ai-Fe.

Перераспределение железа в фазовых составляющих ЗЯС сплавов Ai-Fe при механоактиванки. Влияние механоактизации на структуру быстрозакаленкых сплазов ai-?« изучали на образцах с содержанием Pe: I; 1.5; 2; 3 и 4 ат.%. Обработку'лент проводили в вибрационной шаровой мельнице. Доза поглощенней механической энергии составляла от 0.5 до 40 кДк/г. ,

При кеханоактивации с дозами менее 15 кДж/г изменений фазового состава сплавов не наблюдалось. Увеличение подведенной механической энергии приводит к образованию аморфной фракции в образце. На дифрактограммах сплавов ai-3 ат.Жге и ai-4 ат.%?е полностью исчезали отражения фазы Ai6Pe и повышался уровень фона в области углов 26-41-44° (сика).

Изменение параметров субструктуры a-Ai (ОКР и микроискажений) наблюдалось на начальной стадии механической обработки (до 5 кДж/г). Величина ОКР уменьшается от 800-1000 А до 150 к к микроискажения увеличиваются вдвое. При этом период решетки a-ai не изменился. Механическая обработка с дозами 5-20 кДж/г, не меняя субструктуш, вызывает существенное уменьшение периода решетки a-ai как для однофазных, так и двухфазных сплавов. Концентрационная зависимость периода решетки для однофазных сплавов близка к расчетной для твердых растворов замещения. Изменение периода решетки a-ai под действием механоактивации связано с перераспределением Ре в твердом растворе за счет разрушения кластерных группировок. Подтверждением этому служат данные мессбауэровской спектроскопии, приведенные в таблице I.

Таблица I.

Параметры спектров ЯГР быстро закаленных и механоактивированных сплавов al-Fe(v ~ 105К/с; Е -20 кДж/г).

Содержание Ре в сплаве ат.йре 1.0 Условия пииго-тбвле- Н2Я сплава ЗЖС Фазовый состав, по данным РФА Квадру-польное расщепление А, мм/с Изомерный сдвиг б, мм/с Синглет-ный вклад V<JS + Ia> %

дублет синглет 0.42

a-Ai 0.36 0.25 44

помол a-Ai 0.40 " 0.19 0.39 45

1.5 3SC a-Ai 0.40 0.22 - 0.39 21

помол a-Ai 0.42 0.22 0.39 34 0

2.0 2SC a-Ai 0.41 0.18

ПОМОЛ a-Ai 0.42 0.19 0.43 3S 0 1

4.0 3SC a-Ai; AlgPe 0.41 0.22

помол a-Ai, аморф. U.43 ü.2b 0.42 11 1

Отношение площади сшглетной составляющей спектра ЯГР к суммарной площади спектра характеризует долю изолированных атомов ?е в реэетке твердого раствора. Вклад синглетной линии после

механоактивации значительно больше.

Период решетки а-А.1 у однофазных образцов уменьшается до некоторого предельного значения, у двухфазных - продолжает уменьшаться с увеличением дозы механической энергии за счет миграции атомов Ре в решетку А1 из аморфизувдейся метастабильной фазы А16Ре. При механоактивации отожженного при 380°С сплава, в котором не было пересыщенного твердого раствора, также наблюдалась амортизация А16Ре и растворение ре в а.

Физико-химическое взаимодействие Ре с А1 при механической обработке смеси компонентов. Исследовано взаимодействие да с Ре при механическом сплавлении смеси горошков с соотношением компонентов, отвечающих образованию стабильной иитерметаллидной фазы А13Ре (22.8 ат.Жре) и метастабильной иитерметаллидной фазы А16ре (14,3 ат.%ге). - -- '

О кД*/г

ол ой

л_а

20 кДк/г

Л_АА

90 кД*/г

оА1

лРе оАЫ

Ф кваэикрист.

130 кДк/г

140 кД*/г » о

30 50 70 90 -

29 (СоНоО

Рис.4. Дифрактогрвммы сплава А1-22.8 ат.%?е в зависимости от до--... зы механической энергии при механическом сплавлении.

t

На рисунке 4 приведены рентгенограммы образцов состава ai-22.8 ат.й?е после механической обработки. На начальной стадии (20 кДж/г) в смеси присутствуют две фазы - пересыщенный твердый раствор a-ai и a-Fe с периодом решетки исходного порошка (c=2.8G6 А). О растворении Ре в ai .при механическом сплавлении свидетельствует уменьшение периода решетки ai (о4.037 А).С увеличением времени механической обработки (доза >20 кДж/г) наряду с образованием пересыщенного твердого раствора a-ai происходит аморфизация поверхности частиц алюминия, обогащенных атомами железа. Изменение в соотношении интенсивности дифракционных отражений двух присутствующих кристаллических фаз показывает, что деструкция кристаллов а-м опережает разрушение кристаллов a-Pe. Цри дозе 90 кДж/г полностью исчезает кристаллическая фаза a-ai и на рентгенограмме присуствуют линии частично оставшегося в кристаллическом состоянии a-Fe и гало в интервале углов 26~45-55° (сока)от образовавшейся аморфной фазы. Образец полностью переходит в аморфное состояние при дозе 130 кДж/г. Дальнейший помол аморфного сплава (доза 140 кДк/г) приводит к его кристаллизации с образованием квазикристаллической фазы.

Дифракционные отражения этой фазы могут быть проиндицирова-ш шестизначными индексами свапсех p.a. ): (II000I), (Ш0Г0), (100000), (110000), (III000), (101000), (IIITOO), которые соответствуют значениям Q=47tstn8А (А-1): 1.64, 1.95, 2.96, 3.04, 4.25, 4.93, 5.75 (d (А): 3.82, 3.22, 2.122, 2.0S7, 1.477, 1.274, 1.0Э ). Подобные значения q получены для икосаэдрических фаз

(Dunlap R.A. 198S, Eckert j. 1992).

Структурные изменения при механическом сплавлении отражаются в характере спектров ЯГР. О взаимодействии Fe с ai свидетельствует образование парамагнитного состояния, проявляющееся в виде квадрупольного дублета в спектре.

С ростом дозы поглощенной механической энергии увеличивается доля квадрупольного дублета, а секстет линий, характеризующий ферромагнитное состояние а-?е, уменьшается. В аморфном состоянии спектр ЯГР представляет собой только квадрупольный дублет с параметрам: 3=0.18 мм/с, ¿=0.52 мм/с, Г=0.48 мм/с. При переходе сплава в квазикристаллическое состояние изомерный сдвиг и квад-рупольное расщепление -дублета.. меняются незначительно. (6=0.18 мм/с, Д=0.50 мм/с), но ширина спектральных линий уменьшилась (Г=0.41 мм/с). Идентичность параметров квадрупольного дублета

аморфного и квазикристаллического сплавов свидетельствует о том, что в аморфном сплаве существует ближний порядок, для которого распределение атомов Ре подобно пространственному распределению в квазикристаллической фазе. Уменьшение ширины спектральшх линий указывает на увеличение пространственного порядка в структуре сплава по сравнению с беспорядком аморфного состояния.

Температурные превращения при нагреве механолегированных сплавов приведены в таблице 2. Характер и температурные интервалы превращений существенно зависят от структурного состояния ме-ханолегированного сплава.

Таблица 2.

Структурные превращения при нагреве механолегированных сплавов Д1 - 22.8 ат.%ре.

Доза мех. энергии, кда/г Фазовый состав после помола Температурный интервал превращения,°С Фазовый состав после нагрева

20 a-Fe, a-Al I 280 - 360 П 360 - 470 Ш 470 - 525 a-Fe, Al, Algpe a-Pe, AlgFe Al3Fe

90 Ш, a-Pe I 280 - 410 П 410 - 525 квазикр., a-Pe Al-jFe

130 Ш I 350 - 525 нагрев до 750 квазикр., AljPe Al3Fe

140 квазикрист. нагрев до 525 нагрев до 750 квазикрист. Al5Pe2, AljFe

В сплаве, содержащем квазикристаллическую фазу, заметные тепловые эффекты при нагреве до 525°С не проявлялись, и структура сплава не менялась. Изменение фазового состава наблюдалось при отжиге сплава при 750°С. На дифрактограмме присутствует набор отражений фазы А15?е2, не соответствующей данному составу сплава, и размытые линии А13Ре. Икосаэдрические координационные полиэдры играют основную роль в пространственной решетке структуры. А15?е2 в отличив, от структуры А13?е, построенной из.чередувшихся плоских и гофрпрованЕых сеток. Мокно предположить, что

зарождение и рост кристаллов ¿15Рег облегчен за счет наличия геометрически подобных структурных блоков, которыми 'являются икосаэдры квазикристаллов. После нагрева образца в установке ДТА до появления жидкой фазы и последующей кристаллизации при охлаждении происходит концентрационное перераспределение ре, в результате чего образуется однофазное состояние - А13Ре.

Изменение структуры, вызванное взаимодействием компонентов при механическом сплавлении смеси А1-14.3 ат.%?е, представлено в таблице 3. Аморфная и квазикристаллическая фазы образуются при больших дозах механической энергии по сравнению с составом А1-22.8 ат.йРе. Это связано с меньшей площадью поверхности .контакта ре с А1, что приводит к большей длительности механохими-ческого взаимодействия.

Таблица 3

Фазовый состав образцов при механической обработке

смеси порошков ai-14.3 ат.%ре.

Доза механической энергии, кДж/г Фазовый состав 0 Период решетки a,А Доля

a-Fe a-Ai фазы a-ai,Ж

0 a-Fe, Al 2.867 4.049 100

5 a-Fe, Al - 4.049 -

10 a-Pe, Al - - . 4.049 -

23 a-Pe, a-Al - 4.041 45

30 a-Pe, a-Ai - 4.037 40

40 a-Pe, a-Ai - 4.034 30

55 . a-Pe, a-ai - . 4.034 25

95 a-Fe, a-ai 2.867 4.034 -

170 a-Pe, a-ai, AM 2.868 4.034 15

270 a-Fe, AM

340 AM

410 квазикрист. фаза

При анализе экспериментальных результатов, исследования механического сплавления смеси порошков чистых металлов а1:ре~6:1 и ах:ре~3:1 прослеживается единый.механизм: ^

I) взаимодействие- начинается с растворения атомов Ре в кристаллической решетке А1; образовавшийся твердый раствор а-А1

является сильно пересыщенным по_ сравнению с равновесным твердым раствором;

2) деструкция пересыщенного твердого раствора преобладает над деструкцией более пластичных частиц металлов ai и ре; образование аморфной фазы идет преимущественно на поверхности a-Ai, обогащенной атомами железа;

3) с увеличением дозы поглощенной механической энергии из аморфной фазы образуется квазикристаллическая фаза, .являющаяся метастабильной по отношению к стабильным интерметаллидным фазам в системе ai-Fe;

4) переход к стабильной фазе Ai3Pe достигается отжигом механолегированных сплавов; с увеличением энергонасыщения сплава (дозы механической энергии при механоактивации) переход от метастабильной структуры к равновесной осуществляется при более высокой температуре вплоть до образования фазы из расплава.

ВЫВОДЫ

1. Изучены особенности структуры сплавов Ai-Pe, полученных закалкой из жидкого состояния и механическим сплавлением. Установлено:

2. При скоростях охлаждения расплавов ai-Pe (от 0.5 до 7 ат-XFe) ~Ю5К/с предельная растворимость fe в ai не превышает 2 ат.%. В сплавах, содержащих более 2 ат.Жре, наряду с пересыщенным твердым раствором a-ai образуется метастабильная фаза Ai6Pe.

3. Твердый раствор a-Ai является концентрационно неоднородным и содержит кластерные группировки, обогащенные атомами Fe.

4. В интервале скоростей закалки Ю5-Ю6К/с кристаллизуются два пересыщенных твердых раствора ре в ai - однородный твердый раствор и неоднородный "кластерный" твердый раствор. Доля однородного твердого раствора в сплаве увеличивается с ростом скорости закалки.

5. При нагреве быстрозакаленных сплавов переход к стабильному состоянию проходит через стадию распада пересыщенного твердого раствора a-ai в интервале 300-380°С с образованием метастабильной фазы ai6Fe и ai. Переход ai6Fe в стабильную фазу а13?е проходит в интервале 380-500°С.

6. При мех-анической активации быстрозакаленных сплавов происходит разрушение кластерных .группировоки увеличение доли ста-

тистически распределенных в решетке твердого раствора атомов железа. Наблюдается аморфизация фазы Ai6Fe и миграция атомов Fe в решетку a-Ai.

7. В сплавах ai-I4.3 aT.%fe и ai-22.8 ат.&Ре, полученных механическим сплавлением компонентов, с увеличением дозы поглощенной механической энергии наблюдается образование метастабиль-шх фаз в последовательности: пересыщенный твердый раствор a-Ai —* аморфная фаза —* квазикристаллическая фаза.

8. С увеличением подведенной энергии при механическом сплавлении растет температура перехода от метастабильной структуры сплавов к стабильной, отвечающей фазовым соотношениям на равновесной диаграмме состояния.

Основные результаты опубликованы в следующих работах:

1. Леонов A.B., Фадеева В.И. Концентрационное перераспределение и возврат в пересыщенных твердых растворах AX-Fe при механо-ахтивации//Дезинтеграторная технология. Тез.докл. V Всесоюзного семинара. - Таллин, 1987. С.35-36.

2. Леонов A.B., Фадеева. В.И, Соколовская Е.М. Неоднородность и микроискажения быстрозакаленных пересыщенных твердых растворов АХ-ге//Проблемы исследования структуры аморфных металлических сплавов. Тез. докл. 3-й Всесоюзной конференции. - М., 1988. Ч.П. С.457-458.

3. Фадеева В.И., Леонов A.B. Изменение атомной структуры мета-стабильных ai-fe твердых растворов при механическом дисперги-ровании//Проблемы исследования структуры аморфных металлических сплавов. Тез. докл. 3-й Всесоюзной конференции. - Ы-, 1988. Ч.П. С.459.

4. Леонов A.B..Портной В.К.,Рясный Г.К.Сорокин A.A..Фадеева В.И. Распределение атомов железа в неравновесных твердых растворах на основе алхкиния//Применение мессбауэровской спектроскопии в материаловедении. Тез. докл. Уральской научно-технической конференции. - Ижевск, 1989. С.48.

5. Фадеева В.И., Леонов A.B. Образование метастабильных и стабильных фаз в закаленных^ из жидкого состояния сплавах AX-Fe// Пятая Всесоюзная конференция по кристаллохимии интер металлических соединений. Тез", докл. Львов, 1989. С.206.

6. Фадеева В.И., Леонов'A.B. Изменение структуры и энергонасы-

щения быстрозакаленных Ai-?e сплавов при механическом измельчении ленты//Выстрозакаленные материалы. Труды Международной конференции "Дни цветной металлургии vi", ВНР. 1989. С.498-507.

7. Леонов А.В., Фадеева В.И., Соколовская Е.М. Концентрационная неоднородность и анизотропия микроискагений в быстрозакаленных твердых растворах АХ-?е/Л1зв.АН СССР. Металлы. 1989. J65. C.II3-II4.

8. Фадеева В.И., Леонов А.В., Рясный Г.К., Сорокин А.А. Структурные превращения при механическом диспергировании быстро-закаленных сплавов Ai-Fe//Изв.АН СССР. Неорганические материалы. 1990. Т.26. J«8. С.1662-1666.

9. Фадеева В.И., Леонов А.В., Гладилина О.Е. Физико-химические превращения при механическом диспергировании быстрозакаленных сплавов//х1 Всесоюзный симпозиум по механохимии и ме-ханоэмиссии твердых тел. Тез. докл. - Чернигов, 1990. T.I.

С.68-70.

10. Фадеева В.И., Леонов А.В., Киселев О.А., Рясный Г.К. Струк-турно-морфологичекие особенности быстрозакаленных твердых растворов А1-ге//Структурно-морфологические основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий. Тез.докл. I Всесоюзного семинара.- Обнинск, 1991. С.39.

11. Фадеева В.И., Леонов А.В., Киселев О.А. Влияние скорости закалки из жидкого состояния на расслоение твердого раствора АХ-Ре//Аморфные прецизионные сплавы. Тез.докл. v Всесоюзной конференции.- Ростов Великий, 1991. С.28.

12. Fadeeva V.I., beonov A.V. Formation of AX-Ре supersaturated soXid solution by mechanicaX aXXoying//Mechanical Alloying. Mater. Soi. Forum. 1992. V.88-90. P.431-488.

13. Фадеева В.И., Леонов А.В., Рясный Г.К., Рейнман С.И. Расслоение пересыщенного твердого раствора Ai-Fe при закалке из жидкого состояния//Металлы. 1993. Ш. С.87-90.

Цитированная литература

1. Carrard М., Gremaud М., Pierantoni М. Determination of the structure of intercellular precipitates in rapidly solidified Al-Pe alloys by comparison yrith Al-Pe-Si alloys//Scrip-ta Metallurgica et Meterialia. 1991. V.25. P.925-930.

2. Bancel P.A.,Heiney P.A..Stephens P. W. , Gol dman A.I..Horn P.M. Structure of rapidly quenched Al-Mn//Phys. Rev. Letters. 1985. Y .54.. P.2422-2425.

3. Bunlap R.A., Dini K. Formation, structure and crystallisation of metastable quasicrystalline Al-transition metall alloys prepared by rapid solidification//Canadian Journal of Physics. 1985. V.63. P.1267-1269.

4. Eckert J. Milling induced phase transitions and quasicrystal formation in Al-Cu-based alloysZ/Materials Science Forum. 1992.V.88-90. P.6T9-686.

3aK.Jt I65,thp.I00 3K3.

UTfleji ne^aTK Ml'.y \