Физические принципы выбора систем легирования быстрозакристаллизованных сплавов на основе алюминия тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

9

5 &

МОСКОВСКИЙ ПЕДАГОГИЧЕСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫ!! УНИВЕРСИТЕТ имени В. II. ЛЕНИНА

На правах рукописи

ХАБАРОВ Сергей Валерьевич

ФИЗИЧЕСКИЕ ПРИНЦИПЫ ВЫБОРА СИСТЕМ ЛЕГИРОВАНИЯ БЫСТРОЗАКРИСТАЛЛИЗОВАННЫХ СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ АЛЮМИНИЯ

Специальность 01.04.07 — Физика твердого тела

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на сонсканпс ученей стспенн кандидата физико-математических наук

Москва 1990

Работа выполнена в Московском педагогическом государственном университете им. В. И. Ленина.

Н а у ч н не р у к о в о д н т ели:

доктор физико-математических паук, профессор АЛЕКСАНДРОВ И. В.,

кандидат физико-математических наук АБРАМОВ В. О.

Официальные оппоненты:

доктор физико-математических наук, профессор МАЛЮЧКОВ О. Т.,

кандидат физико-математических паук КАЧЕВСКИЙ А. ГГ.

Ведущая организация: Московский авиационный технологический институт дм. К. Э. Циолковского.

Защита состоится 12 ноября 1990 г. в 16.00 часов па заседании специализированного совета К 113.08.12 по присуждению ученой степени кандидата физико-математических наук при Московском педагогическом государственном университете им. В. И. Ленина.

Адрес университета: 119435, Москва, ул. Малая Пироговская, 1.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке МПГУ им. В. И. Ленина.

Автореферат разослан .....1990 г.

Ученый секретарь специализированного совета доктор физико-математических наук ГОРСКАЯ Л. Б.

»■ Актуачьность твш. С развитием современной техники к сплавам, используемым ъ промышленности, предъявляются вез более высокие' требования, поэтому важной проблемой в настоящее время является определение• физических принципов выбора лвгируших элементов'для получения материалов с заданными свойствами.

В последнее время активно проводятся работы по изучэшш сплавов, получаемых, метода-1 быстрой закалки и находящихся-в термодинамически неравновесном состоянии. Одним из объектов, полу-чаег.их таким способен, являются сплавы алюминля с переходными металлами (ПМ). Высокие скорости охлаждения (Ю4-Ю7К/о) позволяют сутцестБенно расширить пределы растворимости этих металлов в "алюминии. Использование компактных материалов, полученных m ?аких быстрозакристаллиэованних сплавов, дает возможность улучшить комплекс конструкционных и специальных свойств в изделиях. В связи с этим необходимо изучение свойств данных сплавов.

! До настоящего времени зависимость степени упрочнения твердых растворов Ш.1 в алюминии от природы легирующего элемента не исследовалась.

■ При термической обработке быстрозакристаллизованных сплавов системы,. -1Ш наблвдается распад пересыщенных твердых растворов, .который приводит к дисперсионному упрочнению материалов. Анализ литературы показал, что характер таких процессов изучен не достаточно подробно, нет единого мнения относительно температурных интервалов, в которых они происходят, Для широкого спектра х'гируотих элементов отсутствует сравнительный анализ зависимостей механических характеристик от режимов термических обработок. .. . Даль •работа .Целью диссертационной'работы явилось исслед^- ' ранив физических принципов упрочнения твердого раствора и изучение факторов, оказывающих влияние на величину дисперсионного упрочнения быстрозакристаллизоватшх сплавов систем А? -Ш. • ; Яаучнад новизнаt В результате, проведенных исследований по изучению физических принципов твердорастворного и дисперсионного упрочнения быстрозакристаллиэованшх сплавов системы /¡S -ПМ: \ : а) показало, что особенности упрочнения твердого раствора ¿нсфозакрпсталлизованных сплавов систем /7/ -ПМ определяются Зарядовым состоянием атома легирующего элемента в сплаве. Методом оде-спектроскопии установлено, что наибольшие изменения заселенности Зс/ уровней ПМ в'сплавах с .алюминием наблюдаются Щ>и легировании fe , Со и A/i { в этих же сплавах была выявледа наиболь-

шая степень упрочнения твердого раствора;

б) методом электронной микроскопии выявлены особенности процесса раслада Пересыщенных твердых растворов ПМ в алюминиевой матрице; ' .

в) определены свойства сплавов' // -0,54-1,5/ьат ПМ в зависимости от температуры и времени термообработки. Физико-механи- ■ ческие характеристики сопоставлены' с особенностями структуры ма-• териала. Показано, что для сплавов, легированных 'Ре и ^ упрочняющими фазами являются соответственно /¿^и кубическая

г) на основе анализа особенностей дисперсионного упрочнения бинарных сплавов систем // —ГСЛ предложен ряд тройннх сплагов, из которых /¡е -1,3%ат Ре -0,7$ат является наиболее пер-.: спективным для дальнейших исследований;

д) экспериментально продемонстрирована возможность совмв- . тения твердорастворного и дисперсионного упрочнения для создания сплавов с высоким комплексом физико-механических характеристик и : предложена в качестве базовой система А{ - Н} - Ре - ¿5» .

Практическая пенность "работы. Практическая значимость диссертации за2шочается в том, что развитые в работе положения и ме- , тоды позволяют разрабатывать легирующие системы сплавов, обладающих заданными физико-механическими свойствам.

В результате проведенных исследований был разработан и по-0 лучен сплав А6 -6$ат -1,3#ат А? -0,7^ат Сг , обладающий высокими характеристиками прочности и пластичности (с£ =580 Ша, •

сГ = 11%).

На затату выносятся след-уюте положения:

1) результаты проведенных экспериментов показали, что невозможно описать особенности упрочнения тверд01'0 раствора переходных металлов в алюминиевой матрице в рамках теории Флейшера [17 ;

2) сопоставление степени твердорастворного упрочнения быс-, трозакристаллязованиых сплавов системы А? -ГО.! с данными по пере- , носу заряда позволяют установить, что в этом случае особенности ■ электронной структуры оказывают определяющее влияние на физико-механические свойства материала;

3) исследование процессов распада пересыщенных твердых, растворов переходных металлов в ашошнии методом просвечивавшей вле-

\1\'ГееИс1о- К.и:йс(л,№(.Ц. 1963.203-209.

ктрсгнной микроскопии показало, что наибольшее количество выделений ■интерметадлидных фаз образуете... при использовании в качестве легиругащегп элемента /г? ; • •

4) анализ зависимостей механических характеристик сплавов от температуры и времени термообработки позволил установить, что сплавы, легированные - , обладают наиболее высокие, комплексом свойств, уровень характеристик заметно повышается'при одновременном введении и С* ; г

5) совмещение твердорастворного и дисперсионного упрочнения •позволяет существенно поднять уровень свойств материала.Это положение было использовано при разработке сплава // -6%ат ~1,3%ая ■ -0,7$аг ^ . ' . -

< Апробация работы. Материалы диссертации докладывались на объединенной сессии постоянных семинаров 1С МВ и ССО РСФСР по физике твердого тела (28 февр.-1 марта 1990г..Томск), на заседаниях кафедры физщш твердого тела Ш1У им.В.И.Ленина, семинарах лаборатории аморфных и ультрадг-яюрсных порошковых материалов ШЛЕТ АН СССР. '

Публикации. Основные результаты опублийованы в трех почат' них работах.

;, Структура и объем •работы. Диссертация состоит из введения, 4 глав и выводов. Объем работы 139 машинописных листов, 48 рисунков л 9 таблиц. Список литературы советских и зарубежных авторов содержит 122 названия.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность данной работы, обусло-. 'вленная необходимостью определения физических принципов выбора

легирующих систем для получения материален с заданными свойства' ,ми. Сформулирована цель диссертационного исследования, поставлены задачи и определены методы для их речения.

В первой главе приведен обзор литературы, посвященной теоретическим моделям упрочнения твердого, раствора, экспериментальным и теоретическим методам исследования электронной структуры сплавов. Подробно рассмотрены результаты экспериментальных исследований по дисперсионному упрочнении быстрозакристаллизопанных сплавов системы алюминнй-переходшй металл. Анализ литературных , данннх позволяет сделать следующие выводы:

II) до настоящего временя особенности упрочнения твердого

раствора переходных, металлов в алгтаншвой матрице не иоолвАо- •

вались;

2) в представленных работах не <5ыла прослежена связь между величиной достигаемого дисперсионного упрочнения сплава и вза- • имодействием мобильных дислокаций с выделениями интерметаллидных : фаз. ■ . .

Во второй главе приводится описание методик приготовления • сплавов, исследования электронной структура, физических и меха- I нических свойств и обосновано их применение, . *.'';.•■ ,

Объектом наших исследований являются быстроз'акристаллизб- . ; ванные сплавы алюминия с переходными металлами (ИМ- , Т< ,

У • £г • Мг. , Ге , Со , Л'! ), полученные в виде экструди-' рованных прутков. Б целях устранения влияния неконтролируемых примесей на свойства компактов для изготовления сплавов использо-. вались химически чистые металлы ( А£ - 99,999 и ПМ - не ниже 99,9?) Быстрая закалка сплавов осуществлялась методом экстракции распла--ва медным колесом со скоростью охлаждения 10®град/с, Врвзульта-"* те экстракции образовывались быстрозакаленныо чешуйки толщиной 50-100 мкм. Для экструзии эгих чешуек из них были приготовлены ■ брикеты. Брикетирование проводилось при комнатной температуре. Полученные полуфабрикаты экструдировались на вертикальном гидравлическом прессе марки ЕА-653 с усилием 600 тонн. Перед экструзией брикеты нагревались в контейнере в течение 15 шн до температура 150°С. Анализ содержания — в образцах яеконтролируешх пракэсой проводился методом масс-спектроскоппи вторичных ионов.

.Для исследования механических характеристик при испытании на растяжение использовали универсальную кабину ЧМОТРОЧ, позволяющую варьировать нагрузки от I кг до 10 тонн, скорость иахруквшщ от 0,01 до 10 см/мин. Эксперименты проводили в соответствии с '' ГОСТ 9651-73. Испытывали по'пять образцов на точку. Шхротвердооть компактного материала, весы/д чувствительная к различным (Та*:горс:л, связанным с.энергией кристаллической реиеткп, измерялась прл комнатной температуре на приборе 1ШТ-3 по мотодике ГОСТ 9450-76 при нагрузке на кндсктор 0,1 Н (100 г). Геометрия елглзпэй ппратадха и время нагру;иешш соответствовали требованиям ГОСТ 2450-76. .За истинное значение игкротн'ррдоси: щгашмалоег. сродиоо .этическое 15 изкзренпй, Статистическая обработка рзгультатов кз^орзпп" показывает, что (гаиЗка экспорнмзпта составляв?. 5,1. 1:ьг.:сроиш проводили на поверхности, обработанной гочеде;.: елгглрогол-.рзвк:'..

Роитгоноструктурные исследования проводились на аппарате -ДРОЙ-ВМ» С помощью этого метода бы.л определены периоды кристаллических решеток сплавов до и после их термообработки. Методом рэнтгеяоструктурного анализа также получены данные о микронапряжениях 'Л рода и фазовом состава изучаемых материалов. Использовался дифрактокетрический- метод прецизионного определения параметров кристаллической решетки (ШОР). Для прецизионного определения ПКР" сплавов АС -ИМ была выбрана линия (422) алюминия. По-' строение -проводили методом сканирования по то гаам через 0,01° в • интервале углов 135-140° о подсчетом количества импульсов в каждой точке, за постоянное время (10 с). Для получения среднего результата, данная процедура повторялась триады. Дифрактограмка снижалась на фильтрованном медном излучении. Фазовый анализ исследуемых сплавов проводили на фильтрованном медном излучении в интервала углов.30-60°, так как согласно литературным данным и данным

ТМ отражения от межгопскостных расстояний предполагаемых ин-терметалтшдных фаз лежат в сказанном интервале углов. >' : Параллельно с рентгеноструктурным анализом исследование структуры быстрозакристаллизованных сплавов проводилось методом-просвечивающей электрошгой микроскопии. Б эксперименте был использован микроскоп } ЕМ-100 СХ. .

, Б работе проведено такяе исследование зависимости амплитуд-нозависш.юго внутреннего трения в сплавах А£ -ЕМ от легирующего элемента. Мерой внутреннего трения является логарифмический декремент затуханий колебаний, который измерялся методом счета числа периодов свободно затухающих, колебаний за время уменьшения ам~ ,шштуды колебаний на 33$. •

; . Определение модулей упруюсти сплавов проводилось на установке О^ТЙМАТ. По.резонансной частоте модуль упругости рас. бчиивался по фор.'.чуло Форстера. Относительная погрешность при измерении модуля упругости не превышала 1%.

| * Особенности злектрошюй структуры твердых растворов были последовали татодо.л охе-споктроскогош на установке Л АХ -2200. Все спектры записывались в одном режиме работы усилительного тракта. Непосредственно перед съемкой поверхность образца очищали травлением ионами аргона с энергией 4 кэВ. Согласно литературным данным в .исследуемых сплавах не; наблюдается значительных изменений состава-при ионной бомбардировке.

! Для проверки полученных экспериментальных данных о заселен-

ности 3 d зоны переходных металлов, находящихся в твердом psc-творе в атоганиевой матрице, был проведен расчет электронной ; • :. ■ структуры эт_;х сплавов методом Коррянга-Кона-Ростокера в приближении средней Т-матрицы, . .* . ' • '<.•,' В третьей главе проведено исследование особенностей упроч- : нения твердою раствора, образующегося при легировании переход- , ними металлам матрицы'с 1ЦК структурой на примере быстрозакри- .■ сталлизованных сплавов системы А? -Ш (где ПМ- "2r , Tt , V? , ■ Cr , Мл, Fe , Ce , J/r ). ' . . •:'■ Выбор концентрации легирующего элемента обусловлен следую- -ними факторам.При малых содержаниях легирующего элемента згмет- ; ное влияние на -теханические характеристики сплава будут оказывать примеси внедрения.Вследствие'низкой растворимости переход- 1 ных металлов в аггаминии не удавалось получить быстрозакаленные 1 оплавн с концентрацией легирующего элемента в твердом растворе, > . более 0,7$ат. В то же время при введении.от 0,1 до 0,7#ат ПМ на- !. блюдается линейный рост микротвердости. Это сввдетельствует о? ' ток, что е этом случае вклад в упрочнение сплава от примесей внедрения щпнейрежимо мал. Кроме того, по данным масс-спектроскопии вторичных ионов, концентрация примесей внедрения.в образцах по крайней мере на два порядка ниже концентрации легирующего элемента.

Таким образом, при содержания 0,5#ат легирующего элемента в сплавах системы fit -IB.! механические характеристики этих материалов определяются собственно концентрацией легирующего элемента в твердом растворе и влиянием других факторов на свойства сплава можно пренебречь.

При исследовании сплавов -0,5#ат ГОЛ методом просвечивающей электронной микроскопии и рснтгеноструктурного анализа выделения интерметаллидных фаз на границах и внутри зерен не обнаружены. Согласно данным рентгеноструктурного анализа наблюдается -изменение значений периода кристаллической решетки этих катерна- . лов по сравнению со значением ПКР чистого алюминия,.причем значения ПКР быстрозакристатакзованного сплава до и после контактирования совпадают. Полученные результаты свидетельствуют о том, что в сплавах A4'-0,5$аг ЙМ'мы имеем твердый раствор замещения лега-рующего элемента в" алюминиевой матрице.

Проведенное исследования зависимости значений микротвердо-'сти {ИЛ и предела текучести (ci ) изучаемых сплавов от легирующего

эле^нта показали, что наблюдается значительное тве'рдорастворное упрочнение этих сплавов по сравнена с быстрозакристаллизованным чистым алюминием (таблица Г). Причем значение микротвердости возрастает при- прохождении ряда легирующих кошонентов от титана до кобальта и снижается по сравнению с материалами, легированными кобальтом и железом при использовании в качестве добавки никеля. Отмечено, что значение микротвердости и предела текучести сплавов, где в'качестве примесг выступали 77 ц 2г .совпадают в пределах ошибки измерений.

'! Анализ данных электронной микроскопии показав, что наблюдается оходство структуры сплавов независимо от вида'легирующего эЛемвнта-. Во всех случаях зерна имеют вытянутую вдоль направления акструзии форму. Размер зерна колеблется в интервале .1*3 мкм. Плотность пслокаций во всех сплавах составляет 3*Ю^см~2.Исходя из этого сделан вывод, что структура материалов не является определяющим фактором их механических свойств.

! Была рассмотрена возгожность объяснения наблюдаемых особенностей твердорастворного упрочнения системы А-ё -Ш с точки зрения теории упругого взаимодействия. Согласно, этой теории степень твердорастворного упрочнения пропорциональна "комбинированному" параметру, который включает силы упругого взаимодействия,возникающие мезду атомом примеси и дислокацией, во-первых, ввиду, несовпадения атомных размеров легирующего элемента и матрицы ,и во-вторых, из-за различия их упругих постоянных [2]-,т.е.

^Г-А'е'с'

где'. аТ - механическая характеристика материала; р ,/ -■-постоянные, С - концентрация атомов-примеси, £ -"комбиниро- -ванный" параметр

• > Св о Ь и ^ е Тс.

¡где а - постоя-Т1ая решетки, 6 - модуль сдвига; А , и постоянные,

* Проведенные исследования зависимостей периода кристаллической; решатки и модуля сдвига изучаемых сплавов от вида легирующего элемента показали, что изменение значений ПКР коррелирует с атом-

ОгггуЬк Л.у.у.мь, ^¿12.1977.1028-1038., '

Хсбдпцз I. Физические характеристики йыстрозакристаллизованного // и твердых растворов - 0,5$ от ПН

Сплав !

»о О!

!А±0,00025А! СПа

!

н< 5 с*.

МПа ! ША I

!3аряд атома !ПМ в с

Отношения интенсивностей оке спектров

---— —---—-----______ цщ з сплаве

__¿ММИМ _ _ _!_ ___!(теор)

мзталл ! сплав ! металл ! сплав !

■М

А?- Г/ //- У /<- Сг Ип

ге

' А2- Со

А?- №

4,0495 '4,0532

4,0500 4,0179 4,0120 4,0173 4,0155 4,0*55 4,0132

25.6 26,8

26,6

26.7

25.6

26.4

26.7 26,7

25.5

350 390

395 439 483 .535 607 632 577

108 117

120

162

204 214 193

Ш±=2 91 ним'* ныы~

1,10 1,02

1,39

1,34 1,75 2,36

1,30

1,77 2,41 3,21

0,52

0,70

1,33 4 2,39 2,40 3,32 3,38 4,51

+0,063

' -0,690

-1,092 -1,150 . -1,120 :

I

оэ I

.....I

ними объемами вводимых элементов, а модуль сдвига при данной концентрации примеси можно считать одинаковым для всех сплавов и практически но отличашимсй от' упругих постоянных чистого быстро-закристаЛлизованного алюминия, полученного в тех же технологических режимах (таблица I). Совместный анатаз механических характеристик и данных, по измерению. ПКР и модуля сдвига показал, что невозможно подобрать какое-либо одно выражение "комбинированного" параметра для интерпретации особенностей твердорастворного упрочнения сиотемы А£ -Щ. Так, например, для оплотов, содержащих •

¿% . Ге % Со , М ..значения ПКР близки, модуль сдвига постоянен (т.е. "комбинированный" параметр для них такта до.таен быть одинаков), в то же время значения Н, , с^ , сг. этих сплавов существенно отличаются. Модуль сдвига сплавов ^-0,5^ат Т/ и №,Ъ%ч совпадает, а значения их ПКР различны и,следовательно, должны различаться их "комбинированные" параметры, но при отом Механические характеристики этих сплавов одинаковы. Б связи с этим нами был сделан вывод, что невозможно объяснить наблюдаемые особенности упрочнения.твердого раствора системы ачю-, миний-переходшй металл с точки зрения теории упругого взаимодействуя, .■'•■.'

Для выяснения влияния особенностей электро!шой структуры сплавов на их гвердорастворное упрочнение были проведены исследования этих материалов методом оже-элсктронной '.спектроскопии. Анализ полученных данных (таблица I). показывает, что отнопегою интен-сивностей спектров ¿МЩМЦ дня титана слабо изменяется по сравнению- с чистым 7*/' , что указывает , на незначительное уменьшение заселенности его 3 о/ уровня при взаимодейст-; вии с алюминием.Сравнительный анализ! спектров в .чистом состоянии и находящегося в твердом растворе в алюминиевой матрице показал, что йаблю-'даемые. изменения незначительны,следовательно,. перенос заряда в данном случае- май так же, ^как и для системы - Т; .Значительное изменение от-нопехтий интенстзпостей спектров ¿НУЦММ , ¿^¡¿НМ видно тгри езодипп в агзмпняй' О- , Ре , Со ', //I (см.КЕпрпмер рпс..Т)..В этих слу-

[ССО гЙО

Г;:с. 1.Дки1СрзпЕргатып;э ст-спозгри со (I—"з— тг.лл.2- сплав).

чаях происходит увеличение относительных интенсивностей переходов с участием валентных электронов.

Проведенные наш самосогласованные расчеты электронной структуры твердых растворов квантово-мвханическим методом Коррин-га-Кона-Ростокера в приближении средней Т-матрицы показали, что • все вводимые примеси электрически' активны (таблица 1),но 77 является "донором" и отдает электроны алюминиевой матрице, а. Сг , 1 /V , Сс , № наоборот, ведут себя как. ''акцепторы", увеличивая ; число 3 Ж электронов. Причем в данных сплавах изменение заселен- ] ности валентной зоны хрома меньше, чем железа, которое в свою очередь меньше изменения заселенности 3 е/ уровня кобальта. Определенные расчетным путем значения величины переноса заряда под-твервдают экспериментальные данные по изменению заселенности 3 «V уровня переходных металлов в сплавах с алюминием,- Полученные методом оке-спектроскопии.

Таким образом, сделан вывод, что при образовании твердого I раствора переходных, металлов в алюминиевой матрице наблюдается ' изменение заселенности г.алектной зоны легирующего элемента, ¡.

__ Сопоставление приведенных.

! Н* мгь

но

т

т

I

а)

-0,6

Т|

Нп Ре Со , Ы1

2г .....

ЦЫ) .

Рис.2.Зависимость значения , микротве .дости Ну (в ) сплг,-вов "М -га и величины пере- • носа заряда (о-) ИМ в сплаве от легирующего элоыен-

• та. "

I

релцрует о изменением заовлеингостн!: металла. При этом сплавы - Т/

выше данных по пе]реносу заряда в сплавах системы алюминий-переходный металл с;их механическими характещоти-ками (см.рис.2) показало, ; • что наибольшие значения ш- • " 'фотвердости и предела те-кучеоти наблюдаются для сплаг вов, где легирующими элементами являются наиболее силь-. ные акцепторы (/¡г , Со

а наименьшие значения микро-■ твердости и предела' текуче-/ ' стн наблюдаются для сплавов', где легирующим элементом является чонор (77).Также .от-: мечено, что' степень твердо-^ растворного упрочнения кор-; валентно'.; ясны переходного ; ¡Г . ¿/-¿'г ,характеризующееся^

малым переносом заряда, проявляют приблизительно одинаковые ме-хайические свойства.

1 Проведенные эксперимента по исследованию амплитуднозависи-Мого внутреннего трения сплавов /V —П!Л показали, что наблюдает-оя корреляция между величиной.силы, необходимой для отрыва движущейся дислокации от стопора, и зарядовым состоянием примесного атома« . •

;' • 1 Приведенное выше данные свидетельствуют о том, что упрочнение твердого раствора переходных металлов в алюминиевой матрице определяется зарядо^тл состоянием атомов легиругоппх элементов в сплаве.

I Четвертая глава посвящена исследованию дисперсионного упрочнения материалов." ,

' ' Исследование дисперсионного упрочнения системы // —ШЛ проводилось, на быстрозакалешшх. сплавах /е'-0,5+1, Б^т ПИ.

В процессе изотермического старения при температурах 250-400°С в бнстрозакалешгых сплавах происходит распад пересы-" тленного твердого раствора. Об этом свидетельствуют данные по изменению значений ПКР изучаемых сплавов. По дантшм рент-геноструктурного анализа при . распаде пересыщенного твердого раствора системы /V -ГО,! происходят выделение следующих фаз: Л( -Г, 7; ; М-Лг -//„Г И V; />(-&• +¿(,6. ; £1-Ми- /й} Ни '¿¿-6 + Я и А Ъ; ;

¿г, м; М-2* - (кубическая) и ¿¿з (тетрагональная \ Наб.'тодаемоэ фазовое превращение сопровождается процессами дисперсионного 'упрочнения (рис.3) связанного с загсреплшшем мобильных дислокаций частицами шгтермэталлидшх фаз.

Рис. 3. Зависимости '• значений шкротведцостп сплавов м -0,э,лт ' * -ле -0,5/йтг. /1С -0,.5^ат г ле -0,Гг/дтг> -0,5^ат и* -0,5£атлг • Со'

АН -0,- .._ .

времёни их термообработки при тбгаературе

I д

¡л , о

Iа

от

Величина достигаемого упрочнения зависит от размеров и пространственного расположения частиц упрочняющей фазы. Кроме того, существенным фактором, определяющим степень дисперсионного упрочнения . сплавов, является прочность выделяющихся при распаде твердого раствора интершталлидннх фаз, т.к. частица, лежащая в плоскости скольжения дислокации, может быть перерезана движущейся дислокацией.'; С целью' проведения анализа наблюдаемых зависимостей степени упрочнения от времени изотермического старения для сплавов, представляющих наибольший практический интерес, был осуществлен цикл комплексных исследований, '.'.., Механические свойства стабильных фаз, выделяющихся в процессе распада твердых растворов, оценивались по величине их шкро-твердости (таблица 2).

Таблица 2 :'

Структурная формула фазы MJr /sjr fiffC- Аф ' Áí/l/r.

Твердость йазы Н МПа 7480 5150 1900 3520 9810 , 484Q 4040

Как следует из приведенных данных, наиболее высокие прочно-: стные характеристики имеют фазы А^ 7г, Аб, 7> , АС, & .' причем вег личина микротвердости последней заметно -превосходит соответствую-: 'шив значения шкротвердости других интерметаллвдов. Механические --. свойства фаз и 6- не высоки, • .• •

Структурные изменения образцов, фонсходящиэ в процессе тор-мообрабртки при 250°С, исследовались катодами рентгеновской дифракции и- электронной просвечивающей шнфоокопии.

В сплаве А£ -0,Б^ат 'Г' после старения, приводящего к мак-., симальному упрочнению, наблюдались "выделения фор и, близкой к сфе-' рической со средним диаметром--порядка;' ~ 300 к; .среднее расстояние между частицами составляло 1,25 ш, При увеличении времени терт иообработки происходил рост размеров частиц; так после 10 часов '-.старения при 2оО°С средний диаметр. выделений достигал 1000 А, Согласно теории дисперсионного упрочнения OpoBi.ua уменьшение проч- : нооти при термической обработке; прет которой больше необходимого пля достижения макслмальных своЯе;-^, связана с коахуляцией.уцроч-1 няюнвйс. фаз. На-скорость этих процессов определяющее влияние ока- 1

зывает энергия межфазной границы частица-матрица. Значение этой-веллчиян определялось по модифицированной теории Лифсгаца-Валгера-Слезова [ 37 . Для интермэталлидной фазы Ж 7!" в алюминиевой матрице энергия межфазной границы составляла 360 эрг/см2.

Сплав, содержащий 0,5%г.т С/- и подвергнутый термообработке, в точке максимального упрочнения содержал сферические выделения со средним £иамегррм 500 А; среднее расстояние мевду выделениям для этой систем составляло 0,5 мкм. С увеличением времени старения наблюдался быстрый рост размеров упрочняющих фаз. Так после 10 часов огаг^а при 250°С средняя величина диаметра увеличивалась До 1600 А, Энергия межфазной границы в этом случае составила 270 эрг/см»- Меньшая величина энергии, характерная для фазы , определяет высокую скорость процессов коагуляции,

происходящих в этом сплаве, п объясняет более быстрое разупрочнение по сравнению со сплавов АС - Г/ .

Максимальные свойства сплава // -0,5$ат & достигались после 4 часов старения при температуре 250°С. Наблюдаемые иитермэ-ташщныо включения в этом случав также имели форму, близкую к , сферической, диаметром порядка 400 А и средним расстоянием между •• шита - 0,2 кем.

Совместный анализ цшпшх рентгеноструктуршх исследований и механических испытаний сплава системы А* - & указывает на то, что увеличение твердости происходит в основном за счет выделения метастабильной фазы . Дальнейшая термообработка после достиг

пения максимума приводила к существенному уменьшению размытости дифракционных г.-акс"г.угзз, сёотпэтствуюпих фазам А/сГе и &', что свидетельствует о происхождении процессов коагуляции этих фаз. Причем прп старении происходит распад метастабильной фазы А/, /?■ . п образование стабильной ¡Тазы Ае', ^е (

Для систем № - Со ' и АС - в ентерволо температур 250-400°С наблюдается очень быстрая коагуляция интбрмотаялидти 5лл, чем объясняется высокая скорость разупрочнения этих материалов. ' ...

Таким.сбрзло;.',"'о результате исследований показано, Что легирование г-злозом обеспечивает как -внсокуЬ степЬЦ твердорастворного, тгл; и дисперсионного упрочншптя. В связи с этим били щучотп

[3\(\гске? йси. /Ш. 20.1972.61-71.

сплавы на осноЕе системы М -1,3$ат Ре , в которую дополнительно вводились по 0,7$ат Г/ , и С<* . Было установлено, что использование Сг в,качестве легирующей добавки позволяет получить ■ материал с максимальными механическими свойстваш. .

Бри создании высокопрочных композиций представляется перспективным одновременно вводить легирующие элементы, обеспечивающие : значительное твердорасгворное и дисперсионное упрочнение. Поэтому: для увеличения значения твердорастворного упрочнения был выбран

, т.к. он имеет высокую растворимость в М ,и согласно . ; литературным данным отдает часть своих электронов матрице. Исходя из приведенного выше анализа, присутствие в твердом растворе этого элемента одновременно с /? и Сг , которые заполняют свою.

с( зону электронами алюминия, приведет к высокому твердораствор-ному упрочнению. Совмещение твердорастворного и дисперсионного упрочнений позволило получить сплав // -6$ат Мд -1,3%ат# -0,7%ат£ который обладает более высокими механическими характеристиками по ^ сравнена с известными сплавами (таблица 3) и представляет практический интерес. -

Таблица 3

-—^^ механические —свойства сплав '— С. МПа С^а Ш1а . сГ

" М - 6?»ат ^ ■ . 315 . 230 16 :

(€-1,3%ат Ре -0,7$ат С,- . 356 342 8

/9<?-6$атМ/-1,3!£ат£ -0,7%ат6- ' 580 520 II

Таким образом, было проведено исследование дисперсионного упрочнения быстрозакристаллизованных сплавов системы № -ПМ при одинаковой концентрации легирующих элементов и прослежена связь медку величию". достигаемого дисперсионного упрочнения материалов и их структурой. - ,

. ' вщкда . _ • • ; .у ■ ' I. С ьомошью метода.оже-спрктроокопии исследовало изменение* заселенное .'ей 3 с1 уровней .¡пароходных металлов в сплавах с алюдогаием.

обнаружено, что значительные изменения имеют место"при лешрова-нии Fe . & t M" .

; 1 2. Проведенные методом ККР-ФГ расчеты особенностей электронной ■ структуры атомов 3 d металлов в сплаве с алюминием показали, что .наибольший' перенос заряда наблюдается для кобальта.

!• ' 3. Сопоставление механических свойств и данных по измене-Лию электронной плотности свидетельствует, что упрочнение твердого раствора переходных металлов в алюминиевой матрице определяется зарядовым состоянием атома примеси в сплаве, ï

4. Изучены особенности старения двойных сплавов системы

// - 0,5+1,5^ат ГО.'. Установлено, что наибольшую степень дисперсионного упрочнения.при одинаковой концентрации легирующего элемента в сплавах системы /?<? -Ш1 проявляет сплав /> . Быстро-закаленные сплавы систем M - fe , /с" - О- , SS - Ti f j>€ -25- обладают высокой термической стабильностью.

5. Исследован характер дисперсионного твердения сплавов системы м - & - он ,где Ш.; - ■ , T'i , . Показано, что ' .. сплав /е -1,3£ат ^ -0,7£ат & облапает наиболее высокими механическими сгойствами. ' .

6. Была показана возможность существенного повышения свойств материала путём совмещения твердорастпорного хт дисперсионного упрочнения; разработанный сплав df -6£ат ^ -1,3,^ат -0,7%ат& обладает свойствами на уровне лучших высокопрочных:материалов.

< Основные результаты диссертации опубликованы в следующих работах: •

I. Абрамов В.О., Белоконов А.П., Милне'в В.А., Хабаров С.Б., , ДОкрков А.Б. Твордорастворпое упрочнение и особенности

электронной структур« сплавов систем! атоминий-пероходшй

.. метам//Краткие сообщения по Л-изике ФГ1АП СССР.1909.:ТЗ . ; C.S0-32. . •

' ; Абрамов Б. О,, Маслвиков С.Б., Сливко» В.Л., Хабаров С.В.,

Ястребов .4.1!. Об особенностях упрочненич быстроззкрнстял-: . лизованного плюыинля при легировании переходгои/и метал: . .' ламп/Дётзллургвд.'.!.,ШТ01Д. IPD0..'й4.G. 16-21.

3. Абрамов Б.0., Шшляев М.М., Рощупкин А.Г., Серов М.М., Хабаров C.B. Исследование особенностей упрочнения'ком- : пактов из быстроэакристаллизованных сплавов алюминия, ; легированных, переходными мегаллаш//Тезисы докладов .■ ; объединенной сессии постоянных семинаров 1С MB и ССО ' РССЗР по физике твердого тела 28 февраля - I марта 1990 года, Томск. , . , i