Эволюция микроструктуры, кинетика фазовых превращений и их влияние на деформационное поведение упорядоченных сплавов золота и палладия тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

Обязательный бесплатный \ _экздшшр !

На правах руМГШСИ ""

ВОЛКОВ АЛЕКСЕЙ ЮРЬЕВИЧ

ЭВОЛЮЦИЯ МИКРОСТРУКТУРЫ, КИНЕТИКА ФАЗОВЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ И ИХ ВЛИЯНИЕ НА ДЕФОРМАЦИОННОЕ ПОВЕДЕНИЕ УПОРЯДОЧЕННЫХ СПЛАВОВ ЗОЛОТА И ПАЛЛАДИЯ

01.04.07 - физика конденсированного состояния

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

Москва 2004 г.

Работа выполнена в Ордена Трудового Красного Знамени Институте физики металлов Уральского отделения РАН

Научный консультант - доктор физико-математических наук,

профессор Гринберг Б.А.

Официальные оппоненты: член-корреспондент РАН, профессор,

первый заместитель директора ФГУП ЦНИИ КМ «Прометей» Рыбин В.В.;

доктор физико-математических наук, профессор, директор Института металловедения и функциональных материалов ЦНИИЧермет Глезер A.M.

доктор технических наук, профессор, начальник научно-производственного отдела ОАО ВИЛС Полькин И.С.

Ведущая организация - Санкт-Петербургский государственный

политехнический университет

Защита диссертации состоится «27» октября 2004 г. в 1100 часов на заседании диссертационного совета Д 217.035.01 при ФГУП «ЦНИИЧермет им. И.П. Бардина» по адресу:

105005, г. Москва, 2-ая Бауманская ул., 9/23

С диссертацией можно ознакомиться в технической библиотеке ФГУП «ЦНИИЧермет им. И.П. Бардина»

Автореферат разослан «24» сентября 2004 г.

Ученый секретарь диссертационного совета,

кандидат технических наук,

старший научный сотрудник ^^¿вЯЕ****

Александрова Н.М.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. Сплавы на основе золота и металлов платиновой группы, несмотря на свою высокую стоимость, играют все более заметную роль в нашей повседневной жизни. Это касается не только ювелирных украшений. С каждым годом возрастает потребление платины и палладия в автомобильной промышленности для изготовления каталитических нейтрализаторов. Сохраняется использование сплавов драгоценных металлов в технике, в ответственных узлах и приборах, где они-нашли применение в качестве контактных, резистивных, пружинных и магнитожестких материалов.

Область применения сплавов на основе драгоценных металлов постоянно расширяется: в последнее, время обнаружились перспективы использования систем Рв-Рб, Рв-Р1 и Со-Р в компьютерных технологиях в качестве нанокристаллической среды для высокоплотной магнитной записи информации. Кроме того, сплавы РвРб и РвPt обладают «магнитной памятью формы», т.е. позволяют реализовать большие обратимые деформации за счет перестройки магнитной доменной структуры в магнитном поле.

Постоянно растущий интерес к сплавам на основе золота и палладия настоятельно требует широкого фундаментального изучения формирования их структуры и свойств для решения возникающих технологических задач. Для практического использования необходимо создание в сплавах набора оптимальных свойств и, прежде всего, высокой прочности при достаточной пластичности.

Большинство сплавов на. основе драгоценных металлов являются упорядоченными, т.е. при охлаждении ниже определенной, критической температуры (Тс) разные атомы, составляющие сплав, занимают строго определенные места в

РОС НАЦИОНАЛЬНАЯ БИБЛИОТЕКА

<

кристаллической решетке. Такие упорядоченные состояния принято называть сверхструктурами. Упорядоченные сплавы очень близки к интерметаллидам, атомный дальний порядок в которых формируется непосредственно из расплава. Интерметаллиды обладают рядом уникальных свойств, к примеру - аномальной температурной зависимостью предела текучести, т.е. демонстрируют рост предела текучести при нагреве в некотором температурном интервале. Именно поэтому некоторые из интерметаллидов стали основой ряда аэрокосмических материалов, а другие рассматриваются в качестве перспективных для разработки новых функциональных материалов.

Особый интерес представляют сверхструктуры типа L10, L12 и В2, которые образуются в большинстве упорядоченных сплавов [ 1 -3]. Сверхструктура типа L10 имеет тетрагональную решетку, две другие сверхструктуры - - кубические. сверхструктура

формируется в большой группе бинарных сплавов (CuAu, CoPt, NiPt, FePd). В неупорядоченном состоянии они имеют ГЦК-решетку, в упорядоченном - гранецентрированную тетрагональную, в которой плоскости (001) попеременно заполнены атомами одного сорта. Вследствие формоизменения ячейки при упорядочении в сплаве возникают большие упругие напряжения, что стимулирует образование ламельной структуры, состоящей из колоний пластинчатых с-доменов, сочленяющихся между собой по плоскостям типа {110} [2].

Продолжение исследований формирования микроструктуры и кинетики упорядочения, особенностей деформационного поведения сплавов на основе золота и палладия преследует двойную цель. С одной стороны, это даст толчок к решению ряда технологических вопросов, что приведет в дальнейшем к улучшению (оптимизации) свойств уже используемых в промышленности сплавов. С другой

стороны, поможет понять природу температурных аномалий, наблюдаемых в интерметаллидах, что может привести к созданию новых материалов.

Цель диссертационной работы заключается в решении актуальной задачи металлофизики - выявлении в упорядоченных сплавах новых структурных состояний, оптимальных с точки зрения функциональных характеристик и их термической стабильности, для разработки, фундаментальных основ создания материалов4 с заданным уровнем свойств.

В диссертационной работе ставились задачи:

1. Выявление микроструктуры, оптимальной для получения высоких прочностных и пластических свойств в сплавах с различным типом сверхструктур.

Для решения данной задачи проводилась экспериментальная проверка теории наследования дислокационной структуры при формировании атомного дальнего порядка в исходно деформированных сплавах, для чего изучались структура и механические свойства сплавов на различных этапах упорядочения и рекристаллизации; исследовалась кинетика, фазовых превращений; выяснялась эволюция микроструктуры при упорядочении и распаде.

2. Изучение хода предела текучести сплавов со сверхструктурой типа в широком температурном интервале и объяснение природы наблюдаемых зависимостей.

В рамках поставленной задачи выполнялись температурные испытания поликристаллических образцов сплавов с различным размером зерна в упорядоченном состоянии; для объяснения особенностей деформационного поведения анализировались

5

дислокационные превращения в изучаемых сплавах; проводилось сравнение с деформационным поведением интерметаллидов.

Для решения поставленных задач были выбраны упорядочивающиеся сплавы на основе золота и палладия: бинарные сплавы СиАи и FePd (сверхструктура L10), Cu-40Pd (сверхструктура В2), а также тройные сплавы на их основе: CuAuPd и CuPdAg. Кроме того, изучались стандартные золотые ювелирные сплавы. Всего при выполнении работы в диссертации исследовано 18 сплавов.

Научная новизна. В работе получены следующие* новые результаты.

1. Объяснена природа возникновения оптимального сочетания высокой прочности и достаточной пластичности в сплавах, упорядоченных. после предварительной деформации. Сформулированы требования, учет которых необходим для достижения комплекса высоких прочностных и пластических свойств в сплавах с различным типом сверхструктур.

2. Обнаружен немонотонный температурный ход предела текучести для упорядоченных сплавов со сверхструктурой типа температура пика для сплавов СиАи и FePd приходится на 300оС и на 200оС соответственно. Установлена причина возникновения этой аномалии: термоактивированная блокировка сверхструктурных дислокаций, блокировки одиночных дислокаций не зафиксировано.

3. Для ряда сплавов со сверхструктурами Л10 и 62 определены температурные интервалы, внутри которых при термообработках после предварительной пластической деформации упорядочение и рекристаллизация осуществляются либо совместно, либо один из этих процессов опережает другой.

4. Выявлено структурное состояние, в котором сплав Cu-40Pd демонстрирует аномальную температурную зависимость электросопротивления.

5. Показана возможность получения высокопрочного состояния упорядоченного сплава Pd-Cu-Ag в результате перекристаллизации в процессе термообработки.

6. Установлено, что скорость упорядочения сплава Cu-40Pd много выше, чем предполагалась ранее; получено экспериментальное подтверждение возможности осуществления процесса разупорядочения этого сплава в несколько этапов.

7. Разработана методика изменения цвета поверхности золотых ювелирных сплавов.

Таким образом, полученные результаты расширяют и углубляют существующие в современной металлофизике представления о формировании микроструктуры и деформационном поведении упорядоченных сплавов. Изложенные в диссертации научно обоснованные технические решения позволяют значительно продвинуться в вопросах конструирования функциональных материалов с комплексом оптимальных свойств, что продемонстрировано на ряде сплавов золота и палладия.

На защиту выносятся следующие положения.

1. Получение высоких значений прочности и пластичности в сплавах с различным типом сверхструктур может быть обеспечено сохранением исходной дислокационной плотности вследствие быстрого упорядочения и пластификацией матрицы путем создания определенной микроструктуры.

2. Температурная аномалия предела текучести в упорядоченных сплавах СиАи и FePd (сверхструктура типа í.10) обусловлена термоактивированной блокировкой сверхструктурных

7

дислокаций; на ход зависимости оказывают влияние границы

доменов и зерен.

3. В сплавах со сверхструктурами существуют

температурные интервалы, внутри которых упорядочение и рекристаллизация протекают либо одновременно, либо один из этих процессов опережает другой. В каждом из этих температурных интервалов может быть реализован свой, специфический способ упрочнения.

Научная и практическая значимость работы. Проведенное в диссертации исследование микроструктуры, и свойств выявило новые структурные состояния, обеспечивающие получение в упорядоченных сплавах оптимальных физико-механических свойств в широком температурном интервале. На основе полученных результатов сформулированы требования, учет которых необходим для реализации в упорядоченных сплавах сочетания высокой прочности и достаточной пластичности. Это может быть использовано при разработке новых высокопрочных материалов.

В работе обнаружен аномальный рост предела текучести при повышении температуры испытаний бинарных сплавов СиАи и FePd с L10 сверхструктурой, выяснена природа данной аномалии и проведено сравнение с аналогичным явлением в интерметаллиде TiAI. Полученный результат может быть использован при изучении температурной зависимости деформационного поведения сверхструктур и анализе дислокационных превращений, связанных с термически активированной блокировкой дислокаций/

Предложенный в диссертации способ получения высокопрочного состояния упорядоченного сплава Pd-Cu-Ag, a также материал на основе Cu-Pd с низким электросопротивлением в широком температурном интервале могут быть рекомендованы

приборостроителям. Данные сплавы по своим физико-механическим характеристикам могут успешно конкурировать с известными зарубежными аналогами для передачи слабого электрического сигнала. Термохимический способ изменения цвета поверхности сплавов золота применим в ювелирном деле. Описанная экспериментальная установка для формирования монодоменных кристаллов при упорядочении в условиях постоянного сжатия может оказаться полезной для широкого круга исследователей.

Основными выводами диссертации можно пользоваться при дальнейшем развитии представлений об эволюции микроструктуры и деформационном поведении сплавов с различным типом сверхструктур, а также при разработке новых функциональных материалов на основе упорядоченных сплавов.

Апробация. Основные результаты диссертационной работы были представлены и обсуждены на различных Всесоюзных, Всероссийских и Международных конференциях.

Проведение работ было поддержано РФФИ (гранты № 95-0205656, 97-02-26671, 98-02-17278, 02-03-32150), Международным научным фондом (фант № RGB300), Комитетом РАН по работе с молодежью (грант № 69 6-го Конкурса 1999г. научных проектов молодых ученых РАН).

Публикации. По материалам диссертации имеется более 40 публикаций, в том числе 2 патента РФ. Перечень основных работ приведен в конце автореферата.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, 6 глав, заключения, общих выводов по диссертации и библиографии. Общий объем диссертации составляет 262 страницы и включает 99 рисунков, 6 таблиц, 227 библиографических ссылок.

СОДЕРЖАНИЕ ДИССЕРТАЦИИ

Во введении обосновывается актуальность темы исследования, формулируется цель работы, приводится аннотация полученных новых результатов и описывается структура диссертации.

Первая глава посвящена изучению эволюции микроструктуры сплавов, упорядочивающихся по типу после предварительной пластической деформации.

Существующие теоретические работы предсказывают некоторые интересные особенности формирования микроструктуры при упорядочении после: предварительной деформации. Указывается, что в зависимости от взаимных скоростей рекристаллизации и упорядочения существует возможность получения упорядоченного материала с высокими прочностными свойствами на уровне исходного, деформированного состояния [4]. Экспериментально было обнаружено, что в ряде сплавов со сверхструктурой существует температурный интервал, отжиг внутри которого после предварительной пластической деформации приводит к формированию особого структурного состояния. В таком состоянии в сплавах NiPt, CoPt и FePd удачно сочетаются высокие прочностные и пластические свойства, поэтому оно было названо оптимальным [5]. Экспериментальные работы касались в основном определения механических свойств конкретных сплавов, без анализа взаимосвязи различных явлений и выработки общего подхода. Кроме того, было неизвестно, возможно ли достижение аналогичного состояния в других сверхструктурах.

Таким образом, возникает задача по изучению сплавов, упорядоченных после предварительной пластической деформации, с целью выяснения особенностей формирования микроструктуры, а

также поиску и установлению закономерностей протекания процессов рекристаллизации и упорядочения в разных сплавах с одинаковым типом сверхрешетки. Для решения поставленной задачи были выбраны сплавы СиАи, FePd и CuAuPd (все - со сверхструктурой L10).

Исследование, проведенное на сплаве СиАи, позволяет выделить три температурных интервала с совершенно определенным формированием микроструктуры в каждом из них [А1]. Это - низкотемпературный интервал: ниже 330°С; зона максимальной скорости упорядочения - 330-370°С и температурный интервал вблизи Тс: от 370 до 407°С. Следует подчеркнуть, что исходное состояние сплава - разупорядоченное с помощью пластической деформации на 65%, в результате чего в материале содержится высокая дислокационная плотность. При последующем упорядочении морфология сплава определяется конкуренцией между энергией упругих напряжений, сопровождающих фазовое превращение, и энергией дислокационной структуры, созданной в результате предварительной деформации. В зависимости от того, какой из этих факторов доминирует, наблюдаются либо ламели, либо полиэдрическая рекристаллизованная структура.

Типичным элементом микроструктуры при малых временах отжигов ниже является «твидовая» структура. Согласно

рентгеновским данным, сплав после отжига при в течение 1

часа является упорядоченным. В различных областях кристалла обнаруживается превращение твидовой структуры, имеющий ближний порядок, либо в ламельную, либо в рекристаллизованную упорядоченную (рис.1,а). Увеличение времени отжига до 20 часов приводит к повышению доли рекристаллизованного объема. Однако в отдельных местах сохраняется ламельная структура с крупными доменами, имеющими ширину порядка 0,07 мкм. После 100 часов

и

Рис.1. Микроструктура эквиатомного сплава СиАи, сформировавшаяся в результате отжигов в различных температурных интервалах после предварительной пластической деформации а - 270°С, 1 час (низкотемпературный интервал), б - 360°С, 10 час (интервал максимальной скорости упорядочения)

отжига рекристаллизованная структура занимает еще больший объем. Средний размер зерна составляет примерно 2 мкм. Таким образом, при отжиге в низкотемпературном интервале первые новые зерна появляются очень рано, но до тех пор, пока сохраняется ламельная структура, рекристаллизация не заканчивается [А2].

Упорядочение при температурах 330-370°С сплава СиАи требует значительно меньшего времени. Уже через несколько минут отжига в указанном температурном интервале наблюдается формирование ламельной структуры. Внутри ламельной структуры сохраняется высокая дислокационная плотность. Обращает на себя внимание высокая стабильность такой структуры: отдельные рекристаллизованные зерна начинают наблюдаться в сплаве через 10 часов отжига при температуре 360°С (рис. 1,6).

Температурный интервал выше 385°С определяет область существования фазы СиАи11. В соответствии с кинетическими С-кривыми [6], при температурах выше 380°С упорядочение существенно замедляется. Микроструктура сплава СиАи состоит из областей с ламельной структурой, новых зерен, а также сохранившейся неупорядоченной матрицы. Каждое образовавшееся зерно представляет собой с-домен, в котором степень дальнего порядка значительно выше, чем в окружающей матрице, имеющей лишь ближний порядок. После отжига при 395°С в течение 10 часов получаем полностью рекристаллизованный сплав СиАи11 с размером зерна порядка 5-10 мкм. [A3J. В отдельных зернах наблюдаются дефекты упаковки, двойники и АФГ [А4]. Таким образом, формирование микроструктуры в этом температурном интервале в целом аналогично тому, что наблюдается в низкотемпературной области (см.рис.1,а).

Для проведения сравнительного анализа был использован сплав FePd. Он имеет иную степень тетрагональности (с/а=0,96), чем эквиатомный сплав СиАи (с/а=0,92), более высокую температуру упорядочения и широкую двухфазную область [7]. Кроме того, скорость упорядочения сплава FePd много ниже [5], чем имеет эквиатомный СиАи [6]. Представляет интерес выяснить влияние всех этих факторов на процессы формирования упорядоченной структуры при отжигах после предварительной пластической деформации.

Установлено, что при упорядочении деформированного сплава FePd можно выделить три температурных интервала, внутри которых формирование микроструктуры подчиняется одинаковым принципам [А5]. При низкой температуре отжига, а также при термообработках вблизи критической температуры упорядочения, развивается совместное прохождение процессов рекристаллизации и упорядочения. В результате взаимного ускорения этих процессов формирование структуры быстро завершается образованием упорядоченных зерен: В среднем интервале температур, при максимальной скорости упорядочения, рекристаллизация задерживается: наблюдается ламельная структура с высокой плотностью дислокаций.

Таким образом, эволюция микроструктуры при упорядочении по типу исходно деформированных сплавов происходит одинаково. На основе проведенного исследования было выдвинуто предположение, что именно ламельная структура, формирующаяся при максимальной скорости упорядочения, приводит к задержке- рекристаллизации в соответствующем температурном интервале.

Интересно было бы выяснить, как будут происходить процессы рекристаллизации в сплавах со сверхструктурой при отсутствии

ламелей. Образование ламельной структуры не является единственно возможным способом снятия напряжений при упорядочении по типу L10: так, в сплавах Cu-Au-Pd достаточно быстро формируются зерна-монодомены [А6-А7]. На основании разреза фазовой диаграммы CuAu-CuPd [8] была выплавлена серия из семи тройных сплавов (все - со сверхструктурой L10). Для того чтобы не приводить громоздкую таблицу составов отметим, что в исследованных сплавах содержание меди практически не изменялось, а палладий вводился вместо золота в количестве от О до 24,2 ат.%. Сплавы отличаются степенью тетрагональности решетки и шириной двухфазной области [А8]. Эксперименты по изучению микроструктуры сплавов, упорядоченных после предварительной пластической деформации на 75%, проводились в двух температурных интервалах: 500°С - в районе максимальной скорости установления атомного дальнего порядка и в более низкотемпературной области 400-450°С.

При температуре отжига 450°С в тройном сплаве Cu-Au-Pd с 18,6 ат.% палладия наблюдается возникновение зародыша в укрупненной мелкодоменной структуре. Растущее зерно рекристаллизовано и представляет собой монодомен [А9]. Таким -образом, в данном случае происходит совместное развитие процессов рекристаллизации и упорядочения [4].

Микроструктура сплава с 18,6 ат.% палладия после предварительной холодной деформации и выдержек от 15 минут до 1 часа при 500°С с последующей закалкой в воду представляет собой зерна с несколько повышенной плотностью дислокаций.

Таким образом, можно считать установленным, что причиной задержки рекристаллизации при отжиге деформированных сплавов СиАи и FePd в интервале максимальной скорости упорядочения по типу является формирование ламельной структуры.

Во второй главе изучается влияние дислокационного каркаса на механические свойства упорядоченных сплавов. Под дислокационным каркасом понимаются потерявшие свою подвижность дислокации, наследованные от предварительной деформации в результате упорядочения.

В [А10] приводится большое количество экспериментальных данных по влиянию предварительной пластической деформации на механические свойства сплавов со сверхструктурами L10 и L12. На основе этих результатов для сплавов NiPt, CoPt, FePd и СиАи (все -со сверхструктурой выделим ряд типичных структурных

состояний, которые схематически изображены на рис.2. Далее значения деформационных характеристик и масштабы микроструктуры приведены для сплава FePd после деформации волочением на 90%.

A. Разупорядоченное состояние сплава, подвергнутого сильной холодной деформации: характеризуется наличием волокнистой структуры и ячеек внутри волокон, высоким значением предела текучести близким к пределу прочности, и низкой пластичностью

B. Рекристаллизованное состояние разупорядоченного сплава: а02 = 400 МПа, ств = 950 МПа, 8 = 27 %.

C. Оптимальное структурное состояние сплава, упорядоченного после сильной деформации: наблюдаются - волокнистая и ячеистая структуры, ламельная структура внутри ячеек. Толщина ламелей не превышает 0,05 мкм. Существенного изменения размеров волокон и ячеек по сравнению с состоянием А не обнаружено. Тем не менее, происходит некоторый возврат и предел текучести несколько меньше, чем в случае А.

D. Рекристаллизованное состояние упорядоченного сплава: ламельная структура не наблюдается. Деформационные

16

характеристики имеют следующие значения: а02 г 400 МПа, ав 1100 МПа, 5 г 12 %.

Рис.2. Схематическое изображение деформационных кривых для типичных структурных состояний.

Сравнение свойств для типичных структурных состояний показывает, что в оптимальном из них (С) почти сохраняется предел текучести предварительно деформированного разупорядоченного сплава (А), но прочность и пластичность существенно увеличиваются - и превосходят значения, получаемые для других упорядоченных состояний.

Как следует из [9], структура сильно деформированного материала подобна композиту, т.к. состоит из двух разнородных составляющих: одна компонента (стенки ячеек) содержит высокую дислокационную плотность, другая компонента (объем внутри ячеек) свободна от дислокаций. Проведенный анализ показывает, что оптимальную структуру упорядоченного сплава условно можно рассматривать как композитоподобную: в процессе быстрого упорядочения исходная дислокационная структура практически не

с

Деформация

изменяется. Однако если сравнивать сплавы, упорядочивающиеся после холодной деформации по типу L12 или L10, то обнаруживается следующее противоречие: основные элементы микроструктуры (волокна и ячейки) - сохраняются, дислокации, образующие стенки ячеек, теряют подвижность в обеих сверхструктурах, но при этом оптимальные свойства удается получить только для Lío-сплавов. Естественно предположить, что за различие в деформационном поведении должен отвечать некий элемент микроструктуры, который имеется в сплавах типа L10, но не существует в сплавах типа LI2. На основе полученных данных был сделан вывод, что таким элементом является ламельная структура, препятствующая возникновению концентрации напряжений на стенках ячеек [А11].

Мы полагаем, что упорядоченный после сильной деформации сплав со сверхрешеткой М0, имеющий оптимальную структуру, представляет собой самый микромасштабный из композитов, армированных пространственным каркасом [10]. Только вместо текстильной технологии здесь использована сильная холодная деформация, когда и дислокации создаются, и их переплетение осуществляется.

Поскольку для сплавов со сверхструктурой ¿12 не удается получить сочетания высоких значений прочности и пластичности, можно сделать вывод, что хотя в этом случае матрица и является пластичной, она не подходит для данного армирующего каркаса. При упорядочении же по типу ламельная структура матрицы защищает каркас от действия концентраторов напряжения, т.е. является своеобразным демпфером.

Возникает вопрос: могут ли быть получены оптимальные структурные состояния в других сверхструктурах. Как показали наши

исследования, это возможно при одновременном выполнении следующих условий [А12]:

• в разупорядоченном состоянии сплав должен быть пластичным, чтобы можно было осуществить сильную холодную деформацию;

• упорядочение в некотором температурном интервале должно быть настолько быстрым, чтобы дислокации потеряли подвижность; в результате и рекристаллизация будет подавлена, и каркас станет жестким;

• упорядоченная матрица должна иметь особую структуру, которая снижает опасность возникновения концентрации напряжений на границе каркас-матрица, что позволяет реализовать высокую прочность каркаса.

Проверка сформулированных выше условий получения оптимального структурного состояния была проведена на примере сплавов СиЛиРб без ламельной структуры. Показано, что в этом случае не происходит задержки рекристаллизации и, как следствие, прочностные свойства резко падают [А13]. Данный эксперимент подтверждает правильность наших представлений о необходимости наличия особой структуры в упорядоченном сплаве для реализации прочностных свойств дислокационного каркаса и пластичности матрицы.

На основании проведенного исследования сплавы с оптимальной структурой предложено рассматривать как естественный композиционный материал: роль жесткого каркаса играет дислокационная структура, наследованная от предварительной деформации и потерявшая свою подвижность при упорядочении, ламельная структура является пластификатором и защищает каркас от действия концентраторов напряжения [А14].

Третья глава диссертации посвящена исследованию кинетики А1<->82 фазовых превращений в сплавах системы Cu-Pd. В предыдущих главах рассматривалось формирование оптимального сочетания высоких прочностных и пластических свойств в сплавах, упорядоченных по типу В настоящей главе мы переходим к изучению возможности повышения механических свойств с помощью предварительной деформации и последующего упорядочения сплавов с другим типом сверхструктуры.

Как было показано выше, кинетика упорядочения играет определяющую роль при формировании того или иного структурного состояния. Таким образом, возникает задача по изучению скорости процессов упорядочения и разупорядочения сплава Cu-40Pd с целью построения кинетических кривых, описывающих время превращения от температуры обработки.

На основании предварительных исследований [А15] был сделан вывод, что резистометрический метод оказывается наиболее экспрессным, удобным и информативным при изучении начальных стадий фазовых превращений и кинетики упорядочения. Эксперименты проводились на проволоках диаметром 0,19 мм при различных скоростях нагрева: путем погружения образцов в нагретую муфельную печь или в соляную ванну.

Сначала были построены графики зависимости удельного электросопротивления сплава Cu-40Pd от времени- его изотермической выдержки в муфельной печи в широком температурном интервале [А16], на основании которых составлена диаграмма изотермических превращений (рис.3). Проведенные кривые соответствуют равным объемным долям упорядоченной и разупорядоченной фаз. Из рис.3 следует, что скорость упорядочения сплава много выше, чем предполагалось ранее: при термообработках, превышающих 300°С, процессы упорядочения

завершаются раньше, чем образец нагреется до температуры отжига. Процессы упорядочения фиксировалось во всем исследованном температурном интервале вплоть до 1000°С [А17], что на 400° выше температуры фазового перехода [11].

Ранее большинство исследователей изучало процессы формирования упорядоченной структуры данного сплава именно по результатам отжигов в муфельной печи. На основании полученных данных и рис.3 можно утверждать, что ряд выводов этих работ требуют пересмотра.

Дальнейшие эксперименты проводились путем помещения образцов сплава в соляную ванну. Установлено, что максимальная скорость упорядочения находится в районе 450°С: равновесные значения удельного электросопротивления достигаются при этой температуре уже через 15 с. после начала обработки. При дальнейшем повышении температуры время отжига, требуемое для полного прохождения процессов упорядочения, вновь увеличивается.

По результатам этих экспериментов были построены диаграммы кинетики процессов упорядочения [А18]. На рис.4 приведена кинетическая кривая процесса упорядочения в сплаве Си-40Рб для образцов в исходно деформированном состоянии. Линия на графике проведена по точкам, которые соответствуют 100% содержанию В2-фазы в материале.

Резистометрические исследования образцов, погруженных в соляной расплав при температурах выше Тс, показали, что скорость разупорядочения сплава низка, особенно в диапазоне 600-700°С. Электронно-микроскопические наблюдения подтвердили этот вывод [А19].

Сравнение с литературными данными скоростей Д1<->82 фазовых переходов в сплавах системы медь-палладий [12]

показывает, что сплав Си-40Рб имеет наивысшую скорость упорядочения при наиболее высокой температуре и самую низкую скорость разупорядочения [А20].

На основе полученных результатов было сформировано новое структурное состояние сплава Cu-40Pd - упорядоченное нерекристализованное: выдержка в течение 90 с. в. печи при температуре переводит сплав в хорошо упорядоченное

состояние и, в то же время, недостаточна для прохождения процессов рекристаллизации.

На рис.5 приведен график температурного хода электросопротивления сплава в этом состоянии [А21]. Полученный график указывает на многостадийность процесса перестройки В2 сверхрешетки в Д1 структуру, что совпадает с выдвинутой в [11] гипотезой о существовании нескольких структурных превращений в изучаемом сплаве в ходе перестройки упорядоченной ОЦК решетки в разупорядоченную ГЦК-структуру.

В четвертой главе диссертации рассматриваются различные способы упрочнения сплавов на основе системы медь-палладий со сверхструктурой В2.

Повышать прочностные свойства бинарного сплава Cu-40Pd предлагается за счет создания в нем структуры естественного композита путем упорядочения после предварительной пластической деформации. На основании выполненного в предыдущей главе исследования кинетики фазовых превращений показана возможность наследования в упорядоченном сплаве Си-40Рс/ дислокаций от предварительной пластической деформации. Предел текучести сплава с такой структурой приблизительно на 250 МПа выше, чем у рекристаллизованного упорядоченного [А22]. Несмотря на то, что достигнутые таким способом значения прочностных свойств несколько ниже аналогичных показателей для сплавов со сверхструктурой типа и том и в другом случае

обращает на себя внимание хорошая пластичность.

Еще более повысить прочностные свойства сплава Cu-40Pd можно с помощью формирования в его структуре фазы выделения. Для решения этой задачи проводилось изучение сплавов системы палладий-медь-серебро различных составов (Табл.). Взятые для исследования в диссертационной работе сплавы полностью соответствуют составам из работы [13].

Наблюдения в полевом ионном микроскопе показали, что в результате фазового превращения в сплаве с 25 вес.% серебра образуется упорядоченная фаза PdCu с ОЦК решеткой и твердый раствор PdAg с ГЦК решеткой. При изучении ранних стадий фазового превращения путем послойного испарения атомов с поверхности сплава никогда не наблюдалось образование какой-то одной фазы в тройном твердом растворе. Всегда имело место

одновременное зарождение обеих фаз в виде отдельной ячейки. Минимальные размеры выделений составляют 4 - 5 нм [А23]. _Таблица

№ сплава Состав исследованных сплавов

Вес.% Ат.%

Pd Си Ад Pd Си Ад

1 53,00 47,00 - 40,24 59,76 -

2 50,00 40,00 10,00 39,42 52,80 7,78

3 50,00 30,00 20,00 41,68 41,88 16,44

4 50,00 25,00 25,00 42,91 35,93 21,16

Развитие процессов упорядочения и распада на более поздних стадиях наблюдалось путем нагрева фольги непосредственно в колонне электронного микроскопа - in situ. Для экспериментов был взят сплав Pd-Cu-Ag с 20 вес.% серебра в исходном разупорядоченном состоянии, полученном закалкой от 950°С.

При нагреве образца наблюдается последовательное развитие реакции распада: процесс идет от границы и распространяется в тело зерна [A24]. Исследованием установлено, что выделение обогащенной серебром фазы в данном сплаве возможно двумя механизмами: прерывистым и непрерывным. При температурах ниже 400°С наблюдается рост грубых пластин фазы, выделившейся прерывистым путем. В интервале температур 400-500°С усиливаются признаки выделения фазы по непрерывному механизму. При температурах выше 500°С (но ниже Тс) осуществляется постепенный рост и огрубление частиц, выделившихся непрерывно. Одновременно в распавшемся ранее по

прерывистому механизму объеме фольги также происходят изменения: на месте классических колоний можно видеть практически сформировавшуюся зеренную структуру.

После нагрева выше критической температуры упорядочения и последующего охлаждения в сплаве формируется двухфазная структура, состоящая из зерен упорядоченной фазы и зерен фазы выделения. При этом размер зерна уменьшился от 20 мкм в исходном состоянии до 0,3-0,5 мкм после перекристаллизации. Полученный результат представляет практический интерес, поскольку может быть использован для упрочнения упорядоченных по типу 82 сплавов системы Рб-Си-Лд с большим содержанием серебра.

Результаты механических испытаний сплавов Си-40Рб и Рб-Си-20Ад в различных состояниях приведены на рис.6. Прочностные свойства бинарного упорядоченного сплава при сохранении в структуре наследованных дислокаций демонстрирует кривая 4. Предел текучести сплава в таком состоянии выше, чем у рекристаллизованного упорядоченного (кривая 5), но существенно ниже уровня деформированного сплава (кривая 3).

Легирование бинарного сплава приводит к значительному упрочнению [А25]. К примеру, в [14] показано, что прочностные свойства сплавов системы Рб-Си-Лд превышают таковые для исходного бинарного сплава при реализации процессов атомного упорядочения и прерывистого распада в тройном сплаве (кривая 2 на рис 6). Получить еще более высокие свойства в [14] предлагалось путем создания структуры «микродуплекс», состоящей из приблизительно равного по объему количества мелких зерен двух фаз. Такое состояние формировалось в результате достаточно сложной обработки, когда предварительно состаренный и атомноупорядоченный материал деформировали

на75%, а затем вновь отжигали ниже критической температуры упорядочения. Обнаруженный в диссертации на основании наблюдений in situ способ существенного измельчения зерна в результате перекристаллизации позволяет с помощью простой термообработки получить предел текучести упорядоченного сплава Pd-Cu-20Ag, превышающий 1000 МПа (кривая 1).

1800 16001400-

(0 с

5 1200

ju 1000-

к о.

ш 800-

о>

i 600-

200

.т

У

К //

/У

jr У/

*

6.

—I—'—I—1—I—'—I—■—I—1—I—

О 10 20 30 40 50 60

Удлинение, %

Рис.6. Диаграммы растяжения сплавов Си-АОРд (кривые 3-6) и Рс1-Си-20Ад (кривые 1, 2) в различных состояниях:

1 - перекристаллизованное после упорядочения и старения;

2 - упорядоченное и состаренное [14];

3 - исходное, деформированное волочением на 75%;

4 - упорядоченное, нерекристаллизованное;

5 - упорядоченное, рекристаллизованное;

6 - разупорядоченное закалкой от 850°С.

В диссертации также рассматривались способы повышения механических свойств сплавов системы Рб-Си-Ад с малым

количеством легирующего элемента. Ранее было показано, что упрочнить такие сплавы с помощью прерывистого распада при содержании серебра менее 15 вес.% не удается [14].

В качестве объекта исследования был взят сплав Pd-Cu-Ag с 10 вес.% серебра. Исходное состояние сплава - разупорядоченное либо закалкой от высокой температуры, либо с помощью деформации. На основании проведенных исследований [А26] было предположено образование мельчайших частиц фазы выделения при низкотемпературных обработках разупорядоченного сплава. Поскольку следствием дисперсионного твердения обычно является рост прочностных свойств [15], устанавливалась взаимосвязь между фазовым составом сплава в процессе термообработок с одной стороны и формированием механических свойств с другой.

Как следует из полученных результатов, с увеличением продолжительности отжига изменение механических свойств сплава в зависимости от исходного состояния происходит совершенно по-разному [А27]. В диссертации показано, что сплав, находящийся в исходном деформированном состоянии после термообработок имеет неплохие прочностные свойства и сохраняет некоторую пластичность. В то же время, при упорядочении после закалки от высоких температур происходит резкое, до 0% охрупчивание материала.

Итак, на основе проделанной работы можно утверждать, что при разработке способов повышения механических свойств упорядоченных сплавов с любым типом сверхструктуры необходимо использовать предварительно деформированный материал. В этом случае требуется решить ту же задачу, что рассматривается в диссертации на примере сплавов со сверхструктурами И0 и 82: надо подобрать пластичную матрицу и соответствующий армирующий каркас.

В пятой главе диссертации исследуются дислокационные превращения, происходящие в упорядоченных сплавах СиАи и FePd в процессе активного нагружения. Тем самым мы переходим к решению следующей поставленной в диссертации задачи: изучению температурной зависимости предела текучести сплавов со сверхструктурой _ 10.

В главе 1 было показано, что обработка предварительно деформированного эквиатомного сплава СиАи в температурном интервале существования фазы СиАиН позволяет получить упорядоченное рекристаллизованное состояние с размером зерен-монодоменов 5-10 мкм. Крупнозернистый сплав СиАи без доменных границ был испытан в интервале температур от [А28].

Также в диссертационной работе проводились эксперименты по изучению температурной зависимости предела текучести сплава FePd, который имеет такую же сверхструктуру, что и СиАи, но упорядочивается значительно медленнее. Тонкие ленты сплава FePd с зерном размером около 20 мкм подвергались механическим испытаниям на растяжение в интервале температур от комнатной-до 600°С [А29].

На рис.7 приведена температурная зависимость предела текучести оо.г(7) упорядоченного крупнозернистого сплава СиАи. Минимум наблюдается в области комнатной температуры МПа), максимум - при 7=300оС (ао,г~220 МПа). Таким образом, максимальное значение превосходит величину предела

текучести при комнатной температуре почти в два раза. Дальнейшее повышение температуры испытания приводит к снижению предела текучести до 143 МПа при 350оС и последующему повышению этого значения при

На рис.8 представлена зависимость предела текучести оог от температуры испытания упорядоченного сплава FePd. Можно видеть, что зависимость немонотонна - при температуре

200°С наблюдается максимум. Дальнейшее увеличение температуры испытания приводит к плавному снижению прочностных свойств, а в температурном интервале от300до400°С наблюдается плато. Полученная форма зависимости Оог(Т) может быть связана с суперпозицией доменнограничного упрочнения и термического упрочнения, обусловленного термоактивированной блокировкой дислокаций и приводящего к повышению прочностных свойств материала с ростом температуры в некотором температурном интервале [2].

Для понимания природы наблюдаемых температурных аномалий предела текучести в упорядоченных по типу сплавах были проведены исследования на просвечивающем электронном микроскопе JEM-20QCX. Фольгу для просмотра изготавливали из образцов сплава деформированных при разных

температурах на 1-3%. Анализ дислокационной структуры проводился в рефлексах отражения так, чтобы для любого вектора Бюргерса Ь, по крайней мере, дважды выполнялось условие gb=0. Это позволяет однозначно определить вектор Бюргерса дислокаций. Ось дислокации вычислялась по ее проекциям в трех сечениях обратной решетки с использованием соответствующей программы.

На основании проделанной работы можно утверждать, что наблюдаемая температурная аномалия предела текучести объясняется термоактивированной блокировкой дислокаций.

На рис.9 показана дислокационная конфигурация, возникшая в упорядоченном сплаве в результате деформации на 1% при

комнатной температуре. В зерне с ориентировкой, близкой к [212],

наблюдается довольно высокая плотность одиночных дислокаций, содержащих изломы. Большинство из этих дислокаций имеет вектор Бюргерса Ь=1/2[110] (погасание в рефлексах [002] и [111]). В основном, это дислокации смешанного типа. Кроме одиночных дислокаций в микроструктуре зерна на рис.9 видны двойниковые дефекты упаковки (ДУ) и дислокационная конфигурация, к которой примыкают короткие криволинейные сегменты.

Рис.9. Заблокированная дислокационная конфигурация в упорядоченном сплаве СиАи, деформированном на 1% при комнатной температуре.

Анализ контраста в различных рефлексах, в которых должно наблюдаться погасание для всех типов дислокаций, выявил сложный характер внутренней структуры данной дислокационной конфигурации, кристаллографическое направление которой, согласно вычислениям, близко к В рефлексе видны

прямолинейные дислокации и погасали прореагировавшие с ними одиночные дислокации. В рефлексах [110] и [131] происходит погасание прямолинейных сегментов в направлении что

возможно для дислокаций с вектором Бюргерса Диффузный контраст в д=[111] указывает на присутствие ДУ.

Наблюдаемая на рис.9 дислокационная конфигурация подобна тем, что были обнаружены в интерметаллиде ЪА! при 400°С [16]. Можно утверждать, что данная, характерная для -сверхструктур дислокационная конфигурация является так называемым «деревом», стволом которого служит дислокационный барьер, а ветвями - одиночные дислокации. Процесс его образования связан с первоначальной блокировкой сверхдислокации и

последующим захватом одиночных дислокаций.

Появление в упорядоченном сплаве СиАи прямолинейных винтовых дислокаций а<101> во время испытаний при 250°С хорошо коррелирует с наблюдаемой в этом температурном интервале аномальной зависимостью предела текучести. Снижение величины предела текучести при 350оС (см. рис. 7) мы объясняем активной ролью кубического скольжения. После испытаний при этой температуре видна высокая плотность АФГ, преимущественно расположенных в плоскостях куба и обрывающихся на дислокациях [АЗО]. Последующее повышение значения ао.г может быть связано-с образование длиннопериодной структуры СиАиМ, которая наблюдается при этой температуре. Известно, что ее прочностные свойства выше таковых в СиАи! [2].

На основании проведенного исследования можно сделать вывод, что дислокационные структуры в сплаве СиАи и в интерметаллиде имеют много общего: одни и те же типы дислокаций, дислокационные конфигурации (тройные узлы, дислокационные соединения), барьеры Кира-Вильсдорфа (КЛМ). Однако есть и существенное различие: заблокированные одиночные дислокации в области аномального хода предела текучести наблюдаются только в и не были замечены нами в СиАи [А31]. Этот вид блокировки в интерметаллиде TiAl связан с многодолинным рельефом Пайерлса [3].

зз

Шестая глава диссертации посвящена вопросу возможных практических приложений полученных результатов, поскольку сплавы, выбранные в качестве модельных, используются в технике

Одним из побочных результатов, возникших при выполнении данной работы, явилась разработка нового способа изменения цвета поверхности золотых ювелирных сплавов [А32] В результате наших экспериментов было разработано несколько методик, которые дают множество вариантов получения широкой гаммы цветов на поверхности промышленных ювелирных сплавов Цвет образующегося поверхностного слоя можно изменять в широких пределах от ярко-желтого до черного Низкие температуры обработки способствуют прохождению процессов старения и атомного упорядочения, что повышает механические свойства сплавов [АЗЗ]

Получение окраски темных тонов на поверхности сплавов золота вызывает большой интерес, о чем можно судить из литературы [17] Данная проблема обычно решается проведением термообработок в окислительной атмосфере, в результате чего поверхность ювелирного изделия приобретает цвет соответствующего окисла Зарубежные исследователи обычно используют легирование золотых сплавов кобальтом, марганцем и т д, окислы которых имеют хорошую адгезию с материалом основы Разработанная методика позволяет без дополнительного легирования создавать прочные окисные пленки на поверхности уже известных, освоенных промышленностью сплавов Кроме того, при использовании данной технологии поверхность ювелирного изделия можно украшать разноцветными рисунками

Другим интересным с практической точки зрения результатом является разработка методики получения в сплаве Cu-40Pd структурного состояния с низким удельным электросопротивлением

(р) в широком температурном интервале. Известно, что некоторые сплавы на основе палладия (РсМ' и РбМо) демонстрируют аномальную температурную зависимость электросопротивления: при повышении температуры р этих сплавов падает. Было установлено, что этой аномалии всегда сопутствует структура атомного ближнего порядка [18].

В сплавах на основе системы Cu-Pd ближний порядок наблюдали неоднократно, однако аномальной температурной зависимости электросопротивления обнаружено не было. Причем, структуру ближнего порядка получали с помощью закалки от высоких температур [19]. На основе данных по кинетике фазовых превращений был сформирован атомный ближний порядок в сплаве Си-40Рс1 после предварительной деформации и проведены резистометрические исследования образцов с такой структурой.

Рост электросопротивления сплава наблюдается до температуры 300°С, затем начинается падение значений р(рис.10).

В температурном интервале около 600°С электросопротивление материала находится на уровне значений при комнатной температуре При дальнейшем нагреве электросопротивление быстро возрастает в несколько раз Данное структурное состояние термически стабильно- даже при пятикратном термоциклировании (нагрев образца от комнатной температуры до охлаждение до исходной температуры,

вновь нагрев и тд) полученные зависимости р(Т) накладываются друг на друга [А34]

Также в диссертации решалась задача получения упорядоченного монокристалла сплава с -сверхструктурой Проведенный при разных температурах анализ дислокационных реакций в упорядоченном сплаве СиАи показал наличие заблокированных сверхструктурных дислокаций в интервале максимальных значений предела текучести, блокировки одиночных дислокаций не зафиксировано (см. главу 5). На основании этих результатов был сделан вывод о том, что при проведении экспериментов на монодоменных кристаллах температурная аномалия предела текучести будет наблюдаться или отсутствовать в зависимости от ориентировки образца.

Монокристаллические образцы были выращены по методу Бриджмена В [20] было показано, что в монокристаллах сплава РвРб при упорядочении в условиях постоянного сжатия возможен рост одного с-домена с направлением тетрагональной оси вдоль прилагаемой нагрузки По результатам этой работы нами была собрана экспериментальная установка и проведены отжиги по упорядочению монокристаллов сплава РвРб.

На рентгенограмме с полученного монокристалла, упорядоченного термообработкой в условиях постоянного сжатия нагрузкой 10 МПа, присутствует очень сильная линия (002) при

36

слабом отражении (200). Это указывает на наличие практически лишь одного направления тетрагональной оси с во всем образце. Ориентировка оси тетрагональности решетки сформировавшегося монодомена совпадает с направлением сжатия при отжиге монокристалла. Дополнительный отжиг без нагрузки в температурном интервале существования упорядоченной фазы приводит к формированию одного с-домена во всем образце [А35].

Исследование магнитной структуры полученных образцов методом порошковых осадков [21] и электронно-микроскопические наблюдения подтверждают наличие одного преимущественного с-домена.

Следует отметить, что получение монодоменного кристалла сплава FePd представляет интерес для широкого круга исследователей. В последнее время интерес к сплавам FePd, FePt и CoPt усиливается в связи с открывшимися перспективами их использования в качестве нанокристаллической среды для высокоплотной магнитной записи информации. Кроме того, выяснилось, что сплавы FePd и FePt позволяют реализовать большие обратимые деформации за счет перестройки магнитной доменной структуры в магнитном поле [22]. Постановка экспериментов на монодоменных образцах, полученных с помощью данной методики, позволит отделить эффекты, вносимые границами, от свойств объема самого домена и существенно продвинуться в создании новых функциональных материалов.

Заключение

Научно-технический прогресс предъявляет все возрастающие требования к используемым в промышленности материалам. Одним из основных условий является сохранение эксплуатационных характеристик в широком температурном интервале [А36, А37].

Данная работа посвящена поиску способов формирования в упорядоченных сплавах на основе золота и палладия новых структурных состояний с повышенными механическими свойствами. Фактически, в диссертации рассматривались аномалии различных свойств упорядоченных сплавов, и изучалась их природа с целью создания функциональных материалов с комплексом свойств, максимально отвечающих запросам промышленности.

В результате исследования сформулировано научно обоснованное решение проблемы упрочнения упорядоченных сплавов: создание в них композитоподобной структуры путем упорядочения после предварительной пластической деформации. Обнаружение аномальной температурной зависимости предела текучести в упорядоченных сплавах СиАи и FePd и выяснение природы ее возникновения позволили существенно продвинуться в понимании природы деформационного поведения сверхструктур. Низкое электросопротивление сплава Cu-40Pd в широком температурном интервале удалось получить за счет создания термически стабильного структурного состояния с ближним атомным порядком. Выявлен технически простой способ формирования мелкозернистой структуры в упорядоченных сплавах Pd-Cu-Ag, что приводит к достижению предела текучести 1020 МПа при р = 9,5 х 10"8 Ом м. Исследованные сплавы по своим физико-

механическим характеристикам могут успешно конкурировать с зарубежными сплавами разработанными на

основе драгметаллов фирмой для передачи

слабого сигнала в ответственных узлах и приборах.

Использованные в диссертации способы обработки сплавов золота и палладия, расширяющие области их функционального применения, запатентованы.

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

1. Установлены общие принципы получения высоких механических свойств в сплавах с различным типом сверхструктур, при упорядочении после предварительной деформации может быть сформирована структура естественного композита, прочностные свойства которого определяются жесткостью наследованных дислокаций, за пластичность отвечает особая микроструктура упорядоченной матрицы.

2. Обнаружена аномальная температурная зависимость предела текучести в сплавах СиАи и FePd со сверхструктурой L10 и установлена причина ее возникновения: термоактивированная блокировка сверхструктурных дислокаций; заблокированных одиночных дислокаций не наблюдалось. Экспериментально подтверждено влияние доменных (зеренных) границ на ход зависимости а0,2(Т).

3. Определены температурные интервалы, внутри которых при формировании сверхструктур L10 и В2 в предварительно деформированных сплавах упорядочение и рекристаллизация осуществляются либо одновременно, либо один из этих процессов опережает другой. Показано, что в каждом из этих интервалов существуют свои, специфические способы повышения прочностных и пластических свойств.

4. Предложен способ формирования термически стабильного состояния с атомным ближним порядком в исходно деформированной матрице сплава для получения аномально низкого электросопротивления в интервале от комнатной температуры до

5. Реализован технически простой способ упрочнения сплавов системы Рб-Си-Ад со сверхструктурой В2 за счет существенного измельчения зерна в ходе фазовой перекристаллизации

6 Для сплава Си-АОРй построены кинетические кривые А1<-»62 структурно-фазовых превращений и доказана многостадийность процесса разупорядочения.

7. Разработана методика изменения цвета поверхности стандартных золотых ювелирных сплавов.

Цитируемая литература

1. Столофф Н.С., Дэвис Р.Г. Механические свойства упорядочивающихся сплавов. - М.: Металлургия, 1969. - 113 с.

2. Гринберг Б.А., Сюткина В.И. Новые методы упрочнения упорядоченных сплавов. - М.: Металлургия, 1985. -176 с.

3. Гринберг Б.А., Иванов МА. Интерметаллиды Ni^l и TiAl: микроструктура, деформационное поведение. - Екатеринбург: УрО РАН, 2002. - 359 с.

4. Гринберг Б.А., Горностырев Ю.Н. Наследование дислокационной структуры и рекристаллизация упорядоченных сплавов. // ФММ. -1985.- Т.60.-Вып. 1.- С. 150-170.

5. Гущин Г.М. Структура и свойства сплава FePd и разработка на его основе материала для скользящих контактов: Дис. ... канд. техн. наук. - Свердловск, 1988. - 187 с.

6. Kuczynski G.C., Hochman R.E., Doyama M. Study of the Kinetics of Ordering in the Alloy CuAu IIJ. Appl. Phys. - 1955. - V.26. - № 7. -P.871-878.

7. Kussman A., Jessen K. Magnetiche und dilatometrishe Messunde zur Umwandlungs kinetik der Eisen-Palladium Legirungen // Zs. Metallkunde. - 1963. - V.54. - №8. - P.504-510.

8. Raub E., Worwag G. Uber Gold-Palladium-Kupfer-Legirungen // Zs. Metallkunde. - 1955. - V.46. - № 2. - P.119-128.

9. Mughrabi H., Ungar Т., Kienle W., Wilkens M. Long-range internal stresses and asymmetric X-ray line-broadening in tensile-deformed [001]-orientated copper single crystals // Phil. Mag. -1986. - V.A53. -№.6.-P.793-815.

10. Тканые конструкционные композиты / Под ред. Т.-В. Чу и Ф. Ко. -М.: Мир, 1991.-429 с.

11. Матвеева Н.М., Козлов Э.В. Упорядоченные фазы в металлических системах. - М.: Наука, 1989. - 289 с.

12. Балина Е.А., Гельд П.В , Андреева Л.П., Зеленин Л П. Кинетика процессов упорядочения и разупорядочения двойных сплавов Cu-Pd II ФММ. -1990. - № 12. - С. 144-148.

13. Сюткин Н.Н. Атомная структура и свойства высокопрочных упорядоченных сплавов на основе палладия и платины: Дисс. ... доктора физико-математических наук. - Свердловск, ИФМ УНЦ АН СССР, 1984.-274 с.

14. Телегин А.Б., Сюткин Н Н., Ясырева Л.П. Концентрационная зависимость структуры и механических свойств сплавов Pd-Cu-Ад, упорядоченных по типу 62 // ФММ. - 1985. - Т.59. - Вып.5. -С. 1005-1011.

15. Буйнов Н.Н., Захарова P.P. Распад пересыщенных твердых растворов. - М.: Металлургия, 1964. - 145 с.

16. Greenberg B.A., Antonova O.V., Karkina L.E. et al. Dislocation Transformations and the Anomalies of Dislocation Structure in TiAI. I-IV // Acta Met. Matter. - 1992. - V.40. - №2. - P.815-830.

17. Creatu C, van der Lingen E. Coloured Gold Alloys // Gold Bulletin. -1999. - V.32. - No.4. - P.115-126.

18. Алимов HI.A., Кацнельсон А.А. Ближний порядок и /С-эффект в сплавах Pd-Wu Pd-Co II ФММ. - 1966. -Т.22. - Выл.З. - С.468.

19. Ohshima К., Watanabe D. Electron diffraction study of short-range-order diffuse scattering from disordered Cu-Pd and Cu-Pt alloys // Acta Cryst. - 1973. - V.A29. -P.520-526.

20. Майков В.В. Магнитные свойства упорядочивающихся сплавов CoPt, FePd, FePt после термической обработки: Дисс. ... канд. физ.-мат. наук. - Свердловск, ИФМ УНЦ АН СССР, 1991.-129 с.

21. Вонсовский С В. Магнетизм. - М .: Наука. 1971.- 1032 с.

22. Васильев А.Н., Бучельников В.Д., Такаги Т. и др. Ферромагнетики с памятью формы // УФН. - 2003. - Т. 173. - №6. - С.577-608.

Основные результаты диссертации опубликованы в работах

А1. Антонова О.В., Бояршинова Т.С., Волков А.Ю. и др. Эволюция микроструктуры сплава СиАи при упорядочении после холодной деформации // ФММ: - 1996. - Т.82. - Вып.5. - С.142-153.

А2. Greenberg B.A., Hug G.f Antonova O.V., Boyarshinova T.S., Pesina Z.M., Sachanskaya I.N., Volkov A.Yu. Ordering and recrystallization of CuAu alloy after cold defermation // Intermetallics. - 1997. - V.5. -P.297-309.

A3. Антонова О.В., Бояршинова T.C., Волков А.Ю. идр. Эволюция микроструктуры сплава СиАи при упорядочении после деформации // Изв. РАН. Серия физическая:- 1999. - Т.63. - № 7.-С.1347-1351.

А4. Саханская И.Н., Гринберг Б.А., Юг Ж., Антонова- О.В., Бояршинова Т.С., Волков А.Ю., Песина З.М. Роль дислокационного каркаса при формировании микроструктуры упорядоченного сплава СиАи II Сб. УрО РАН. - 1997;- C/150-172.

А5. Гринберг Б.А., Волков А.Ю., Крутиков НА и др. Композитоподобное поведение сплавов; упорядоченных после сильной холодной деформации // ФММ. - 2001. - Т.92. - № 2. -С.67-79.

А6. Волков А.Ю., Сюткина В.И. Формирование структуры сплавов золото-медь-палладий при атомном упорядочении. I. Высокотемпературное упорядочение // ФММ. - 1995. - Т.79. -Вып.6. - С.85-92.

А7. Волков А.Ю., Сюткина В.И: Формирование структуры сплавов золото-медь-палладий при атомном упорядочении: II. Низкотемпературное упорядочение // ФММ. - 1995. - Т.79. -Вып.6. - С.93-99.

А8.Волков А.Ю., Котик МЛ., Адриановский Б.П., Сюткина В.И. Влияние палладия на структуру сплава золото-медь // ФММ. -1990.-№10.-С.147-154.

А9. Волков А.Ю. Структура и свойства упорядоченных сплавов системы Cu-Au-Pd: Дисс. ... канд. физ.-мат. наук. - Свердловск, ИФМ УрО РАН, 1994. - 138 с.

А10. Greenberg B.A., Kruglikov N.A., Rodionova LA., Volkov A.Yu., Grokhovskaya L.G., Gushchin G.M., Sakhanskaya I.N. Optimised Mechanical Properties of Ordered Noble Metal Alloys // Platinum Metals Review. - 2003. - V.47. - № 2. - P. 46-58.

A11. Гринберг Б.А., Волков А.Ю., Гущин Г.М. и др. Сильная холодная деформация как метод улучшения пластичности упорядоченных сплавов // Вопросы материаловедения. - 2003. -Т.ЗЗ.-№1 .- С. 192-200.

А12. Гринберг Б.А., Волков А.Ю., Гущин Г.М. и др. Оптимизация механических свойств сплавов, упорядоченных после холодной деформации // Цветные металлы. - 2002. - №8. - С.46-50.

А13. Волков А.Ю. Эволюция микроструктуры сплавов Cu-Au-Pd при упорядочении после предварительной деформации // ФММ. -2004. - Т.97. - №3. - С. 104-111.

А14. Greenberg B.A., Kruglikov N.A., Volkov A.Yu. High Strength and Good Plasticity of Ordered Alloys Provided by Preliminary Strong Cold Deformation // Proc. International Conference THERMEC'2003.

- Leganes, Spain; July 7-11,2003. - P. 2741-2746.

A15. Бояршинова T.C., Волков А.Ю., Шашков О.Д., Турхан Ю.Э. О применении рентгеновской дифрактометрии для изучения начальных стадий атомного упорядочения // ФММ. - 2001. - Т.91.

- № 4. - С.85-90.

А16. Волков А.Ю. Кинетика фазовых превращений в сплаве Cu-A0Pd после деформации // ФММ. - 2000. - Т.90. - № 6. - С 64-71.

А17. Волков А.Ю., Волкова Е.Г. Кинетика процессов упорядочения в сплаве Cu-40Pd II Изв.РАН. Серия физическая - 2001. - Т.65. -№ 6. - С.774-777.

А18. Волков А.Ю. Исследование кинетики упорядочения и разупорядочения в сплаве Cu-AOPdIIФММ. - 2001. - Т.92. - № 3. - С.59-64.

А19. Телегин А.Б., Сюткина В.И., Волков А.Ю. Особенности фазового превращения в сплаве CuPd II ФММ. - 1989. - Т.68. -ВЫП.4.-С.764-771.

А20. Волков А.Ю., Волкова Е.Г. Исследование особенностей фазовых превращений в сплаве медь-палладий. // Изв.РАН. Серия физическая. - 2003. - Т.67. - № 7. - С.921-923.

А21. Волков А.Ю., Волкова Е.Г. Исследование особенностей фазовых, превращений в сплаве медь-палладий / Междунар. Симп. «Фазовые превращения в твердых растворах и сплавах 0МА-2002»: Сб. трудов. - Сочи, 2002. - С.40-43.

А22. Сюткина В.И., Телегин А.Б., Волков А.Ю. Пластическая деформация упорядоченного сплава медь-палладий // ФММ. -1987. -Т.63. - Вып.1. - С.151-156.

А23. Сюткин Н.Н., Ивченко В.А., Телегин А.Б., Волков А.Ю. Полевая эмиссионная микроскопия ранних стадий, упорядочения и распада сплава палладий-медь-серебро // ФММ. - 1986. - Т.62. -Вып.5. - С.965-969.

А24. Волков А Ю. Наблюдение in situ процессов атомного упорядочения и старения в сплаве Pd-Cu-Ag II ФММ. - 1996. -Т.81 .-Вып.З.-С. 117-122.

А25. Сюткина В.И., Волков А.Ю. Формирование прочностных свойств упорядоченных сплавов // ФММ. - 1992. - №2. - С. 134146.

А26. Волков А.Ю., Пацелов A.M. Изменение структуры и свойств сплава Pd-Cu-Ag при упорядочении // ФММ. - 2003. - Т.96. - №3. - С.67-74.

А27. Volkov A. Yu. Improvements to the Microstructure and Physical Properties of Pd-Cu-Ag Alloys // Platinum Metals Review. - 2004. -V.48.-NO.1 .-P.3-11.

A28. Антонова О.В., Волков А.Ю., Гринберг Б.А. Особенности-пластической деформации сплава СиАи\ в интервале температур (-196) - 385°С // ФММ. - 2001. - Т.91. - №2. - С.95-105.

А29. Волков А.Ю., Гринберг Б.А., Кругликов Н.А. и др. Получение и аттестация монодоменной /.10-сверхструктуры в сплаве FePd If ФММ. - 2003. - Т.95. - № 4. - С.61-67.

АЗО. Greenberg B.A., Antonova O.V., Volkov A.Yu. Anomalies of Deformation Behavior and Microstructure in CuAu ordered alloy // Intermetallics. - 1999. - V.7. - P.1219-1225.

A31. Greenberg B.A., Antonova O.V., Volkov A.Yu., Ivanov M.A. The Nonmonotonic Temperature Dependence of the Yield Stress in TiAl and CuAu alloys // Intermetallics. - 2000. - V.8. - P.845-853.

A32. Волков А.Ю., Гринберг Б.А., Саханская И.Н. Способ окрашивания изделий из сплавов на основе золота: Патент РФ № 2118993,1999, приоритет от 24.09.97.- 6 с.

АЗЗ. Волков А.Ю., Гринберг БА. Технология изменения цвета ювелирных сплавов / В сб.: Важнейшие законченные научно-исследовательские и опытно-конструкторские работы УрО РАН. -Екатеринбург 1998. - №3. - С. 134-135.

А34. Волков А Ю., Антонова О.В., Волкова Е.Г. Способ изготовления материала для слаботочных контактов из упорядочивающегося сплава на основе палладия: Патент РФ № 2217524, 2003, приоритет от 15.05 2002.

А35. Волков А.Ю., Гринберг Б.А., Крутиков НА и др. Формирование монодоменного состояния в упорядоченном сплаве FePd II Изв. РАН. Серия физическая. - 2003. - Т.67. - № 7. - С.924-926.

А36. Разработка материалов с повышенной износостойкостью для вращающегося контактного устройства: Отчет о НИР/ ИФМ УрО АН СССР. - Научный архив ИФМ: оп.4, д. 1666 (ДСП). -Свердловск, 1986. - 72 с.

А37. Разработка высокопрочных упорядоченных контактных сплавов на основе золота и палладия с повышенной надежностью электроконтактирования и износостойкостью для использования их в узлах специального назначения: Отчет о НИР/ ИФМ УрО АН СССР. - Научный архив ИФМ: оп.4, д.1827 (ДСП). - Свердловск, 1988.-161 с.

Отпечатано на Ризографе ИФМ УРО РАН тир. 100

зак.52 объем 2 п.л.формат 60x84 1/16 620219 г.Екатеринбург ГСП-170 ул.С.Ковалевской, 18

|17005

Глава 1. ЭВОЛЮЦИЯ МИКРОСТРУКТУРЫ СПЛАВОВ ПРИ

УПОРЯДОЧЕНИИ ПОСЛЕ ПРЕДВАРИТЕЛЬНОЙ ДЕФОРМАЦИИ

1.1. Взаимосвязь процессов упорядочения и рекристаллизации (обзор).

1.2.Изучение эквиатомного сплава СиАи.

1.2.1. Материал и методика эксперимента.

1.2.2. Формирование микроструктуры при температуре отжига ниже 330°С.

1.2.3. Температура 330-370°С.

1.2.4. Температура 380-407°С.

1.3. Исследование сплава FePd.

1.3.1. Материал и методика эксперимента.

1.3.2. Особенности процессов рекристаллизации и упорядочения

1.4. Микроструктура сплавов Cu-Au-Pd.

1.4.1. Перекристаллизация как способ снятия напряжений, возникающих при упорядочении

1.4.2. Зависимость структурных состояний от температурных интервалов обработки

1.5. Сценарии эволюции микроструктуры при упорядочении после деформации

1.6.Выводы к главе

Глава 2. ВЛИЯНИЕ ДИСЛОКАЦИОННОГО КАРКАСА НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА УПОРЯДОЧЕННЫХ СПЛАВОВ.

2.1. Наследование дислокационной структуры при упорядочении (обзор).

2.2. Роль подвижности дислокаций при формировании упорядоченной структуры в процессе рекристаллизации.

2.3. Особенности прочностных и пластических свойств сплавов, упорядоченных после сильной холодной деформации.

2.3.1. Сравнительный анализ механических свойств сплавов со сверхструктурами L10 и L12.

2.3.2. Набор типичных структурных состояний.

2.4. Природа оптимального структурного состояния в сплавах со сверхструктурой L

2.4.1. Сравнительный анализ методов, обеспечивающих сочетание высокой прочности и достаточной пластичности.

2.4.2. Модель композитоподобной структуры сплавов.

2.4.3. Роль ламельной структуры в повышении пластичности.

2.4.4. Условия получения оптимального сочетания свойств в различных сверхструктурах.

2.5. Экспериментальная проверка предлагаемой модели.

2.5.1. Влияние вида предварительной деформации на свойства сплава FePd в упорядоченном состоянии.

2.5.2. Механические свойства упорядоченных сплавов Cu-Au-Pd.

2.6. Выводы к главе 2.

Глава 3. ИССЛЕДОВАНИЕ ФАЗОВЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ В СПЛАВАХ С

РАЗЛИЧНЫМ ТИПОМ СВЕРХСТРУКТУР.

3.1. Формирование упорядоченной структуры в сплаве СиАи.

3.1.1. О применимости рентгеновской дифрактометрии для изучения начальных стадий атомного упорядочения.

3.1.2. Методика резистометрических измерений и оборудование эксперимента.

3.1.3. Результаты исследования начальных стадий упорядочения сплава СиАи.

3.2. Особенности структурно-фазовых превращений в сплавах системы

Cu-Pd (обзор).

3.3. Изучение кинетики упорядочения сплава Cu-40Pd.

3.3.1. Медленный нагрев (муфельная печь).

3.3.2. Быстрый нагрев (соляная ванна).

3.4. Изменение структуры сплава Си~40Рс/при разупорядочении.

3.5. Влияние исходного состояния сплава Cu-40Pd на процессы В2-»А1 превращения

3.6. Выводы к главе 3.

Глава 4. ФОРМИРОВАНИЕ ПРОЧНОСТНЫХ СВОЙСТВ УПОРЯДОЧЕННЫХ

СПЛАВОВ.

4.1. Методы упрочнения упорядоченных систем (обзор).

4.2. Механические свойства сплава Cu-40Pd, упорядоченного после предварительной деформации.

4.3. Изучение ранних стадий упорядочения и распада в сплавах Pd-Cu-Ag.

4.3.1. Материал и методика исследования.

4.3.2. Полевая ионная микроскопия.

4.3.3. Нагрев in situ в электронном микроскопе.

4.4. Влияние серебра на кинетику упорядочения и свойства сплава медь-палладий.

4.4.1. Методическая часть.

4.4.2. Изменение электрических свойств сплава Pd-Cu-Ag при упорядочении.

4.4.3. Механические свойства упорядоченного сплава Pd-Cu-Ag.

4.5. Пути повышения прочностных свойств упорядоченных сплавов на основе системы медь-палладий.

4.6. Выводы к главе 4.

Глава 5. ИЗУЧЕНИЕ ЗАВИСИМОСТИ ДЕФОРМАЦИОННОГО ПОВЕДЕНИЯ УПОРЯДОЧЕННЫХ СПЛАВОВ ОТ ТЕМПЕРАТУРЫ.

5.1. Особенности температурного хода предела текучести сплавов со сверхструктурой L10.

5.1.1. Материал и методика эксперимента.

5.1.2. Изменение механических свойств эквиатомного сплава СиАи в интервале температур (-196) - 385°С.

5.1.3. Температурные испытания поликристаллических образцов FePd.

5.2. Эволюция дислокационной структуры СиАи при изменении температуры.

5.2.1. Температура деформации (-196°С).

5.2.2. Комнатная температура.

5.2.3. Деформация при 250°С.

5.3. Обсуждение природы обнаруженной аномалии.

5.4. Сравнение деформационного поведения СиАи и TiAl.

5.5. К вопросу о приоритете.

5.6. Выводы к главе 5.

Глава 6. НОВЫЕ МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКИ.

6.1. Изменение цвета поверхности сплавов на основе золота.

6.2. Сплав с низким электросопротивлением в широком температурном интервале.

6.3. Формирование монодоменных кристаллов сплава FePd со сверхструктурой L10.

6.4. Выводы к главе 6.

Сплавы на основе золота и металлов платиновой группы, несмотря на свою высокую стоимость, играют все более заметную роль в нашей повседневной жизни [1]. Это касается не только ювелирных украшений, где наряду со сплавами золота растет спрос на изделия из платины и палладия. Золотом покрывают выводы микросхем и напыляют стекло для придания ему атермальных свойств. Сплавы на основе золота, платины и палладия используются в медицине: в стоматологии и акупунктуре. С каждым годом возрастает потребление платины и палладия в автомобильной промышленности для изготовления каталитических нейтрализаторов, защищающих атмосферу от отравляющих ее выхлопных газов. И, конечно, сохраняется использование сплавов драгоценных металлов в технике, в ответственных узлах и приборах, где они нашли применение в качестве контактных, резистивных, пружинных и магнитожестких материалов.

Область применения сплавов на основе драгоценных металлов постоянно расширяется: в последнее время обнаружились перспективы использования систем Fe-Pd, Fe-Pt и Co-Pt в компьютерных технологиях в качестве нанокристаллической среды для высокоплотной магнитной записи информации. Кроме того, выяснилось, что сплавы FePd и FePt обладают «магнитной памятью формы», т.е. позволяют реализовать большие обратимые деформации за счет перестройки магнитной доменной структуры в магнитном поле.

Постоянно растущий интерес к сплавам на основе золота и палладия настоятельно требует широкого фундаментального изучения формирования их структуры и свойств для решения возникающих технологических задач. Для практического использования, прежде всего, необходимо создание в сплавах набора оптимальных свойств. Причем, для успешного применения в той или иной области набор таких свойств может быть разным, однако, общим требованием является наличие в сплавах высокой прочности при достаточной пластичности.

Большинство сплавов на основе драгоценных металлов являются упорядоченными, т.е. при охлаждении ниже определенной, критической температуры (Тс) разные атомы, составляющие сплав, занимают строго определенные места в кристаллической решетке. Такие упорядоченные состояния принято называть сверхструктурами. Упорядоченные сплавы очень близки к интерметаллидам, атомный дальний порядок в которых формируется непосредственно из расплава. Интерметаллиды обладают рядом уникальных свойств, прежде всего аномальной температурной зависимостью предела текучести, т.е. демонстрируют рост предела текучести при нагреве в некотором температурном интервале. Именно поэтому некоторые из интерметаллидов стали основой ряда аэрокосмических материалов, а другие рассматриваются в качестве перспективных для разработки новых функциональных материалов.

Таким образом, продолжение исследований формирования микроструктуры и кинетики упорядочения, особенностей деформационного поведения сплавов на основе золота и палладия преследует двойную цель. С одной стороны, это даст толчок к решению ряда технологических вопросов, что приведет в дальнейшем к улучшению (оптимизации) свойств уже используемых в промышленности сплавов. С другой стороны, поможет понять природу температурных аномалий, наблюдаемых в интерметаллидах, и может привести к созданию новых материалов.

Особый интерес представляют сверхструктуры типа L1a, И2 и В2 (рис.1,а-в), которые образуются подавляющим большинством упорядоченных сплавов [2, 3]. Сверхструктура типа L10 имеет тетрагональную решетку, две другие сверхструктуры - L12 и В2 - кубические. М0-сверхструктура формируется в большой группе бинарных сплавов (CuAu, CoPt, NiPt, FePd). В неупорядоченном состоянии они имеют ГЦК-решетку, в упорядоченном - гранецентрированную тетрагональную, в которой плоскости (001) попеременно заполнены атомами одного сорта. Степень тетрагональности данной сверхрешетки принято определять отношением осей трансляций элементарной ячейки с/а. Вследствие формоизменения ячейки при упорядочении в сплаве возникают большие упругие напряжения, что стимулирует образование ламельной структуры, состоящей из колоний пластинчатых с-доменов, сочленяющихся между собой по плоскостям типа {110} [4].

Все перечисленные выше сплавы ранее уже подробно изучались. Более того, именно на системе золото-медь и было открыто упорядоченное состояние атомов в кристаллической решетке [5]. Особенностям формирования микроструктуры в процессе переходов порядок<-»беспорядок в эквиатомном сплаве CuAu посвящено большое количество работ [3, 4, 6]. Тем не менее, ряд вопросов либо не поднимался вовсе или они обсуждались лишь теоретически, без постановки соответствующих экспериментов. К примеру, в большинстве работ процессы упорядочения изучались в рекристаллизованном материале, полученном либо при медленном охлаждении от температуры выше критической, либо при отжиге ниже Тс после закалки из высокотемпературной области. а) б) в)

Рис.1. Схематическое изображение кристаллических решеток сверхструктур: а) L10: СиАи, FePd, NiPt, CoPt; б) L12: СизАи, Pd3Fe, Pt3Co\ в) B2: CuPd.

Темные и светлые шары обозначают атомы разных сортов.

Осталось практически не рассмотренным формирование микроструктуры сплавов при упорядочении после предварительной пластической деформации. В [7] объяснялось, что в этом случае "рекристаллизация сплава осуществляется ниже температуры фазового перехода и в сильной степени зависит от исходной степени деформации, скорости нагрева, температуры, времени выдержки и последующего режима охлаждения. и учесть во время эксперимента столько переменных условий представляется затруднительным".

Результаты, приведенные в работах [8, 9], отражают сложную природу данного явления и трудности в его интерпретации. Действительно, при отжиге ниже Тс после предварительной пластической деформации, в материале должны проходить два диффузионных процесса: рекристаллизация и упорядочение. Существующие теоретические работы [10-13] предсказывают некоторые интересные особенности формирования микроструктуры сплава при упорядочении после предварительной пластической деформации. Указывается, что в зависимости от температурного интервала, в котором производится отжиг, эти процессы могут происходить либо совместно, либо один из них может опережать другой. Особый интерес представляет ситуация, когда упорядочение опережает рекристаллизацию. В этом случае большая часть дислокаций, наследованных из исходно деформированного состояния, теряют свою подвижность и становятся как бы «вмороженными» в упорядоченную структуру, образуя своего рода каркас.

Ранее экспериментально было обнаружено, что практически для всех сплавов со сверхструктурой L10 существует температурный интервал, отжиг внутри которого после предварительной пластической деформации приводит к формированию особого структурного состояния. В таком состоянии в сплавах NiPt, CoPt и FePd удачно сочетаются высокие прочностные и пластические свойства, поэтому оно было названо оптимальным [14-17]. Эти работы касались в основном изучения механических свойств сплавов, без анализа взаимосвязи • различных явлений и выработки общего подхода. До выполнения данной работы не существовало модели, объясняющей возникновение оптимального структурного состояния в Lto-сверхструктурах. Кроме того, было неизвестно, возможно ли достижение аналогичного состояния в других сверхструктурах.

Без внимания экспериментаторов остался и тот факт, что для сплавов со сверхструктурой L10 до сих пор не обнаружена температурная аномалия предела текучести. В то же время интерметаллид TiAl, имеющий такую же сверхструктуру, демонстрирует аномальную зависимость ао,2 от температуры, что используется в технике. Возникает вопрос: является ли наличие указанной аномалии в TiAl свойством конкретного материала (интерметаллида), или, возможно, на сплавах со сверхструктурой L10 этот эффект не удается обнаружить в силу каких-то причин. К примеру, в [18] было показано, что при измельчении зерна аномальная зависимость сто,2(7) в интерметаллиде TiAl постепенно исчезает. Также известно, что на температурной зависимости предела текучести упорядоченного сплава СиАи не наблюдается каких-либо особенностей при наличии в структуре большого количества доменных границ [19]. Таким образом, представляет интерес проведение температурных испытаний сплава СиАи с максимально возможным размером зерна в упорядоченном состоянии.

Отдельно следует остановиться на проблеме получения монодоменного кристалла сплава со сверхструктурой типа L10. Формирование единственного с-домена во всем монокристаллическом образце с £.70-сверхструктурой вызывает особый интерес [20], поскольку в таких сплавах в результате упорядочения обычно образуется ламельная структура, имеющая большое количество границ с-доменов различных ориентировок. При исследовании такой структуры очень трудно отделить эффекты, возникающие вследствие влияния границ, от свойств объема самого домена. Таким образом, возникает задача по конструированию экспериментальной установки и изучению структуры полученных на ней монокристаллических образцов.

Сплавы со сверхструктурой L1 г (Си$Аи, PcfeFe, CozPt) (рис.1 б) будут постоянно использоваться в данной работе при анализе процессов эволюции микроструктуры и полученных механических свойств по сравнению с другими упорядоченными сплавами.

Сверхструктура типа В2 (рис.1 в) формируется в сплавах системы Си-(35-50ат.%)Pd. Указанные сплавы интересны тем, что в процессе фазового перехода беспорядок-порядок в них происходит смена кристаллической решетки с ГЦК-разупорядоченной на ОЦК-упорядоченную [21]. Поскольку доменных границ при этом не образуется, наиболее эффективным способом упрочнения сплавов этой системы считается измельчение зерна в процессе фазовой перекристаллизации при "прямом и обратном превращении порядок-беспорядок [22]. Возможность повышения прочностных свойств с помощью упорядочения после предварительной пластической деформации на данной системе практически не рассматривалась.

Для решения этого вопроса в первую очередь необходимы сведения по кинетике фазовых переходов в данной системе. Однако оказалось, что в литературе имеются только отрывочные сведения по этому вопросу. Так, скорость упорядочения в этой системе изучалась на сплавах с содержанием палладия от 44 до 50 ат.%, т.е. близких к эквиатомным [23]. В то же время, наибольший интерес с точки зрения получения комплекса высоких прочностных и пластических свойств представляет сплав Cu-40aT.%Pd (в дальнейшем: Cu-40Pd) [22]. В опубликованных работах встречаются совершенно различные оценки скорости упорядочения этого сплава, которые отличаются в сотни раз и требуют проверки. Кроме того, в [24, 25] указывается, что на описывающей процесс разупорядочения кривой изотермических превращений сплава Cu-40Pd наблюдается несколько максимумов, что пока не подтверждается другими исследователями. Таким образом, представляет интерес дальнейшее изучение особенностей формирования микроструктуры и механических свойств в процессе А1<->В2 фазовых превращений в сплаве Cu-40Pd.

Известно, что в состоянии ближнего порядка некоторые сплавы на основе палладия демонстрируют аномальную зависимость электросопротивления от температуры: PdW, PdMo, PdAg. Благодаря этому явлению сплав PdAg используют в технике в качестве контактного или тензометрического материала Состояние ближнего порядка неоднократно фиксировалось ранее в системе медь-палладий [26], однако никаких аномалий обнаружено не было. Поскольку этот сплав в упорядоченном состоянии имеет очень низкое удельное электросопротивление, интересно выяснить, существует ли температурная аномалия р в данном сплаве. Это дало бы возможность получения материала с высокой электропроводностью в широком температурном интервале.

Тройные сплавы Pd-Cu-Ag, упорядочивающиеся по типу В2, уже изучались ранее [22]. Интерес к этим сплавам вызван тем, что исходный бинарный сплав Си-40Pd имеет очень низкие механические свойства. Склонность сплава Cu-AOPd к быстрой перекристаллизации и отсутствие доменных границ не позволяют использовать в нем обычные методы упрочнения. Легирование серебром резко повышает прочностные свойства путем формирования структуры «микродуплекс». В то же время, сложность многоступенчатой обработки для получения указанной микроструктуры, а также не выясненная до конца кинетика упорядочения и распада дает исследователям возможность для дальнейшего изучения этой системы.

Цель диссертационной работы заключается в решении актуальной задачи металлофизики - выявлении в упорядоченных сплавах новых структурных состояний, оптимальных с точки зрения функциональных характеристик и их термической стабильности, для разработки фундаментальных основ создания материалов с заданным уровнем свойств.

В диссертационной работе ставились задачи:

1. Выявление микроструктуры, оптимальной для получения высоких прочностных и пластических свойств в сплавах с различным типом сверхструктур.

В рамках поставленной задачи на ряде сплавов золота и палладия со сверхструктурами типа Z.10 и В2 проводилась экспериментальная проверка теории наследования дислокационной структуры при упорядочении исходно деформированных сплавов и определялись температурные интервалы, внутри которых реализуются различные варианты твердотельных реакций (упорядочения и рекристаллизации); изучалось формирование структуры и свойств сплавов на различных этапах упорядочения; исследовалась кинетика упорядочения и разупорядочения; выяснялась эволюция микроструктуры при упорядочении и распаде.

2. Изучение хода предела текучести сплавов со сверхструктурой типа Z.10 в широком температурном интервале и объяснение природы наблюдаемых зависимостей.

В рамках поставленной задачи выполнялись температурные испытания поликристаллических образцов сплавов с различным размером зерна в упорядоченном состоянии; для объяснения особенностей деформационного поведения анализировались дислокационные превращения в изучаемых сплавах; проводилось сравнение с деформационным поведением интерметаллидов.

Для решения поставленных задач были выбраны упорядочивающиеся сплавы на основе золота и палладия: бинарные сплавы СиАи и FePd (сверхструктура L10), Cu-AQPd (сверхструктура S2), а также тройные сплавы на их основе: CuAuPd и CuPdAg. Кроме того, изучались стандартные золотые ювелирные сплавы 585 и 375 проб. Всего при выполнении работы в диссертации исследовано 18 сплавов.

На эквиатомных сплавах СиАи и FePd, а также тройных сплавах CuAuPd (все - со сверхструктурой типа L10) изучалась эволюция микроструктуры при упорядочении после предварительной пластической деформации. Сплавы системы CuAuPd были привлечены для сравнительной оценки влияния степени тетрагон ал ьн ости решетки, критической температуры упорядочения и ширины двухфазной области на формирование упорядоченной структуры в исходно деформированном материале. При сопоставлении микроструктуры с механическими свойствами сплавов широко привлекались опубликованные ранее результаты различных авторов.

Для понимания особенностей формирования прочностных свойств бинарного сплава Cu-40Pd потребовалось изучение кинетики фазовых превращений, определение электрических и механических свойств. На сплавах PdCuAg проводится исследование ранних стадий упорядочения и распада, обсуждаются возможные способы упрочнения.

Каждая глава диссертации является логически законченным исследованием той или иной проблемы и может быть рассмотрена самостоятельно, но все они объединены одной задачей: поиском в упорядоченных сплавах новых структурных состояний, обеспечивающих материалу оптимальные физико-механические свойства в широком температурном интервале. В начале каждой главы есть короткий литературный обзор по данной тематике с постановкой задачи, затем следует экспериментальная часть с описанием полученных результатов, проводится сравнение этих данных с работами других исследователей, и следуют краткие выводы.

В первой главе на примере сплавов СиАи, FePd и CuAuPd, находящихся в исходно деформированном состоянии, проводится анализ эволюции микроструктуры при формировании упорядоченной фазы по типу L10. Выяснены температурные интервалы, внутри которых формирование микроструктуры сплавов происходит совершенно определенным, заранее прогнозируемым образом. С помощью электронной микроскопии наблюдалась реализация различных вариантов твердотельных реакций: упорядочение обгоняет рекристаллизацию; рекристаллизация обгоняет упорядочение; упорядочение и рекристаллизация осуществляются одновременно. Подтверждено предположение о значительном замедлении рекристаллизации в зоне максимальной скорости упорядочения. Проделанная работа выявила общность развития процессов упорядочения в исходно деформированных сплавах со сверхструктурой типа L10, однако в каждом из исследованных сплавов обнаружены свои особенности. К примеру, только сплав СиАи имеет при высоких температурах модулированную структуру типа CuAuU. Как показали проведенные эксперименты, ламельная структура в этой области является менее стабильной. В свою очередь, в сплавах системы Cu-Au-Pd ламельная структура вообще не наблюдается, а сразу формируются зерна-монодомены.

Во второй главе настоящей диссертации на основе изучения механических свойств указанных выше сплавов, при использовании имеющихся литературных данных и полученных в главе 1 результатов, проведено сравнение сплавов со сверхструктурами L1a и Иг с целью поиска закономерностей в их деформационном поведении. Показан набор типичных структурных состояний и соответствующие им механические свойства. В сплавах со сверхструктурой L10 рассмотрены механизмы возникновения оптимального структурного состояния, характеризующегося сочетанием высоких прочностных и пластических свойств. Проведена аналогия между микроструктурой сплава в таком оптимальном состоянии и конструкционным композитом. Представлена модель деформационного поведения упорядоченного сплава с оптимальной структурой. Прочностные свойства сплава в таком естественном композите обеспечиваются наследованными от предварительной деформации дислокациями, потерявшими свою подвижность при формировании атомного дальнего порядка; за получение высоких пластических свойств отвечает ламельная структура, возникшая при упорядочении. Сформулированы условия, при выполнении которых получение подобного оптимального сочетания прочностных и пластических свойств можно ожидать в других сверхструктурах. Анализируются общие и отличительные моменты между предлагаемым и традиционными способами упрочнения материалов. На примере исследованных систем показаны пути упрочнения упорядоченных сплавов.

В третьей главе рассматривается возможность использования предварительной пластической деформации для упрочнения сплавов, упорядочивающихся по типу В2. В качестве исследуемой системы выбраны сплавы на основе Cu-Pd. Поскольку кинетика А1<+В2 фазовых превращений в сплаве Cu-40Pd оказалась до сих пор не выясненной, построены кинетические кривые процессов упорядочения и разупорядочения сплава, находящегося в разных исходных состояниях при различных скоростях нагрева. Показано, что скорость установления атомного дальнего порядка в сплаве много выше, чем предполагалось ранее. Проведено сравнение с литературными данными: в ряду сплавов Cu-(40-50)aT.%Pd состав с 40ат.%Рс7 имеет самую высокую скорость установления атомного дальнего порядка по типу В2 и самую низкую скорость разупорядочения. Получено новое структурное состояние: упорядоченное и нерекристаллизованное, при исследовании которого подтверждена гипотеза о многостадийности фазового перехода ОЦК->ГЦК в сплаве Cu-AOPd.

Четвертая глава посвящена исследованию способов повышения прочностных свойств сплавов на основе системы медь-палладий. Показана возможность наследования дислокаций при упорядочении сплава Cu-40Pd, находящегося в исходно деформированном состоянии. В этом случае удается получить повышенные прочностные и пластические свойства. Проведено исследование влияния серебра на электрические и механические свойства сплава Cu-40Pd при упорядочении. Большое внимание уделено эволюции микроструктуры стареющих сплавов Pd-Cu-Ag, упорядочивающихся по типу В2, на начальных стадиях упорядочения и распада. Использовались эксперименты по нагреву «in situ» непосредственно в колонне электронного микроскопа, а также полевая ионная микроскопия. На основе исследований микроструктуры тройных сплавов выявлена последовательность превращений и объяснены соответствующие изменения механических и электрических свойств. Обозначены пути повышения прочностных свойств тройных сплавов за счет формирования фазы выделения на дислокациях.

Пятая глава посвящена исследованию температурной зависимости предела текучести сплавов со сверхструктурой L10. Обнаружено возрастание предела текучести при повышении температуры испытания сплавов СиАи и FePd\ для понимания причины возникновения указанной аномалии проведен анализ дислокационной структуры в сплаве СиАи. Установлена термическая блокировка сверхструктурных дислокаций, заблокированных одиночных дислокаций в области аномального хода сто ,г(Т) не обнаружено. Проведено сравнение с деформационным поведением и дислокационной структурой интерметаллида TiAI. Показано влияние доменных и зеренных границ на ход температурной зависимости предела текучести. Обнаружение аномальной температурной зависимости предела текучести в упорядоченных сплавах СиАи и FePd с Z.10-сверхструктурой и предложенное в диссертации объяснение природы ее возникновения являются приоритетными результатами.

В шестой главе описаны новые материалы и методики, которые были разработаны при выполнении данных исследований. В частности, богатая палитра различных цветов, которые легко сочетаются на поверхности золотых сплавов при использовании предложенной в диссертации термохимической обработки, может понадобиться ювелирам. Полученное в сплаве Cu-40Pd структурное состояние с низким электросопротивлением в широком температурном интервале, возможно, заинтересует приборостроителей. Дано описание экспериментальной установки для выращивания одного с-домена в монокристалле сплава FePd при упорядочении в условиях постоянного сжатия. Показано, что формирующийся монодомен имеет тетрагональную ось с, направленную вдоль действия сжимающей нагрузки.

Научная новизна. В работе получены следующие новые результаты.

1. Установлена возможность получения оптимального сочетания высокой прочности и достаточной пластичности путем создания структуры естественного композита в сплавах, упорядоченных по типу L10 или В2 после предварительной деформации. Сформулированы требования, учет которых необходим для получения комплекса высоких прочностных и пластических свойств в упорядоченных сплавах с различным типом сверхструктур.

2. Обнаружен немонотонный температурный ход предела текучести для упорядоченных сплавов со сверхструктурой L10". температура пика для сплава СиАи и FePd приходится на 300°С и на 200°С соответственно. Установлена причина возникновения этой аномалии: термоакгивированная блокировка сверхструктурных дислокаций, блокировки одиночных дислокаций не зафиксировано.

3. Для ряда сплавов со сверхструктурами L10 и В2 определены температурные интервалы, внутри которых при упорядочении после предварительной пластической деформации реализуются различные варианты твердотельных реакций.

4. Выявлено новое структурное состояние, в котором сплав Cu-40Pd демонстрирует аномальную температурную зависимость электросопротивления; построены кинетические кривые фазовых переходов А1<г>В2 для различных исходных состояний данного сплава и получено экспериментальное подтверждение возможности осуществления процесса разупорядочения в несколько этапов.

5. Разработан способ изменения цвета поверхности золотых ювелирных сплавов.

Таким образом, полученные результаты расширяют и углубляют существующие в современной металлофизике представления о формировании микроструктуры и деформационном поведении упорядоченных сплавов. Изложенные в диссертации научно обоснованные решения позволяют значительно продвинуться в вопросах конструирования новых функциональных материалов с комплексом оптимальных свойств.

На защиту выносятся следующие положения.

1. Получение высоких значений прочности и пластичности в сплавах с различным типом сверхструктур может быть обеспечено сохранением исходной дислокационной плотности вследствие быстрого упорядочения и пластификацией матрицы путем создания определенной микроструктуры.

2. Температурная аномалия предела текучести в упорядоченных сплавах СиАи и FePd (сверхструктура типа L10) обусловлена термоактивированной блокировкой сверхструктурных дислокаций; на ход зависимости сто,2(7) оказывают влияние границы доменов и зерен.

3. В сплавах со сверхструктурами L10 и В2 существуют температурные интервалы, внутри которых реализуются различные варианты твердотельных реакций, когда упорядочение и рекристаллизация протекают либо одновременно, либо один из этих процессов опережает другой. В каждом из этих температурных интервалов может быть реализован свой, специфический способ упрочнения.

Научная и практическая значимость работы. Проведенное в диссертации исследование микроструктуры и свойств выявило новые структурные состояния, обеспечивающие получение в упорядоченных сплавах оптимальных физико-механические свойств в широком температурном интервале. На основе полученных результатов сформулированы требования, учет которых необходим для реализации в сплавах с различным типом сверхструктур сочетания высокой прочности и достаточной пластичности. Это может быть использовано при разработке новых высокопрочных материалов.

В работе обнаружен аномальный рост предела текучести при повышении температуры испытаний бинарных сплавов СиАи и FePd с L10 сверхструктурой, выяснена природа данной аномалии и проведено сравнение с аналогичным явлением в интерметаллиде TiAI. Полученный результат может быть использован при изучении температурной зависимости деформационного поведения сверхструктур и анализе дислокационных превращений, связанных с термически активированной блокировкой дислокаций.

Предложенный в диссертации способ получения материала на основе Си-Pd с низким электросопротивлением в широком температурном интервале может быть рекомендован приборостроителям. Термохимический способ изменения цвета поверхности сплавов золота применим в ювелирном деле. Описанная экспериментальная установка для формирования монодоменных кристаллов при упорядочении в условиях постоянного сжатия может оказаться полезной для широкого круга исследователей.

Часть исследований, проведенных в 1986-1990 гг., выполнялась по Постановлению ГКНТ СССР № 710 от 30.12.85 и распоряжению Президиума АН СССР от 15.04.86. № 10103-694 по разработке сплавов с пониженным содержанием драгметаллов.

Основными выводами диссертации можно пользоваться для дальнейшего развития представлений об эволюции микроструктуры сплавов при упорядочении, кинетике фазовых превращений и деформационном поведении упорядоченных сплавов.

Апробация. Основные результаты диссертации доложены и обсуждены на Всесоюзных, Всероссийских и Международных конференциях. Проведение работ было поддержано РФФИ (гранты № 95-02-05656, 97-02-26671, 98-02-17278, 02-0332150), Международным научным фондом (грант № RGB300), Комитетом РАН по работе с молодежью (грант № 69 6-го Конкурса 1999г.).

Публикации. По материалам диссертации имеется более 40 публикаций, из них 29 статей в отечественных и зарубежных научных журналах. Кроме того, имеется два патента РФ.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, 6 глав, заключения, общих выводов по диссертации и библиографии. Общий объем диссертации составляет 262 страницы и включает 99 рисунков, 6 таблиц, а также 227 библиографических ссылок.

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

1. Установлена возможность существенного повышения деформационных характеристик сплавов, упорядоченных по типу L10 и В2 после предварительной пластической деформации, путем формирования композитоподобной структуры: высокие прочностные свойства определяются жесткостью наследованного дислокационного каркаса, за пластичность отвечает особая микроструктура упорядоченной матрицы.

2. Обнаружена аномальная температурная зависимость предела текучести в сплавах СиАи и FePd со сверхструктурой L10 и установлена причина ее возникновения: термоактивированная блокировка сверхструктурных дислокаций; заблокированных одиночных дислокаций не наблюдалось. Экспериментально подтверждено влияние границ доменов и зерен на ход зависимости сто,2(Т).

3. Определены температурные интервалы, внутри которых при упорядочении по типу L10 и В2 деформированных сплавов реализуются различные варианты твердотельных реакций, когда упорядочение и рекристаллизация осуществляются либо одновременно, либо один из этих процессов опережает другой. Показано, что в каждом из этих интервалов существуют свои, специфические способы повышения прочностных и пластических свойств упорядоченных сплавов.

4. Для сплава Cu-AQPd построены кинетические кривые Л1<-»В2 структурно-фазовых превращений и доказана многостадийность процесса разупорядочения; рассмотрены пути упрочнения сплавов системы Pd-Cu-Ag со сверхструктурой В2 и выявлена возможность существенного измельчения зерна в ходе фазовой перекристаллизации.

5. Предложен способ формирования термически стабильного состояния сплава Cu-AQPd с атомным ближним порядком в предварительно деформированной матрице для получения аномально низкого электросопротивления при нагреве до 600°С.

6. Разработана методика изменения цвета поверхности стандартных золотых ювелирных сплавов.

В заключение считаю своим приятным долгом выразить глубокую признательность доктору физ.-мат. наук, профессору Гринберг Белле Александровне за полезные обсуждения. Кроме того, автор искренне благодарен кандидату физ.-мат наук Антоновой Ольге Владимировне за постоянный интерес к работе, ведущему технологу Абраменко Владимиру Андреевичу за подготовку экспериментального оборудования, старшему научному сотруднику Филиппову Юрию Ивановичу за проведение температурных механических испытаний, а также кандидату технических наук Родионовой Любови Анатольевне и кандидату физ.-мат. наук Крутикову Николаю Александровичу за помощь при электронно-микроскопических исследованиях.

Отдельные слова благодарности следует высказать доктору технических наук, профессору Сюткиной Валентине Ивановне, которая ввела меня в мир золотых и палладиевых сплавов.

Автор выражает благодарность за финансовую поддержку фонду РФФИ (гранты № 95-02-05656, 97-02-26671, 98-02-17278, 02-03-32150); Международному научному фонду (грант № RGB300); а также Комитету РАН по работе с молодежью (грант № 69 6-го Конкурса 1999г. научных проектов молодых ученых РАН).

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Научно-технический прогресс предъявляет все возрастающие требования к используемым в промышленности материалам. Одним из основных требований является сохранение набора эксплуатационных характеристик в широком температурном интервале. Задачей фундаментальной науки в данном случае является создание материалов с комплексом функциональных свойств, максимально отвечающих запросам промышленности.

Проведенное в диссертационной работе исследование посвящено формированию в упорядоченных сплавах на основе золота и палладия новых структурных состояний. В зависимости от предполагаемого технического применения требуемый комплекс физико-механических свойств в этих сплавах может быть разным, но всюду требуется получение максимальной прочности при достаточной пластичности. Кроме того, в контактных материалах необходимо иметь низкое удельное электросопротивление в широком температурном интервале, жаростойким сплавам - сохранять прочностные свойства при нагреве, ювелирным сплавам - удовлетворять строгим критериям по цветности.

В диссертации сформулировано научно обоснованное решение проблемы упрочнения упорядоченных сплавов: создание в них композитоподобной структуры путем упорядочения после предварительной пластической деформации. Возникающая при упорядочении по типу L10 ламельная структура играет роль пластификатора и позволяет реализовать высокую прочность дислокационного каркаса. Сформированная таким образом структура имеет оптимальное сочетание высоких прочностных и пластических свойств. На примере сплава Cu-AOPd со сверхструктурой В2 показано, что недостаточную прочность каркаса в данном случае можно повысить путем формирования фазы выделения на основе серебра в низколегированном тройном сплаве Pd-Cu-Ag. Таким образом, возможность повышения деформационных характеристик упорядоченных сплавов за счет создания структуры естественного композита в основном зависит от согласованности реакций компонентов этого композита на внешние воздействия. В диссертации показано, что для исследованных сверхструктур проблема формирования высокопрочного каркаса и пластичной матрицы требует индивидуального подхода в каждом конкретном случае, и на ряде сплавов рассмотрены примеры решения данной проблемы.

Другим явлением, постоянно рассматриваемым в диссертации, является обнаружение и объяснение аномалий различных свойств упорядоченных сплавов.

Изучалась температурная аномалия скорости рекристаллизации при упорядочении по типу L10: с ростом температуры замедляется формирование зерен новой фазы в разупорядоченной деформированной матрице. Мы связали этот эффект с появлением ламельной структуры в матрице. Кроме того, установлено аномальное падение электросопротивления при нагреве сплава Си-40Pd в состоянии ближнего атомного порядка.

Наибольший интерес для фундаментальной науки представляет обнаружение аномального роста предела текучести при нагреве упорядоченных сплавов со сверхструктурой L10. Подробное изучение эволюции микроструктуры сплава СиАи дало нам возможность получить крупнозернистый поликристалл с небольшим количеством границ и исследовать его свойства. Обнаруженная аномальная температурная зависимость предела текучести и проведенное в широком температурном интервале исследование дислокационных реакций позволили существенно продвинуться в понимании природы деформационного поведения сверхструктур.

Полученные при выполнении данной диссертационной работы результаты представляют практический интерес. Во-первых, это касается разработки новых высокопрочных упорядоченных сплавов: подробно рассмотрена природа формирования оптимального сочетания высоких прочностных и пластических свойств и выдвинуты условия, выполнение которых позволит получить структуру естественного композита в различных сверхструктурах. Во вторых, обнаруженное в сплаве Cu-40Pd структурное состояние с аномально низким электросопротивлением в широком температурном интервале, возможно, заинтересует приборостроителей. Кроме того, на основе анализа полученных в диссертации результатов сформулированы условия для разработки новых способов упрочнения упорядоченных по типу В2 сплавов Pd-Cu-Ag, которые также применяются в технике. Еще одним интересным для практического использования результатом проделанной работы является разработка способа изменения цвета поверхности золотых ювелирных сплавов. Преимуществом является то обстоятельство, что данный метод можно применять для изменения цвета известных, хорошо освоенных промышленностью сплавов.

Таким образом, данная диссертационная работа является дальнейшим шагом в той области металлофизики, которая связана с исследованием структуры и деформационного поведения упорядоченных сплавов.

1. Малышев В.М., Румянцев Д.В. Золото. - М.: Металлургия, 1979.-287 с.

2. Столофф Н.С., Дэвио Р.Г. Механические свойства упорядочивающихся сплавов. М.: Металлургия, 1969. - 113 с.

3. Гринберг Б.А., Сюткина В.И. Новые методы упрочнения упорядоченных сплавов. М.: Металлургия, 1985. - 176 с.

4. Яковлева Э.С., Сюткина В.И., Шашков О.Д. Формирование доменной структуры в сплаве СиАи при упорядочении // Тр. ин-та / ИФМ УНЦ АН СССР. 1975. -Вып.29. - с.57-73.

5. Уманский Я.С., Финкельштейн Б.Н., Блантер М.Е. Физические основы металловедения. М.: Металлургиздат, 1949. - 591 с.

6. Сюткина В.И. Разработка высокопрочных упорядоченных сплавов на основе золота: Дисс. . доктора технических наук. Свердловск, ИФМ УНЦ АН СССР, 1981.-259 с.

7. Кислицина И.Е. Особенности старения сплавов с упорядоченной матрицей: Дисс. . кандидата технических наук. Свердловск, ИФМ УНЦ АН СССР, 1987. -141с.

8. Cahn R.W. Recovery, Strain-Age-Hardening and Recrystallization in Deformed Intermetallics // High Temperature Alluminides & Intermetallics / Ed. S.H. Whang et al. -TMS Warrendale, USA, 1990. P. 245-270.

9. Cahn R.W. // Intermetallic Compounds JIMIS-6 / Ed. O. Izumi. Sendai, Japan, 1991.- P. 771.

10. Гринберг Б.А., Горностырев Ю.Н. Наследование дислокационной структуры и рекристаллизация упорядоченных сплавов. I. Сверхструктура L12. // ФММ. -1985.- Т.60. Вып.1. — С.150-160.

11. Гринберг Б.А., Горностырев Ю.Н. Наследование дислокационной структуры и рекристаллизация упорядоченных сплавов. II. Сверхструктуры В2 и L10. // ФММ. 1985. - Т.60. - Вып.1. - С.161-170.

12. Greenberg В.А., Gornostirev Yu.N. Recrystallization features of ordered alloys. Pt.1. Immobilization of dislocation structure.// Scr.Met. 1985.- V.19. - P.1391-1396.

13. Greenberg B.A., Gornostirev Yu.N. Recrystallization features of ordered alloys. Pt.2. Superstructures L12, B2 and L10. // Scr.Met. 1985.- V.19.- P.1397-1401.

14. Куранов A.A., Саханская И.Н., Берсенева Ф.Н. Влияние атомного упорядочения на механические свойства и характер разрушения NiPt. II ФММ. -1982.- Т.54. Вып.6. - С.1173-1179.

15. Гущин Г.М., Куранов А.А., Берсенева Ф.Н. Упорядочение, рекристаллизация и механические свойства сплава FePd. IIФММ. 1983. - Т.56. - Вып.4. - С.758-765.

16. Гроховская Л.Г., Гринберг Б.А., Ермаков А.Е., Адриановский Б.П. Пластичные и высокопрочные состояния магнитожесткого сплава CoPt. I. Влияние холодной деформации.// ФММ. 1988.- Т.65. - Вып.5. - С.1007-1015.

17. Гроховская Л.Г., Гринберг Б.А., Ермаков А.Е и др. Пластичные и высокопрочные состояния магнитожесткого сплава CoPt. II. Стабилизация структурных состояний. //ФММ. -1989. Т.67. - Вып.5. - С.983-992.

18. Huang S.C. On the temperature dependence of yield stress in TiAl base alloys // Scripta metall. 1988. - Vol. 22. - P. 1885.

19. Сюткина В.И., Ясырева Л.П., Абдулов Р.З. Механические свойства упорядоченного сплава СиАи II ФММ. 1982. - Т.53. - Вып.2. - С.385-393.

20. Майков В.В. Магнитные свойства упорядочивающихся сплавов CoPt, FePd, FePt после механотермической обработки: Дисс. . канд. физ.-мат. наук. -Свердловск, ИФМ УНЦ АН СССР, 1991.-129 с.

21. Хансен М., Андерко К. Структуры двойных сплавов. М.: Металлургия, 1962, т.2, с. 657.

22. Сюткин Н.Н. Атомная структура и свойства высокопрочных упорядоченных сплавов на основе палладия и платины: Дисс. . доктора физико-математических наук. Свердловск, ИФМ УНЦ АН СССР, 1984. - 274 с.

23. Балина Е.А., Гельд П.В., Андреева Л.П., Зеленин Л.П. Кинетика процессов упорядочения и разупорядочения двойных сплавов Cu-Pd II ФММ. -1990. № 12.-С. 144-148.

24. Клопотов А.А., Тайлашев А.С., Козлов Э.В. Кинетика фазового перехода В2-Д1 в сплаве Си-40 ат.% Pd II Упорядочение атомов и свойства сплавов. Киев: Наукова думка, 1979. - С. 115-118.

25. Матвеева Н.М., Козлов Э.В. Упорядоченные фазы в металлических системах. -М.: Наука, 1989.-289 с.

26. Ohshima К., Watanabe D. Electron diffraction study of short-range-order diffuse scattering from disordered Cu-Pd and Cu-Pt alloys // Acta Cryst. 1973. - V.A29. -P.520-526.

27. Гринберг Б.А. Дислокационая структура и упрочнение упорядоченного сплава типа СиАи II Тр. ин-та / ИФМ УНЦ АН СССР. 1975. - Вып.ЗО. - С.37-54.

28. Гринберг Б.А., Яковенкова Л.И. Энергия активации прорыва дислокаций через доменные границы // ФММ. -1972. -Т.ЗЗ. С. 1086-1089.

29. Гринберг Б.А., Сюткина В.И., Яковлева Э.С. Особенности дислокационной структуры и упрочнения упорядоченных сплавов. // Тр. ин-та / ИФМ УНЦ АН СССР.-1968.-С.295-311.

30. Гринберг Б.А., Сюткина В.И., Яковлева Э.С. Механизмы торможения дислокаций в упорядоченном сплаве СиАи // ФТТ. 1968. - Т. 10. - С. 13301339.

31. Сюткина В.И., Руденко В.К., Абдулов Р.З. Разработка контактных сплавов на основе золота // Тр. ин-та / ИФМ УНЦ АН СССР. 1983. - С.27-31.

32. Земцова Н.Д., Соколова А.Ю. Механизм низкотемпературного упорядочения эквиатомного сплава СиАи. 1.Рентгеноструктурное исследование // ФММ. -1996. Т.82. - Вып.2. - С. 105-111.

33. Земцова Н.Д., Соколова А.Ю., Кабанова И.Г. Трехстадийный процесс низкотемпературного упорядочения эквиатомного сплава СиАи II ФММ. -1998. Т.86. - Вып.2. - С.117-125.

34. Земцова Н.Д., Кабанова И.Г. Механизм низкотемпературного упорядочения эквиатомного сплава СиАи. II.Электронно-микроскопическое исследование первого этапа упорядочения // ФММ. -1997. Т.84. - Вып.5. - С.78-87.

35. Земцова Н.Д., Кабанова И.Г. Механизм низкотемпературного упорядочения эквиатомного сплава СиАи II ФММ. 1999. - Т.87. - №2. - С.74-83.

36. Земцова Н.Д., Соколова А.Ю., Перетурина И.А., Завалишин В.А. Исследование процесса упорядочения эквиатомного сплава СиАи с помощью температурных измерений электросопротивления // ФММ. 1999. - Т.88. - №6. - С.77-82.

37. Yokayama Т. On the recrystallization of superlattice alloys FeCo, Mg^Cd, MgCdz as a results of the order-disorder transformation // J. Inst. Metals. 1955. - V.22. -P.645.

38. Yokayama T. On the recrystallization phenomenon accompanied by order-disorder transformation in Ni3Fe and Ni3Mn alloys // J. Inst. Metals. 1955. - V.22. - P.661.

39. Бородкина M.M., Детлаф Е.И., Селисский Я.П. Возврат и рекристаллизация в упорядочивающихся сплавах Fe-Co // ФММ. 1959. - Т.7. - Вып.2. - С.214-224.

40. Гольдберг А.А., Селисский Я.П. Параметры рекристаллизации и явление упорядочения в сплавах системы Fe-Co // ФММ. 1963. - Т.15. - Вып.5. -С.717-724.

41. Davies R.G., Stoloff N.S. A study of grain in FeCo-V И Trans. Met. Soc. AIME. -1966. V.236. - P.1605-1608.

42. Buckley R.A. Microstructure and kinetics of the ordering transformation in iron-cobalt alloys, FeCo, FeCo-0,4%Cr, FeCo-2,5%V I/ Metal. Sci. 1975. - V.9. - P.243-247.

43. Buckley R.A. Ordering and recrystallization in Fe-50Co-0,4Cr// Metal. Sci. 1979. -V.13. - P.67-72.

44. Vidoz A.E., Lazarevic P.D., Cahn R.W. Strain-ageing of ordering alloys, with special reference to the nickel-iron system //Acta Met. 1963. - V.11. - P. 17-33.

45. Hornbogen E. Combined reactions // Met. Trans. 1979. - V.1 OA. - P.947-971.

46. Hutchinson W.B., Besag F.M., Honess G.V. The annealing behavior of cold worked copper-25 at.% gold. //Acta Met. 1973. - V.21. - P.1685-1691.

47. Vidoz A.E., Lazarevic P.D., Cahn R.W. Strain-ageing of ordering alloys, with special reference to the nickel-iron system. // Acta Met. -1963. V.11. - P. 17-33.

48. Weisberg L.R., Quimby S.L. Ordering and disordering processes in Cu^Au. II Phys. Rev. -1958.-V.110.- P.338-348.

49. Takasugi Т., Izumi O. Recrystallization and grain growth of Co3T/'. // Acta Met. -1985.-V.33.- P.49-58.

50. Hirabayashi M., Weissmann S. Study of CuAu\ by Transmission Electron Microscopy //Acta Met. -1962. V.10. - № 1. - P.25-36.

51. Tendeloo G., Amelinckx S., Jeng S.J., Wayman C.M. The Initial Stages of Ordering in CuAu\ and CuAuW И J. Mater. Sci. 1986. - V.21. - № 12. - P.4395-4402.

52. Tanaka Y., Uboh K.-l., Hisatsune K., Yasuda K. Spinodal Ordering in the Equiatomic AuCu Alloy // Phil. Mag. A. 1994. - V.69. - № 5. - P.925-938.

53. Земцова Н.Д., Ясырева Jl.П. Взаимосвязь упорядочения и рекристаллизации в сплаве СиАи IIФММ. 1986. - Т.62. - Вып.З. - С.571-582.

54. Okamoto Н., Chakrabarty D.J., Laughlen D.E., Massalski Т.В. The Аи-Си (gold-copper) system // Bull. Alloy Phase Diagr. 1987. - V.8. - №5. - P.454-474.

55. Шашков О.Д., Сюткина В.И., Руденко В.К. Влияние атомного упорядочения на процесс распада в сплаве золото-медь-серебро // ФММ. 1974. - Т.37. -Вып.4. - С.783-789.

56. Kuczynski G.C., Hochman R.E., Doyama М. Study of the Kinetics of Ordering in the Alloy СиАи И J. Appl. Phys. 1955. - V.26. - № 7. - P.871 -878.

57. Kussman A., Jessen K. Magnetiche und dilatometrishe Messunde zur Umwandlungs kinetik der Eisen-Palladium Legirungen // Zs. Metallkunde. 1963. -V.54. - №8. - P.504-510.

58. Гущин Г.М. Структура и свойства сплава FePd и разработка на его основе материала для скользящих контактов: Дис. . канд. техн. наук. Свердловск, 1988.-187 с.

59. Крутиков Н.А. Композитоподобное поведение сплавов, упорядоченных после сильной холодной деформации: Дис. . канд физ.-мат. наук. Екатеринбург, ИФМ УрО РАН, 2002. - 179 с.

60. Syutkina V.I., Yakovleva E.S. The Mechanism of Deformation of the Ordered CuAu Alloy // Phys. Stat. Sol. 1967. - V.21. - № 2. - P.465-480.

61. Raub E., Worwag G. Uber Gold-Palladium-Kupfer-Legirungen // Zs. Metallkunde. -1955. V.46. - № 2. - P.119-128.

62. Nakahigashi K., Kogashi M., Katada K. Axial Ratio Change of the L10-Type СиАщ. yPdy Quasibinary Alloys // Japan J. Appl. Phys. Letters (part 2). 1982. - V.21. - № 10.-P. L650-652.

63. Волков А.Ю., Котик М.Л., Адриановский Б.П., Сюткина В.И. Влияние палладия на структуру сплава золото-медь // ФММ. 1990. - №10. - С.147-154.

64. Волков А.Ю., Сюткина В.И. Формирование структуры сплавов золото-медь-палладий при атомном упорядочении. I. Высокотемпературное упорядочение // ФММ. 1995. - Т.79. - Вып.6. - С.85-92.

65. Волков А.Ю., Сюткина В.И. Формирование структуры сплавов золото-медь-палладий при атомном упорядочении. II. Низкотемпературное упорядочение // ФММ. 1995. - Т.79. - Вып.6. - С.93-99.

66. Хачатурян А.Г. Теория фазовых превращений и структура твердых растворов. -М.: Наука, 1974.-384 с.

67. Khachaturyan A.G. Theory of Structural Transformations in Solids. John Wiley & Sons Inc., New York, 1983. - 574 p.

68. Гринберг Б.А., Иванов M.A. И нтер металл иды NizAI и TiAl: микроструктура, деформационное поведение. Екатеринбург: УрО РАН, 2002. - 359 с.

69. Антонова О.В., Бояршинова Т.С., Волков А.Ю. и др. Эволюция микроструктуры сплава СиАи при упорядочении после холодной деформации // ФММ. 1996. -Т.82. - Вып.5. - С. 142-153.

70. Greenberg В.А., Hug G., Antonova O.V., Boyarshinova T.S., Pesina Z.M., Sachanskaya I.N., Volkov A.Yu. Ordering and recrystallization of CuAu alloy after cold defermation // Intermetallics. 1997. - V.5. - P.297-309.

71. Саханская И.Н., Гринберг Б.А., Юг Ж., Антонова О.В., Бояршинова Т.С., Волков А.Ю., Песина З.М. Роль дислокационного каркаса при формированиимикроструктуры упорядоченного сплава СиАи И Сб. УрО РАН. 1997. - С. 150172.

72. Гринберг Б.А., Волков А.Ю., Кругликов Н.А. и др. Композитоподобное поведение сплавов, упорядоченных после сильной холодной деформации // ФММ. 2001. - Т.92. - № 2. - С.67-79.

73. Pope D.P., Ezz S.S. Mechanical properties of NizAI and nickel-based alloys with high volume fraction of/// Inter. Metals Rev. 1984. - V.29. - № 3. - P.136-167.

74. Yodogava M., Wee D.M., Oya Y., Suzuki T. The morphology of antiphase domains of Cu3Pt and СигАи-Ni alloys // Scr. Met. 1980. - V.14. - P.849-854.

75. Доэрти Р.Д. Зарождение новых зерен // Рекристаллизация металлических материалов / Под ред. Ф.Хесснера. М.: Металлургия, 1969. - С.33-70.

76. Саханская И.Н., Тейтель Е.И., Тимофеев Н.И. и др. Кинетика упорядочения и механизм формирования доменной структуры при изотермическом отпуске закаленного сплава NiPtll ФММ. 1980. - Т.49. - Вып.2. - С.363-371.

77. Куранов А.А., Саханская И.Н., Тейтель Е.И., Литвинов B.C. Кинетика упорядочения и структурные изменения при отжиге деформированного сплава NiPt/f ФММ. 1982. -Т.54. - Вып.4. - С.731-734.

78. Инденбаум В.Н., Горностырев Ю.Н., Гринберг Б.А. и др. Наследование дислокационной структуры и рекристаллизация упорядоченных сплавов. Ш. Повышение пластичности при упорядочении холоднодеформированного сплава. // ФММ. 1989. - Т.68. - Вып.2. - С.382-392.

79. Aoki К., Izumi О. On the ductility of the intermetallic compound NizAI. И Trans. JIM. 1978.-V. 19. -P.203-210.

80. Платина, ее сплавы и композиционные материалы / Васильева Е.В., Волкова P.M., Захарова М.И. и др.; Под ред. Е.В.Васильевой. М., Металлургия, 1980. -296 с.

81. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов. М.: Металлургия, 1986.-480 с.

82. Композиционные материалы: Справочник / Под ред. Д.М.Карпиноса. Киев: Наук, думка, 1985. - 592 с.

83. Mughrabi H., Ungar Т., Kienle W., Wilkens M. Long-range internal stresses and asymmetric X-ray line-broadening in tensile-deformed 001.-orientated copper single crystals // Phil. Mag. 1986. - V.A53. - №.6. - P.793-815.

84. Hansen N., Kuhlman-Wilsdorf D. Low energy dislocation structures due to unidirectional deformation at low temperatures. // Mater. Sci. Eng. 1986. - V.81. -P.141-161.

85. Adrianovski B.P., Greenberg B.A., Syutkina V.I., Shashkov O.D., Yakovleva E.S. Deformation of Ordered CuAu Alloy // Phys. Stat. Sol. (A). -1971. V.6. - P.323-336.

86. Адриановский Б.П. Пластическая деформация упорядоченного сплава СиАи: Дисс. . канд. физ.-мат. наук. Свердловск, ИФМ УНЦ АН СССР, 1971. - 90 с.

87. Антонова О.В., Бояршинова Т.С., Волков А.Ю. и др. Эволюция микроструктуры сплава СиАи при упорядочении после деформации // Изв. РАН. Серия физическая. 1999. - Т.63. - № 7. - С.1347-1351.

88. Огородникова О.М., Литвинов B.C., Саханская И.Н. Текстура, структура и пластичность упорядоченного сплава NiPt II ФММ. 1990. - №7. - С.147-151.

89. Тканые конструкционные композиты / Под ред. Т.-В. Чу и Ф. Ко. М.: Мир, 1991.-429 с.

90. Волков А.Ю. Структура и свойства упорядоченных сплавов системы Cu-Au-Pd: Дисс. канд. физ.-мат. наук. Свердловск, ИФМ УрО РАН, 1994. - 138 с.

91. Гущин Г.М., Куранов А.А., Тейтель Е.И. Влияние упорядочения на характер изменения электросопротивления и механических свойств сплава FePd при деформации // ФММ. 1986. - Т.62. - Вып. 3. - С.595-603.

92. Гринберг Б.А., Волков А.Ю., Гущин Г.М. и др. Оптимизация механических свойств сплавов, упорядоченных после сильной холодной деформации // Цветные металлы. 2002. - №8. - С.46-50.

93. Гринберг Б.А., Родионова Л.А., Волков А.Ю. и др. Композитоподобное поведение сплавов, упорядоченных после холодной деформации. // Тр. Междунар. Симп. «Интерметаллиды третьего тысячелетия», 1-4 ноября 1999 г. Цинциннати, Огайо, США, 1999.

94. Кабанова И.Г., Земцова Н.Д. Модель образования кристаллической структуры Z-фазы в сплаве СиАи И ФММ. 2000. - Т.90. - № 5. - С.75-83.

95. Земцова Н.Д., Кабанова И.Г. Дефекты порядка и их регулярное расположение в упорядоченном сплаве СиАи II Междунар. Симп. «Фазовые превращения в твердых растворах и сплавах ОМА-2002»: Сб. трудов. Сочи, 2002. - С.101-103.

96. Юм-Розери В., Христиан Дж., Пирсон В. Диаграммы равновесия металлических систем. М.: Металлургиздат, 1956. - 399 с.

97. Shiraishi Т., Ohta М. Low temperature ageing in equiatomic СиАи and Cu-Au-Pd ternary alloys // J. Mater. Science. 1989. - V.24. - № 3. - P.1049-1052.

98. Malis O., Ludwig K.F. Kinetics of phase transformation in equiatomic СиАи II Phis. Rev. B. 1999. - V.60. - № 21. - P.14675-14682.

99. Григорьев A.T., Пантелеймонов Л.А., Куприна В.Б., Рыбакова Л.И. Исследование системы палладий-медь-кобальт // ЖНХ. 1956. - Т.1. - № 5. -С.1067-1073.

100. Григорьев А.Т., Соколовская Е.М., Алтунина Л.Н., Максимова М.В. Исследование сплавов палладий-медь-хром // ЖНХ. 1960. - Т.5. - С.1112-1118.

101. Григорьев А.Т., Пожарская Т.В. Исследование сплавов системы палладий-железо-медь //ЖНХ. 1963. - Т.8. - № 1. - С. 141-145.

102. Игнатенко Ю.Г., Сидоренко Ф.А., Синников А.Ф., Куранов А.А. Упорядочение и магнитная восприимчивость некоторых сплавов Pd-Cu-Ni / В сб.: Физические свойства металлов и сплавов. Свердловск, УПИ, 1983. - С.31-34.

103. Сюткин Н.Н., Абдулов Р.З., Телегин А.Б. Влияние серебра на электрическое сопротивление сплавов палладий-медь // ФММ. 1984. - Т.58. - Вып.З. -С.473-479.

104. Куранов А.А., Берсенева Ф.Н., Сасинова Р.А., Лаптевский А.С. Упорядочение и механические свойства сплавов палладий-медь // ФММ. 1983. - Т.56. -Вып.З. - С.600-603.

105. Белецкий Ю.И., Дзиграшвили Т.А., Кокорин В.В. и др. Особенности физических свойств и упорядочение в сплавах Cu-Pd // ФММ. 1978. - Т.45. -Вып.6.-С.1200-1204.

106. Санадзе В.В., Джибути М.В. Изучение процессов разупорядочения в сплаве Cu-PdII Изв. вузов. Физика. 1973. - № 7. - С.51-56.

107. Телегин А.Б., Сюткин Н.Н., Шашков О.Д. Структура и механические свойства упорядоченого сплава медь-палладий // ФММ. 1981. - Т.52. - Вып.З. - С.627-633.

108. Сюткин Н.Н., Ивченко В.А., Норицин С.И., Телегин А.Б. Полевая ионная микроскопия сплава медь-палладий // ФММ. 1983. - Т.56. - Вып.4. - С.728-732.

109. Jaumot F.E., Sawatsky A. An isotermal anneal of quenched and cold-worked copper-palladium alloys // Acta Met. 1956. - V.4. - № 2. - P. 118-126.

110. Козлов Э.В., Клопотов A.A., Леготина Н.Д., Тайлашев А.С. Атомный дальний порядок и устойчивость кристаллической решетки к ГЦК<-»ОЦК-превращению в сплаве CuPd И В сб.: Мартенситные превращения. Киев: Наукова думка, 1978. - С.51-53.

111. Телегин А.Б., Сюткина В.И., Волков А.Ю. Особенности фазового превращения в сплаве CuPdll ФММ. 1989. -Т.68. - Вып.4. - С.764-771.

112. Голикова Н.Н., Лаптевский А.С., Сюткина В.И. Электрические и механические свойства упорядоченных сплавов на основе палладий-медь со сверхструктурой Б2 // ФММ. 1996. -Т.82. - Вып.З. - С.150-159.

113. Чупина Л.И., Зиновьев В.В., Полякова В.П. Кинетические свойства сплавов системы Pd-Cu II Физика металлов и их соединений. Свердловск, 1981. -С.135-138.

114. Куранов А.А. Разработка резистивных материалов на основе упорядочивающихся сплавов благородных металлов: Дисс. . доктора техн. наук. Свердловск, ИФМ УНЦ АН СССР, 1986. - 342 с.

115. Гуляев А.П. Металловедение. М.: Металлургия, 1978. -648 с.

116. Fridel J. On some electrical and magnetic properties of metallic solid solution // Can. J. Phys. 1956. -V.34. - № 12A. - P. 1190-1211.

117. Pfeiler W. Investigation of short-range order by electrical resistivity measurement// Acta Metall. 1988. - V.36. - № 9. - P.2417-2434.

118. Иверонова В.И., Кацнельсон А.А. Ближний порядок в твердых растворах. -М.: Наука, 1977.-256 с.

119. Сюткина В.И., Голикова Н.Н. Особенности атомного упорядочения в деформированных сплавах палладий-медь и палладий-медь-золото со сверхструктурой В2 И ФММ. 1996. - Т.82. - Вып.2. - С.82-90.

120. Сюткина В.И., Голикова Н.Н. Стабильность дислокационного каркаса в упорядоченных сплавах палладий-медь и палладий-медь-золото со сверхструктурой В2 //ФММ. 1996. - Т.82. - Вып.2. - С.91-99.

121. Земцова Н.Д. К вопросу о природе положительной зависимости предела текучести сплава Си$Аи. II. Резистометрические и дилатометрические измерения // ФММ. 1994. - Т.77. - Вып.4. - С.161-168.

122. Савицкий Е.М., Полякова В.П., Тылкина М.А. Сплавы палладия. М.: Наука, 1967.-215с.

123. Roessler В., Novic D.T., Bever М.В. Annealing of the ordered and disordered alloy CuzAu after cold work // Trans.Met.Soc.AIME. 1963. - V.227. - P.985-991.

124. Ward A.L., Mikkola D.E. A diffraction study of the annealing of cold-worked Си^Аи II MetTrans. 1972. - V.3. - P.1479-1485.

125. Физическое металловедение: В 3 т. / Под ред. Кана Р.У. и Хаазена П. М.: Металлургия, 1987. - 3 т. - С. 155-302.

126. Волков А.Ю. Кинетика фазовых превращений в сплаве Cu-40Pd после пластической деформации // ФММ. 2000. - Т.90. - № 6. - С.64-71.

127. Волков А.Ю., Волкова Е.Г. Кинетика процессов упорядочения в сплаве Си-40Pd II Изв.РАН. Серия физическая. 2001. - Т.65. - № 6. - С.774-777.

128. Бояршинова Т.С., Волков А.Ю., Шашков О.Д., Турхан Ю.Э. О применении рентгеновской дифрактометрии для изучения начальных стадий атомного упорядочения // ФММ. 2001. - Т.91. - № 4. - С.85-90.

129. Волков А.Ю. Исследование кинетики упорядочения и разупорядочения в сплаве Cu-AQPdll ФММ. 2001. - Т.92. - № 3. - С.59-64.

130. Волков А.Ю., Волкова Е.Г. Исследование особенностей фазовых превращений в сплаве медь-палладий // Изв.РАН. Серия физическая. 2003. -Т.67. — № 7. — С.921-923.

131. Raub Е., Worwag G. Die Silber-Palladium-Kupfer Legierungen // Zs. Metallkunde. 1955. - Bd.46. - S.52-57.

132. Куранов A.A., Клюева И.Б. Новые сплавы сопротивления на основе благородных металлов // В сб.: Благородные металлы и их применение. -Свердловск, ИФМ УНЦ АН СССР, 1971, вып.28. С.7-23.

133. Голикова Н.Н. Структура и свойства упорядоченных сплавов на основе палладия: Дисс. . канд. физ.-мат. наук. Екатеринбург, ИФМ УрО РАН, 1996. -153 с.

134. Сюткина В.И., Волков А.Ю., Кузнецов A.P. Измельчение зерен в упорядоченных сплавах // VI Сем. «Структура дислокаций и механические свойства металлов и сплавов»: Тез. докл. Екатеринбург, 1993. - С.21.

135. Руденко В.К. Упрочнение золото-медных сплавов в результате атомного упорядочения и распада пересыщенного твердого раствора: Дисс. . канд техн. наук. Свердловск, ИФМ УНЦ АН СССР, 1979. - 138 с.

136. Сюткина В.И., Шашков О.Д., Руденко В.К., Кислицина И.Е. Влияние доменных границ на механические свойства упорядоченных сплавов // Металлофизика. -1983. Т.5. - №2. - С.46-52.

137. Телегин А.Б., Сюткин Н.Н. Упрочнение сплава палладий-медь-серебро прерывистым распадом и атомным упорядочением матрицы // ФММ. 1983. -Т.56. - Вып.З. - С.604-609.

138. Tanaka S., Kanzava Y. Ageing Characteristics of Cu-Pd-Ag Alloys // J. Japan Inst.Metals. 1980. - V.44. - No.9. - P.973-979.

139. Сюткин H.H., Ивченко B.A., Норицын С.И. Структура сплава палладий-медь-серебро в полевом ионном микроскопе // ФММ. 1984. -Т.57. - Вып.4. - С.776-781.

140. Телегин А.Б., Сюткин Н.Н., Ясырева Л.П. Концентрационная зависимость структуры и механических свойств сплавов Pd-Cu-Ag, упорядоченных по типу 62 // ФММ. 1985. - Т.59. - Вып.5. - С.1005-1011.

141. Tanaka S. On the Age-Hardening Process of High Ag Content Cu-Pd-Ag Alloys // J. Japan Inst.Metals. 1981. - V.45. - No.3. - P.221-227.

142. Southworth H.N., Ralph B. Image formation from ordered alloys in the Field-Ion-Microscope // Phil. Mag. 1970. - V.21. - P.23-41.

143. Сюткина В.И., Сюткин Н.Н., Телегин А.Б. и др. Способ обработки сплавов палладий-серебро-медь // Открытия, изобретения, промышленные образцы и товарные знаки. 1982. - Т.24. - С.147.

144. Париков Л.Н., Шматко О.А. Ячеистый распад пересыщенных твердых растворов. Киев: Наукова думка, 1976. - С.34-50.

145. Юм-Розери В. Атомная теория для металлургов. М.: Металлургиздат, 1955.- 332 с.

146. Karnowsky М.М. Ageing of a Pd-35at.%Ag-25at.%Cu solid solution alloy // J. Mat. Science. 1978. - V. 13. - № 11. - P.2339-2346.

147. Утевский Л.М. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении.- М.: Металлургия, 1973. 583 с.

148. Сюткин Н.Н., Ивченко В.А., Телегин А.Б., Волков А.Ю. Полевая эмиссионная микроскопия ранних стадий упорядочения и распада сплава палладий-медь-серебро // ФММ. 1986. - Т.62. - Вып.5. - С.965-969.

149. Суханов В.Д., Шашков О.Д., Бояршинова Т.С. Особенности доменной структуры сплавов Си$Аи-1п(А1) в тонких пленках // ФММ. 1994. - Т.78. -Вып.6. - С.96-101.

150. Сплав серебро-медь-палладий / Патент Японии № 54-23845, 1980. РЖ. Металлургия. - 1980.- №12. - 12И797П.

151. Сплав серебро-медь-палладий / Патент Японии № 57-155335, 1983. РЖ Металлургия. - 1983.- №11.-С. 137.

152. Буйнов Н.Н., Захарова P.P. Распад металлических пересыщенных твердых растворов. М.: Металлургия, 1964. - 145 с.

153. Меськин B.C., Сергиенко Р.И., Попова Л.А. Аномалия электросопротивления и образование /С-состояния в системах палладий-вольфрам и палладий-молибден // ФММ. 1962. -Т.13. - Вып.1. - С.126-131.

154. Алимов Ш.А., Кацнельсон А.А. Ближний порядок и /С-эффект в сплавах Pd-W и Pd-Co II ФММ. 1966. - Т.22. - Вып.З. - С.468-470.

155. Tanaka S. On the Age-Hardening Process of Low Ag Content Cu-Pd-Ag Alloys // J. Japan Inst.Metals. 1980. - V.44. - No.9. - P.979-988.

156. Блатт Ф. Физика электронной проводимости в твердых телах. М., Мир, 1971.- 470 с.

157. Марченков В.В. Электронные транспортные свойства металлических монокристаллов в сильных магнитных полях: Дисс. доктора физ.-мат. наук. -Екатеринбург, ИФМ УрО РАН, 2002.-211 с.

158. Сюткина В.И., Волков А.Ю. Формирование прочностных свойств упорядоченных сплавов // ФММ. 1992. - № 2. - С.134-146.

159. Металловедение алюминия и его сплавов: Справ, изд / Беляев А.И., Бочвар О.С., Буйнов Н.Н. и др. М.: Металлургия, 1983.-280 с.

160. Сюткина В.И., Телегин А.Б., Волков А.Ю. Пластическая деформация упорядоченного сплава медь-палладий // ФММ. 1987. - Т.63. - Вып.1. -С.151-156.

161. Волков А.Ю. Наблюдение in situ процессов атомного упорядочения и старения в сплаве Pd-Cu-Ag И ФММ. 1996. -Т.81. - Вып.З. - С. 117-122.

162. Волков А.Ю., Пацелов A.M. Влияние серебра на электрические и механические свойства сплава Pd-Cu-Ag при упорядочении // ФММ. 2003. -Т.96. - №3. - С.67-74.

163. Volkov A. Yu. Improvements to the Microstructure and Physical Properties of Pd-Cu-Ag Alloys // Platinum Metals Review. 2004. - V.48. - № 1. - P.3-11.

164. Wee D.M., Suzuki T. //Trans.JIM. 1981.-V.22. - №3. - P. 163-172.

165. Pope D.P. The flow stress of CuzAu II Phil. Mag. 1972. - V.25. - № 4. - P.917-927.

166. Kawabata Т., Kanai Т., Izumi O. //Acta Met. 1985. - V.33. - P.1355-1366.

167. Савицкий E.M. Влияние температуры на механические свойства металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1957. -294 с.

168. Stuke М.А., Dimiduk D.M., Hazzledine P.M. High Temperature Ordered Intermetallic Alloy//V MRS Symp.: Proc. 1993. - V.228. - P.471-476.

169. Greenberg B.A., Gornostirev Yu.N. // Scripta Met. 1982. - V. 16. - №1. - P.15-22.

170. Электронно-микроскопические изображения дислокаций и дефектов упаковки / Справ, под ред. Косевича В.М. и Палатника Л.С. М.: Наука, 1976. - 223 с.

171. Greenberg В.А., Antonova O.V., Karkina L.E. et al. Dislocation Transformations and the Anomalies of Dislocation Structure in TiAl II Acta Met. Matter. 1991. -V.39. - №2. - P.233-242.

172. Антонова О.В., Гринберг Б.А. Микроструктура сплавов TiAl и СиАи\ после деформации при 77 К // ФММ. 2002. - Т.94. - №3. - С.95-102.

173. Greenberg В.А., Antonova O.V., Indenbaum V.N. et al. //Acta Met. Matter. 1991. - V.39. - №2. - P.243-254.

174. Yamagushi M., Paidar V., Pope D.P. et al. Dissociation and core structure of <110> screw dislocation in L12 alloys // Phil. Mag. A. 1982. - V.45. - P.867-894.

175. Hug G., Loiseau F., Veissiere P. Dislocation in TiAl I I Phys. Rev. Appl. 1988. -V. 23. - P.673-675.

176. Гринберг Б.А., Иванов M.A. Доминирующие дислокационные превращения и температурная зависимость деформационного напряжения в интерметаллидах // ФММ. 1994. - Т.78. - Вып.З. - С.3-33.

177. Адриановский Б.П., Сюткина В.И., Шашков О.Д., Яковлева Э.С. Влияние напряжений, возникающих при упорядочении, на механизм деформации сплава СиАи II ФММ. 1971. - Т.31. - Вып.2. - С.392-403.

178. Pashley D.W., Robertson J.L., Stowell M.J. // Phil. Mag. 1969. - V.19. - № 157.- P.83-98.

179. Классен-Неклюдова M.B. Механическое двойникование кристаллов. M.: АН СССР, 1960.-259 с.

180. Shimokawa N., Hosomi М., Inui Н., Yamaguchi М. Deformation of AI3T1 single crystals // Internal Sumposium Intermetallic Compounds.: Proc. Sehdai. - 1991. -P.661-664.

181. Huang S.C., Hall E.L. On the temperature dependence of yield stress in TiAl base alloys U Scripta Met. Mater. -1991. V.25. - № 8. - P. 1805-1809.

182. Антонова O.B., Волков А.Ю., Гринберг Б.А. Особенности пластической деформации сплава СиАи\ в интервале температур (-196) 385°С // ФММ.2001. Т.91. - №2. - С.95-105.

183. Greenberg В .A., Antonova O.V., Karkina L.E. et al. Dislocation Transformations and the Anomalies of Dislocation Structure in TiAl. I-IV // Acta Met. Matter. 1992.- V.40. №2. - P.815-830.

184. Земцова Н.Д., Перетурина И.А. Температурная зависимость предела текучести упорядоченного эквиатомного сплава СиАи II ФММ. 2000. - Т.90. -№ 5. - С.84-91.

185. Земцова Н.Д. Ближнее разупорядочение и двухфазное состояние сплавов СигАи и СиАи стехиометрического состава // Междунар. Симп. «Фазовые превращения в твердых растворах и сплавах ОМА-2002»: Сб. трудов. Сочи,2002. С.98-100.

186. Немченко А.В. Механические свойства, эволюция микроструктуры и фазовые превращения в интерметаллиде N/'зА! в условиях сильной пластической деформации: Дисс. . канд. физ.-мат наук, Екатеринбург, ИФМ УрО РАН, 2002. -165 с.

187. Антонова О.В., Бояршинова Т.С., Волков А.Ю. и др. Эволюция микроструктуры сплава СиАи при упорядочении после холодной деформации // XVII Росс. конф. по электронной микроскопии.: Тез. докладов. Черноголовка, 1998.-С139.

188. Greenberg В.А., Antonova O.V., Volkov A.Yu. Anomalies of Deformation Behavior and Microstructure in CuAu ordered alloy // Intermetallics. 1999. - V.7. - P. 12191225.

189. Greenberg B.A., Antonova O.V., Volkov A.Yu., Ivanov M.A. The Nonmonotonic Temperature Dependence of the Yield Stress in TiAl and CuAu alloys // Intermetallics. 2000. - V.8. - P.845-853.

190. Гринберг Б.А., Волков А.Ю., Гущин Г.М. и др. Сильная холодная деформация как метод улучшения пластичности упорядоченных сплавов // Вопросы материаловедения. 2003. - Т.ЗЗ. - №1. - С. 192-200.

191. Greenberg В.А., Kruglikov N.A., Rodionova L.A., Volkov A.Yu. Optimised Mechanical Properties of Ordered Noble Metal Alloys // Platinum Metals Review. -2003. V.47. - № 2. - P.46-58.

192. Волков А.Ю., Гринберг Б.А., Крутиков H.A. и др. Получение и аттестация монодоменной 110-сверхструкгуры в сплаве FePd II ФММ. 2003. - Т.95. - № 4. — С.61-67.

193. Волков А.Ю., Гринберг Б.А., Крутиков Н.А. и др. Формирование монодоменного состояния в упорядоченном сплаве FePd // Изв. РАН. Серия физическая. 2003. - Т.67. - № 7. - С.924-926.

194. Разуваева Б.А. Исследование влияния фазовых превращений на механические свойства ювелирных сплавов золота 750 пробы: Дисс. . канд. техн. наук. Свердловск, ИФМ УНЦ АН СССР, 1979. - 119 с.

195. Сплав белого золота: Пат. РФ № 213568, приоритет от 10.08.98. / Голикова Н.Н., Сюткина В.И., Тимофеев Н.И. и др.

196. Сплав золота розового цвета: Пат. № 57-120644 Япония, заявл.16.01.81., опубл. 27.07.82. МКИ С 22 С 5/02

197. Бреполь Э. Теория и практика ювелирного дела. Ленинград, Машиностроение, 1975. - 383 с.

198. Гутов Л.А., Бабляк Е.Л., Изоитко А.П. и др. Художественное литье из драгоценных металлов. Ленинград, Машиностроение, 1988.-224 с.

199. Одноралов Н.А. Гальванотехника в ювелирном искусстве. М.: Искусство, 1952.-С.147-161.

200. Способ окрашивания изделий из сплавов на основе золота: Патент РФ № 2118993, приоритет от 24.09.97 / Волков А.Ю., Гринберг Б.А., Саханская И.Н.

201. Шашков О.Д. Структура и свойства дисперсионно твердеющих сплавов с упорядоченной матрицей: Дисс. . доктора физ.-мат наук. Свердловск, ИФМ УНЦ АН СССР, 1978. - 262 с.

202. Марченков В.И. Ювелирное дело. М., Высшая школа, 1975. - 192 с.

203. Блестящий, окрашенный в черный цвет, сплав золота и способ получения этого сплава: Пат. № 3100158 Япония, МКИ5 С 23 С 8/10, С 22 С 5/02. Заявл.12.09.89, опубл.25.04.91.

204. Драгоценный кобальтосодержащий металлический материал для украшений: Пат. 503749 США, МКИ5 С 23 С 8/02. Заявл. 26.06.90, опубл. 06.08.91.

205. Золотой сплав для чернения, технологическое изделие из черненого золотого сплава и способ получения технологического изделия: Пат. № 682898 Япония, приоритет от 28.02.89, НКИ 420/507

206. Сплав золота темной окраски, изделие из окрашенного в темный цвет сплава золота и способ изготовления изделия: Пат. №2245590 Великобритания, МКИ5 С21 D 9/00, С 23 С 8/10. Заявл.26.05.90, опубл.08.01.92.

207. Волков А.Ю., Гринберг Б.А. Технология изменения цвета ювелирных сплавов / В сб.: «Важнейшие законченные научно-исследовательские и опытно-конструкторские работы». Екатеринбург, УрО РАН, 1998, перечень-выпуск №3.-С. 134-135.

208. Волков А.Ю., Гринберг Б.А., Саханская И.Н., Иванова A.M. Новые цвета старого золота // Ювелирный мир. 1998. - №2. - С.92-93.

209. Creatu С., van der Lingen Е. Coloured Gold Alloys // Gold Bulletin. 1999. - V.32. -N0.4.-P.115-126.

210. Мастеров В.А., Саксонов Ю.В. Серебро, сплавы и биметаллы на его основе. -М.: Металлургия, 1079. 296 с.

211. Нехедзи Е.Ю., Адаховский А.П. Температурная зависимость сопротивления некоторых палладийсеребряных сплавов и ее аномалии / В кн.: Благородные металлы и их применение. Свердловск, ИФМ УНЦ АН СССР, 1971, вып.28. -С.189-194.

212. Волков А.Ю., Антонова О.В., Волкова Е.Г. Особенности структурно-фазовых превращений в сплаве Cu-40Pd / Научная сессия ИФМ УрО РАН по итогам 2001 г.: Тез. докл. Екатеринбург, 2002. - С.26.

213. Волков А.Ю., Волкова Е.Г. Исследование особенностей фазовых превращений в сплаве медь-палладий / Междунар. Симп. «Фазовые превращения в твердых растворах и сплавах ОМА-2002»: Сб. трудов. Сочи, 2002. - С.40-43.

214. Способ изготовления материала для слаботочных контактов из упорядочивающегося сплава на основе палладия: Патент РФ № 2217524, приоритет от 15.05.02. / Волков А.Ю., Антонова О.В., Волкова Е.Г.

215. Tanaka К., Ichitsubo Т., Koiwa М. Effect of external fields on ordering of FePd И Mat. Sci. and Eng. A.-2001. V.312. - P.118-127.

216. Вонсовский C.B. Магнетизм. M.: Наука. 1971. - 1032 с.

217. Volkov A.Yu. Structure and Mechanical Properties of CuAu and CuAuPd Ordered Alloys // Gold Bulletin. 2004. (in press)

218. Волков А.Ю. Эволюция микроструктуры сплавов CuAuPd при упорядочении после предварительной деформации // ФММ. 2004. - Т.97. - №3. - (в печати)

219. Васильев А.Н., Бучельников В.Д., Такаги Т. и др. Ферромагнетики с памятью формы // УФН. 2003. - Т.173. - №6. - С.577-608.