Структура и свойства уопрядоченных сплавов системы Cu-Au-Pd тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

РОССИЙСКАЯ АКАДШИ ЯШ УРАЛЬСКОЕ ОТДЕЛЕНИЕ ОРДЕНА ТРУДОВОГО КРАСНОГО ЗНАМЕНИ ИНСТИТУТ ФИЗИКИ МЕТАЛЛОВ

р Г Б ™

таэциализировашшй совет

- 5 СЕН 1994 : ~

На правах рукописи

ВОЛКОВ Алексей Юрьевич

СТРУКТУРА И СВОЙСТВА УПОРЯДОЧЕНИЯ СШАВОВ СИСТИМ Си-Аи-М

01.04.07 - Физика твердого тела

—~

Автореферат

диссертации на соискание ученой степени кандидата $изико-м8тематичвских наук

ЕкатеринСург-1994

Работа выполнена в.лаборатории механических свойств Ордена Трудового Красного Знамени Института физики металлов Уральского отделения РАН, г. Екатеринбург

Научный руководитель: доктор технических наук

Сюткине Валентина Ивановна

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук Пуоин Владимир Григорьевич

кандидат технических наук Саханская Ирина Наумовна

Ведущая организация - Уральский государственный технический университет - УПИ (г. Екатеринбург)

Защита состоится жеггл.

1994 Г. В ^

часов на заседании совета по защите диссертаций К 002.03.01 в Институте физики металлов УрО РАН (620219, г. Екатеринбург, ГСП-170, ул, С. Ковалевской, 18).

С диссертацией можно ознакомиться в риблиотекв Института Знзшш металлов УрО РАН

Автореферат разослан " -«к^рг с*"*» 1994 г.

УЧНШЙ СЕКРЕТАРЬ СОВЕТА кандидат физико-математических наук Э.Р.Галахов

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

ЙЯХальность_темы_. Создание новых материалов и разработка методов упрочнения уже известных сплавов составляют важную и актуальную задачу физики твердого тела. Решение этой проблемы существенно усложняется в сплавах, испытываниях ниже определенней, критической температуры TR фазовое превращение с установлением атомного дальнего порядка. Атомный дальний порядок радикальным образом изменяет все физико-механические характеристики сплавов (электропроводность, магнитные и механические свойства), что в ряде случаев используется на практике.

Ранее было установлено, что повышать механические свойства сплавов с дальним порядком можно различными путями: как измельчая структуру для увеличения количества границ (зеренных или доменных), так и легируя материал элементом, приводящим к выде- . лешго второй фазы. •

Данное исследование является продолжением изучения упорядоченных сплавов. В работе рассматривались: сплаз Cu-4QPd . (ат.Ж) со сверхрешеткой В2 и система сплавов Си-Аи-М, содержащих от 0 до 24,2 ат.Ж палладия и упорядочивающихся по типу LIq. В сплаве CuPd изучалась возможность использования мартен-ситного прегрешения для его упрочнения в упорядоченном состоянии. В тройных сплавах, в которых при установлении дальнего . порядка атомы палладия занимают узлы в подрешеткэ эолбта, оставалось неяс*чм, как при таком способе легирования изменяются прочностные свойства материала.

Проведенная работа имеет поисковый характер и является ак-турльной для разработки новых методов упрочнения упорядоченных

СПЛРГОВ.

Шй_и_за,5ачи_раб9ты. Основной задачей настоящей работы являлось исследование структуры атомноупорядоченных сплавов с • целью поискэ путей повышения их механических свойств. Для этого, во-первых, проводилось подробное изучение механизмов формирования упорядоченной структуры как в бинарном сплаве СиАи, так и в полученных на его основе в результате легирования палладием тройных сплавах Си-Аи-Рс1. Поскольку при легировании .изменяется кинетика установления атомного дальнего порядка в, вследствие этого, образущаяся структура, большое внимание уделялось на-

чальиым стадиям превращений.

Во-вторых, в работе исследовались прочностные характеристики материалов с различной структурой с тем, чтобы установить возможные механизмы реализации высокопрочного состояния сплавов.

На защиту выносятся:

1. Представления о возможности упрочнения сплавов с атомным дальним порядком путем легирования, не приводящим к выделению второй, неупорядоченной фазы. Добавочный элемент при этом занимает узлы в подрешетке одного из элементов сплава.

2. Результаты, свидетельствующие о резком ускорении фазовой перекристаллизации в системе ставов Си-Аи-М по сравнению с бинарным сплавом СиАи.

3. Способ упрочнения сплавов системы Си-Аи-РсI со сверхструктурой типа И0 при совмещении процессов рекристаллизации и упорядочения.

4. Новые представления о механизме протекания мартенситно-го превращения в сплаве Ои-АОМ (ат.%).

Научная и практическая ценность. Проведенное в настоящей работе поискорче исследование новых способов упрочнения атомно-упорядоченных сплавов способствует углублению представлений в металлофизике сплавов с дальним порядком и может быть использовано на практике при разработке новых материалов.

Апробация работы. Результаты работы докладывались на V Всесоюзном семинаре "Структура дислокаций и механические свойства металлов и сплавов" (г. Свердловск, 1990); VI Семинаре с участием иностранных специалистов "Структура дислокаций и механические свойства металлов и сплавов" (г. Екатеринбург, 1993); XV Черняевском совещании по химии, анализу и технологии платиновых металлов (г. Москва, 1993).

Структура и об"ем_работы. Диссертация состоит из введения, двух разделов, .заключения с выводами и списка используемой литературы. Она изложена на 136 страницах,- содержит 46 рисунков, I таблицу и библиографию из 125 наименований.

КРАТКОЕ СОДЕИШИЕ РАБОТЫ

Й.введеюш обоснована актуальность темы исследования, сформулирована общая цель работы и указаны основные результаты, выносимые на защиту.

Первый_разд8Л представляет собой литературный обзор, в первой части которого рассмотрены известные методы упрочнения сплавов, с атомным дальним порядком. На примере многочисленных экспериментальных и теоретических {забот показано, что в экви-атомном сплаве Сили со'сверхструктурой типа П0 наиболее оптимальным является доменнограничный способ упрочнения . Поскольку доменные границы в этом сплаве вызывают торможение и перестройку на них дислокаций, увеличение количества таких границ повышает прочностные свойства материала II). Если же доменных границ при упорядочении практически не образуется (сплав Си-40ат.% га со сверхструктурой 82) или при пересечении с ними не требуется перестройки дислокаций (сплав Ои^Аи со сверхструктурой Л2), необходимы другие способы упрочнения, например, легирование. Однако, легирование упорядоченных сплавов элементом, приводящим к выделению неупорядоченной фазы, наряду с повышением прочности снижает общую степень атомного дальнего порядка.

Далее в обзоре уделяется внимание условиям сохранения атомного дальнего порядка в сплавах с различным типом'сверх-структур. Показано, что дальний порядок в сплавах нарушается под влиянием температуры, пластической деформации и легирования. С другой стороны, добавка третьего элемента монет привести к повышению прочностных характеристик сплава и, в ряде случаев, критической температуры упорядочения. Таким образом, для упрочнения атомноупорядоченных материалов становится очевидной нвобг ходимость поисков новых способов легирования, не вызывающих выделения в сплаве неупорядоченной фазы.

Второй^разаел диссертации содержит результаты экспериментального исследования. Для выполнения работы было выплавлено девять сплавов системы Си-Аи-Рй (табл. I). Первые восемь из них упорядочиваются с образованием ПГГ слоистой сверхструктуры типа Ы0. Выделения второй фазы при упорядочении в этих сплавах не происходит, поскольку атомы .палладия занимают узлы в подрешетке

золота. Последний, девятый сплав Си-4Оат.% М упорядочивается с образованием ОЦК решетки типа В2.

Работа выполнялась методами электронной и оптической микроскопии структуры сплавов, а также испытанием механических свойств образцов на растяжение.

В первой главе второго раздела экспериментальной части изучались особенности фазового превращения в сплаве Си-40ат.5& М. Ранее этот сплав упрочняли путем низкотемпературных отжигов, что приводило к формированию структуры, состоящей из мелких зерен (размером 2-3 мкм) упорядоченной и неупорядоченной фаз. Другим способом повышения прочностных характеристик сплава СиЫ являлось легирование серебром. Упрочнение возникало в результате совмещения реакций атомного упорядочения и распада пересыщенного твердого раствора по прерывистому механизму.

Таблица I '

* спл. Содержание компонентов с/а Граница двухфаз. обл.. С0

Ат. % Маос. %

Ли Л? Си Аи М Си

Т 50,0 . — 50,0 75,6 24,4 0,92 Тк=410

2 40,6 7,8 51,6 66,0 6,9 27,1 0,93 500-530

3 37,9 10,0 52,1 63,0 9,0 28,0 0,92 510-545

4 35,3 12,1 5Г.6 60,0 11,1 28,9 0,91 520-560

Б 32,0 14,2 53,0 57,0 13,3 29,7 0,90 540-535

7 20,6 24,2 55,2 40,0 25,4 34,6 0,87 520-570

8 20,0 20,0 60,0 39,9 21,5 38,6 0,91 515-565

9 - 40,0 60,0 - 52,8 47,2 - ' 575-580

Мекду тем, в литературе неоднократно высказывалось предположение, что фазовые превращения ГЦК-ОЦК-ПЩ в этом сплаве могут происходить мартенситшм путем. Границы мзртенситных ксис-

таллов в упорядоченном сплаве СиМ и повышенная плотность дислокаций в них могли бы оказаться сильным упрочняющим фактором, однако услоеия их получения были неизвестны.

Исследование показало, что мартэнситноб превращение в сплаЕе СиМ наблюдается в процессе разупорядочения: при перехода ОЦК фазы в ГЦК. йри этом ОЦК упорядоченная решетка сдвиговым путем переходит в ГЦГ упорядоченную, являющуюся промежуточной, которая, в свою очередь, диффузионным путем перестраивается в ГЦК неупорядоченную фазу той же пластинчатой морфологии.

Между пластинами с ГВД решеткой и ОВД-матрицей вшолняится ориентационное соотношение Курдкмова-Закса:

(ОИ)ОЩС // (Ш)ГВД.; Ш110ЦК // СН01ГЦК. Штстинам мартенсита свойственны граничные плоскости двух типов: (НО) и (112). Надо заметить,' что полного прохождения мар-тенситного превращения в сплаве не наблюдалось: в структуре всегда присутствовала остаточная 0ЦК-матрица.

Изучение особенностей фазового перехода в сплаве СиМ показало, -что мартенситное превращение происходит в температурном интервале 600-690 °С. Отит и при более высокой температуре вызывают полную перекристаллизацию сплава.

Превращение ГЦК фазы в ОЦК упорядоченную также сопровождается полней перекристаллизацией; мэртенситного превращения при этом не наблюдалось. Различие механизмов прямого и обратного превращений можно объяснить наличие« дальнего порядка б исследуемом сплазе, установление и нарушение которого требует участия диффузионных процессов. Поэтому сдвиговым путем образование промежуточной атомноупорядоченной фазы возможно только из упорядоченного состояния сплава. Вероятно, в определенных условиях при охлаждении сплава неупорядоченная ГЦК фаза может мартенент-ным механизмом перестроиться в неупорядочэнную ОЦК фазу с последующем ее упорядочением по типу В2.

Попытга исгользовать мартенситную структуру для упрочнения сплава СиМ в упорядоченном состоянии успеха не имели. При нагреве такой структуры в интервале температур 300-600 °0 или при охлаждении ее из двухфазной области ниже 600 °0, ь сплаве быстро диффузионным путем проходит процесс упорядочения. На месте бывших мартенситних пластин остается лишь повышенная плотность дислокаций.

Таким образом, проведенное исследование показало, что мар-тенситное превращение в сплаве Си-40 ат.ЯДЗ может реализоваться в процессе разупорядочвния. Поскольку при многократном фазовом переходе сохранить гранили мартенситных пластин в упорядоченном состоянии сплава Cufti на удается, , использование мартенситного превращения для его упрочнения затиудлительно.

Во второй главе эксперименталы А части работы изучалась система сплавов Си-Аи-Рй, с содержанием . алладия от О до 24,2U ат.$. Легирование производилось путем замены атомов золота атомами палладия. Такой способ легирования представляет интерес, поскольку в большом диапазоне концентраций сохраняется сверхструктура типа LI0 исходного сплава (в данном случае - экви-атомного ОиЛи). Тройные сплавы отличаются от СиАи критической температурой упорядочения, широкой двухфазной областью сосуществования упорядоченной и неупорядоченной фаз, а также степенью тетрагональное™ решетки (все эти параметры приведены'в табл.1) C2J.

■ В диссертационной работе процессы формирования структур» и прочностных свойств при установлении атомного дальнего порядка изучались на восьми сплавах этой системы (см. табл.). Необходимо было проанализировать все возможные механизмы формирования упорядоченной фаза, которые схематически показаны на рис.1. '

По I способу (он называется "высокотемпературным") - предварительно рекристаллизованный выше температуры фазового перехода материал путем медленного охлаждения проходит через TR. L сплаве при эхом возникает небольшое число зародышей новой фазы. При II, "низкотемпературном" способе - большое количество центров зарождения упорядоченной фазы формируется в материале, ре-кристаллизованном и закаленном от температуры выше TR. Поскольку в ГЦК неупорядоченной матрице образуются и растут зародыши упорядоченной фазы с ГЦ тетрагональной решеткой, в сплаве возникают значительные напряжения, которые в процессе дальнейшего упорядочения снимаются. Механизмы упорядочения на высоко- и низкотемпературный разделяются в зависимости от способа снятия этих напряжений и формирующейся структуры. Ill способ формирования атомного дельного порядка --отжиг ниже Тк сплава после .холодной пластической деформации. В структуре при атом происходит рекристаллизация и упорядочение либо совместно, либо один

из процессов обгоняет другой, что зависит от степени предварительной деформации, скорости нагрева, температуры и времени выдержки. Для сплавов золото-медь-палладай исследований всех этих механизмов упорядочения не проводилось.

Т °0

® <2>

т

1 1 <2 р

1 1 1 1 ] - 1

I II ■ III

Рис.1. Три возможных варианта получения атомноупорядо-ченного состояния в сплавах: I - высокотемпературный способ; И - низкотемпературный способ;

III - отжиг после предварительной холодной пластической деформации i

"Высокотемпературный" способ упорядочения в эквиэтомном сплаве СиАи позволяет реализовать доменнограничное упрочнение. Напряжения, возникающие в этом сплаве возле каждого зародыша на начальных этапах упорядочения, снимаются путем возникновения другого зародыша, тетрагональная ось "С" которого перпендикулярна оси "О" первого зародыша. Многократное повторение этого процесса приводит к формированию игл упорядоченной фазы, состоящих из до- энных пластин двух ориентировок, сочленяющихся между собой по плоскостям типа ШО). Доменные границы в сплаве СиАи являются прочными, но преодолимыми препятствиями для дислокаций, вследствие чего сплав с такой структурой и большим количеством доменных границ относится к разряду высокопрочных.

Исследование, проведенное в диссертационной работе, показало, что в сплавах системы Си-Аи-Рй доменнограничный способ упрочнения фактически является утраченным. Уже на самых ранних стадиях формирования игольчатой доменной структуры,'в ней наблюдаются зародыши перекристаллизации. Это может быть вызвано более высокой критической тенйературой упорядочения (приблизительно на 150° по сравнению с СиАи), широкой двухфазной областью (примерно 50°, в то время, как, у Сила ее практически нет) и увеличением тетрагональности решетют (до 0,8? против ,. 0,92). Получено, что в сплавах 2-3 с небольшим содержанием палладия еще можно сформировать игольчатую доменную структуру, аналогичную СиАи в высокопрочном состоянии, а в сплаве 7 с максимальным количеством палладия (24,2 ат.Ж) после охлаждения со скоростью 100°/час от 600 °С до комнатной температуры проходит полная перекристаллизация. Исследование сплава 8 с 20,0 ат.Ж палладия показало, что зафиксировать игольчатую доменную структуру в нем можно на промежуточном этапе охлаждения от' 600 °0 до 400 °С со скоростью 100°/час с последующей закалкой, но в сплаве уже содержится большое количество зароданей перекристаллизации. При охлаждении до комнвтной температуры в этом сплаве проходит перекристаллизация, с образованием зерен-монодоменов размером 2-3 мкм.

Необходимо заметить, что в сплаве СиАи перекристаллизация игольчатой структуры протекает с гораздо меньшей .скоростью: как показано ранее Ш, для формирования зерен требуются выдержки десятки суток в интервала температур 350-400 °С. Учитывая результаты проведенного исследования механизмов формирования структуры рекристаллизованных выше Тк сплавов золото-медь-палладий, можно сделать вывод, что скорость рекристаллизационных процессов в этих сплавах как минимум на два порядка выше, чем в вквиатомном мвдно-золотом сплаве. Это обусловлено наличием широкой двухфазной переходной области порядок-беспорядок и осуществляется тем интенсивнее, чем выше степень тетрагональности реиотки; увеличение значения критической температуры упорядочения оказывает меньшее влияние.

Анализ диаграмм растяжения сплавов Си-ли-т, упорядоченных по высокотемпературному механизму, подтверждает вывод о том, что доменнограничный способ упрочнения для них оказывается малоэффективным.

1С

Aj*

§ 300

\

Щ 600

\

^ ш

I

I 200

/

J0

Л

О /О ¿О ЗО 40

Удлинение. %

литературные данные til

эксперимент, результаты

. Рис.2. Диаграммы растяжения сплавов СиАи (I, 4) и Си-Аи-М с 20,0 ат.% М (2, 3) при высокотемпературном механизме упорядочения:

1 - 450 °С I час, охлаждение 100°/час;

2 - 600 °С I час, охл. до 400 °С по 100°/час, зак.;

3 - 600 °С I час, охл. 100°/час;

4 4L.0 °С 1 4ójc, охл. до 350 °С по Ю°/сутки,

На рис.2 кривая I демонстрирует механические свойства сплава СиАи в высокопрочном состоянии. Диаграмма 2 описывает свойства сплава Си-Аи-М с 20,0 атЛМ с игольчатой доменной структурой, которая была зафиксирована закалкой на промежуточном этапе охлавдения. Некоторый сброс прочностных характеристик относительно СиАи произошел вследствие .того, что в структуре уже присутствуют зародыши перекристаллизации. Если образцы сплава не закаливать от 400 °С, а охладить со скоростью 100°/час от 600 °С до комнатной температуры, то перекристалли-

1Г

зованная структура, состоящая из зерен-нонодоменов, характеризуется диаграммой растяжения 3. Кривая 4 описывает механические свойства сплава СиАи в полностью иерекристаллизованном состоянии. Разница прочностных характеристик сплавов СиАи и Ои-Аи-Ы в перекристаллизованном /состоянии об"ясняется отличием в размерах зерен (приблизительно 10 мкм у СиАи против 2-3 мкм у сплавов с палладием).

Таким образом, высокотемпературный способ упорядочения, который в бинарном золото-медном сплаве позволяет сформировать игольчатую доменную структуру и наиболее эффективно реализовать доменногратшюе упрочнение, для сплавов системы Ои-Ли-Рй не является оптимальным. При добавлении палладия происходит развитие интенсивной перокристаллизации, в результате которой в игольчатой структуре с большим количеством границ (характерной для эквиатомного СиАи) за короткие промежутки времени образуются зерна-монодомены размером 2-3 мкм, что резко сникает прочностные свойства сплавов.

Било предположено, что наблюдаемое ускорение рекристалпи-зациошшх процессов в сплавах Си~Аи-М позволит избежать опасной стадии коробления и разрушения образцов, что наблюдается в эквиатомном сплаве СиАи при укрупнении мелкодоменной структуры (упорядочение по II способу на рис Л). При "низкотемпературном" механизме установления атомного дальнего порядка в эквиатомном сплаве СиАи большое количество зародышей упорядоченной фазы образуется даже во время резкой закалки в воду после рекристалли-зационного отжига выше Тк. При последующей термообработке ниже критической температуры упорядочения эти зародыши бистро растут и стыкуются между собой раньше, чем сформируется игла; внутренние напряжения при таком способе упорядочения не снимаются. Продолжение отжига вызывает укрупнение доменов и перераспределение напряжений на границы зерен или на стыки доменов. В итоге это приводит к короблению мелкозернистых образцов или образованию трещин в образцах с размером зерна, превышающим 50 мкм.

Проведенное исследование показало, что кинетика процессов установления атомного дальнего порядка в сплавах системы Си-Аи-Ы гораздо ниже, чем в эквиатомном сплаве СиАи. Тем не менее, на картинах микродафракцкй исследуемых сплавов наблюдаются диф&'знив сверхструктурнив рефлексы даже от охлажденных с высокой скоростью образцов (путем резкой закалки в соленую воду

со льдом при температуре -10 °С). Повышение температуры закалки, замедление скорости охлавдения или дополнительная термообработка ниже критической температуры упорядочения формируют в сплавах структуру типа "твид" с характерным "полосчатым" ("деформационным") контрастом; на электронограммах при этом наблюдаются расщепленные на пары и четверки рефлексы в положениях сверхструктурных отражений. Из этого можно сделать вывод, что в сплавах системы Си-Ли-М после закалки от температуры выше Тк наблюдается "ближний порядок" - двухфазное состояние, когда в неупорядоченной матрице квазипериодическим образом расположены атомноупорядоченные микродомены 13].

Структура с "ближним порядком" в исследованной системе сплавов относительно стабильна: требуются выдержки около I часа при 300 °С , чтобы закаленный в воду от 600 °С сплав 7 стал мелкодоменным (электронограммы при 'этом изменяются и соответствуют сверхструктуре Ы0>. При продолжении термообработки мелкодоменная структура начинает укрупняться. Однако, если в экви-атомном СиАи этот процесс приводит к короблению или разрушению образцов*, то в сплавах с палладием на определенном этапе укрупнения в мелкодс-менной структуре возникают и растут зародыши перекристаллизации. После завершения процесса перекристаллизации структура сплава состоит из зерен-монодоменов размером 2-3 мкм, коробления образцов не наблюдается. Такое явление происходит во всех исследованных сплавах, однако с разной скоростью: в сплавах с большей тетрагональностью решетки скорость перекристаллизации выше.

Изменение структуры сказывается на прочностных свойствах материала, что показано на рис.3. Механические свойства сплава Сп-Аи-М после закалки от 600 °С демонстрирует диаграмма растяжения 5. Термообработка закаленного сплава при 350 °С в течение I часа создает мелкодоменную структуру с высоким уровнем внутренних напряжений: прочность при этом резко растет, пластичность - падает (кривая I нэ рис.3). Однако, мелкодоменная структура нестабильна и при продолжении отжига она укрупняется, а в отдельных местах возникают зародыши перекристаллизации. Соответственно, прочность начинает снижаться, а пластичность - увеличиваться.

На рис.3 выделяется диаграмма растяжения 3: на определенном этапе формирование структуры происходит сброс пластичности.

Это можно об"яснить резко неоднородным состоянием сплава: в мелкодоменной структуре с высоким уровнем упругих напряжений находится большое количество зародышей перекристаллизации (ига занимают приблизительно 50% об"ема образца). Механические свойства сплава Си-Аи-М с 24,2 атЛ палладия в полностью перекристаллизованном состоянии из мелкодоменной структуры характеризуются диаграммой растяжения 4.

то

с§ <5 ¿200

8/

то

%

Щ. зоо %

^ 600 а

^ т 200

1 1 р

/ г? 3 сГ

т ц

!п

XI )\ &

о го зо 40

Удлинение, %

Рис.3. Диаграммы растяжения образцов сплавов Си-Ап-Рй при "низкотемпературном" механизме упорядочения:

1 - 20,0 атЛ М; 600 °С I час, зак. + 350 °0 I час, зак.;

2 - 20,0 ат.Ж М; 600 °С I час, зак. + 400 °С I час, зак.;

3 - 24,2 ят.% М; 600 °С I час, зак. + 400 °С 2 час, зак.;

4 - 24,2 ат.% Ш; 600 °0 I час, охл. 100°/мин. +

400 °С 2 час, зак;

5 - 20,0 атЛ М; 600 °С I час, зак.

Итак, изучение низкотемпературного механизма упорядочения сплавов системы Си-Аи-М показало, что доменнограничное упроч-

14

негою в них возникает только на начальной, метастабильной стадии формирования структуры {кривая I на рис.3), после чего начинается порекристзллизвция. И хотя в результате этого процесса удается избежать коробления и разрушения образцов я получить стабильную структуру с хорошей пластичностью, достичь высоких прочностных свойств при таком способе упорядочения не представляется возможным. Размер зерен сплавов в перокристаллизованном состоянии достигает 3 мкм, для получения высокопрочного состояния требуется дополнительное измельчение зерен приблизительно на порядок.

В то время, как механизм упорядочения эквиатомного сплава СиАи по III способу (рис.1) исследован недостаточно, существует целая серия публикгций о сплавах NlPt, CoPt, FeM, также имеющих сверхструктуру типа Ы0 14, 5]. Показано, что при отжигах этих ( -лавов немного ниже температуры перехода порядок-беспорядок после предварительной пластической деформации, в них формируется структура "дислокационного каркаса". Поскольку при таких термообработках упорядочение обгоняет рекристаллизацию, дислокации, наследованные от поедварительной пластической деформации становятся неподвижными в структуре сплава и образуют своеобразный жесткий каркас. Структура, содержащая такой "дислокационный каркас" характеризуется высокими прочностными свойствами: пределом текучести, лишь немного меньшим значения oQ 2 сплава в исходном состоянии (после предварительной холодной деформации) и пластичностью до 46%.

В исследованной системе сплавов "дислокационный каркас" не бил зафиксирован. Уже на начальных этапах формирования (после отжига при 500 °С в течение 15 мин.) структура состоит из зерен, часть из которых содержит повышенную плотность дислокаций, з процесс рекристаллизации в другой части зерен уже завершился. При продолжении термообработки доля зерен с повышенной плотностью дислокаций постепенно уменьшается. После выдержки при 500 °С в течение 40 часов наблюдается практически рокрмсталли-зовашюе состояние сплава.

Такой механизм образования структуры существенно отличается от процессов, наблюдаемых в других сплавах с таким же типом спархструктури: CoPt, NtPt. Например, в CoPt сначала формировалось нерекристаллизованное состояние, содержащее пластинчатые . С-домепи, полигональные сетки на их границах и жесткий дислока-

ционный каркас внутри доменов. Причем, такая структура в СоН может существовать длительное время (до Ю час.) [51.

Диаграммы растяжения образцов подтверждают, что упрочнения от дислокационного каркаса в исследованной системе не получено (рис.4)1 Уже после термообработки: 500 °С 15 мин., закалка, предел текучести снижается приблизительно в 2,5 раза относительно исходного деформированного состояния сплава (кривые 4 и I соответственно). Интересно, что увштчение времени выдержки до I часа при температуре 500 °С с последующей закалкой приво-, дат к снижению пластичности образцов сплава (диаграмма 2 на рис.4).' При этом диаграммы 2 и 4 имеют .разный коэффициент деформационного упрочнения, который, как известно, возрастает о повышением степени атомного дальнего порядка в материале.

Из хода дааграш растяжения видно, что степень атомного дальнего порядка, установившаяся за 15 мин. при 500 °С, еще низка - в течение этого времени процесс рекристаллизации развивается практически в неупорядоченной фазе. Высокая степень дальнего порядка устанавливается приблизительно за I час (исходя из увеличения коэффициента деформационного упрочнения); некоторое охрупчивание сплава в таком состоянии можно обленить следующим образом. Сплавы имеют разные параметры кристаллических решеток в зависимости от температуры: несоответствие их об"емов у сплава с 24,2 ат.% палладия в температурном • .интервале. 500-350 °С составляет СУ/У ~ 0,92. Следовательно, в образце при резком охлаждении появляются напряжения, причем их уровень возрастает с повышением степени атомного дальнего порядка в материале.'

Чтобы избежать снижения пластичности в исследуемых сплавах после закалки, образцы сплавов можно медленно охлаждать. Механические свойства сплава с 18,6 ат.%Ра после выдержки 40 часов при 500 °С с последующим охлаждением со скоростью 100°/чвс. описывает диаграмма растяжения 3. Из хода этой кривой можно сделать вывод, что такая обработка позволяет получить полностью ре кристаллизованное состояние материала (пластичность образцов достигает 50Ж).

Таким образом, структуру "дислокационного каркаса" в системе сплавов Си-Аи-Рс1 путем отжигов ниже Тк после предварительной холодной пластической деформации зафиксировать не удалось. Уже на начальных этапах термообработок в сплавах

начинается рекристаллизация и формируется зеренная структура, плотность дислокаций при этом опишется.

^ {200 1000

%

Ь 800

§ 600 01

9 ш

I

§ 200

Г*

у !5 А

1.г*

О /О 20 50 40 Удлинение. %

Рис.4. Диаграммы растяжения сплава Си-Аи-Рй (18,6 ат.% Рй) после холодной пластической деформации и отжигов вблизи Тк:

1 - деформация 75% (исходное состояние);

2 500 °С I час, закалка;

3 - 500 °С 40 час, охлаждение 100°/час;

4 - 500 °С 15 мин, зак.

На сплавах со сверхрешеткой Ы0: СоШ, НШ, РеВЗ и СиАи показано, что в них существуют два температурных интервала обработки (ниже Т„) после пластической деформации. Вблизи Т„ упорядочение обгоняет рекристаллизацию и может быть получен "дислокационный каркас". Ниже определенной температур! возможно совместное протекание процессов упорядочения и рекристаллизации. Поскольку при этом возрастает движущая сила рекристаллизации, формирование, структуры резко ускоряется и происходит даже при относительно низких температурах.

Исследование, проведенное в диссертационной работе показа-

ло, что для системы сплавов Си-Ап-Ш такая граничная температура находится приблизительно на 50° ниже Тн- При более высокой томпаратуре развиваются процессы, описанные ьыше. При более низкой температуре - упорядочение и рекристаллизация в сплавах протекают совместно. Здесь надо подчеркнуть, что уже в исходном состоянии сплава - после деформации 75$, на картинах шжродиф-ракций наблюдаются диффузные сзерхструктурные рефлексы. То ес.ь Э сплаве фиксируется "ближний порядок" - двухфазное состояние, когда в неупорядоченной матрица присутствуют упорядоченные мик-родомеаы. Эволюция структуры при термообработка* исследуемых сплавов ниже 450 °С весьма напоминает процессы, развивающиеся при низкоташературном механизме упорядочения: и в том, и в другом случав сначала формируется твидовая структура с характерным полосчатым контрастом, внутри которой возникают и растут гэрна-монодомены. Поскольку возникающие зародыши имеют высокую . степень атомного дальнего порядка и на содержат внутри себя дислокаций, следовательно, по терминологии Гринберг Б.А. с соавторами 161, в данном случав реализуется "тавдом": мигрирующая граница растущего серна не только разделяет рекрисгаллизованный участок и нерекристаллизованную матрицу, но такае являете« границей раздела фаз с высокой и низкой степенями атомного дальнего порядка. Кстати, практически полное отсутствие антифазных границ внутри таких зерен подтверждает, что зародыш рекристаллизации упорядочивается как монодомен. Аналогичные процессы формирования структуры при подобных обработках наблюдаются и в других сплавах со сверхструктурой П0: СоРг, .НШ.

За короткие промежутки времени в температурном интервале 250-400 °С после предварительной холодной пластической деформации 75% во всех исследованных сплавах' формируется упорядоченная мелкозернистая структура с размером зерна 0,2-0,5 мкм. Электро- ' нограммы от такой структуры имеют кольцевое расположение ре-Факсов, что указывает на отсутствие в зернах ори^нтанионных соотношений.

Такая мелкозернистая структура характеризуется высокими прочностными и пластическими свойствами. На рис.5 представлены диаграммы растяжения сплавов системы Ок-Аи-Рс1 и, для сравнения, приведены механические свойства эквизтомного модно-золотого опланя в ьысокопрочном состоянии с ш-ольчатоЯ доменной структурой (крирья 4).

то ^ /200 ^ АООО

I

| 300 |

* 600 I

| 400 I

^ 200

У

/ гЛ гз

1 ы

в/

Г •

литературный данные [I]

-о-

эксперимент. результаты

О /О 20 50 40 Удлинение, %

Рис.5. Диаграммы растяжения упорядоченных сплавов'Си-Аи-Ш (20,0 ат.% М) с мелкозернистой структурой (I - 3) и эквяатом-•ного сплава СиАи с игольчатой доменной структурой (4): Т - деформация 75% (исходное состояние);

2 - 400 °С 2 час, охл. 100°/час;

3 - 400 °С 2 час, охл. 100°/час. + деф.75% + .400 °С 2 час, зак.;

4 - 450 °С I час, охл. 100°/час.

Можно видеть, что характеристики сплава с палладием превк-' шаю? свойства сплава СиАи в высокопрочном состоянии (небольшое отличие хода кривых 2 и 3 связано с различием з способах получения мелкозернистой структуры). Проведенные эксперименты 1Ю стабильности мелкозернистой структуры в этих сплавах путем дополнительных отжигов от 250 до 500 °0 (через 50°, по 6 часов] показали, что падения предела'текучести не наблюдается практически до температуры ее формирования.

Таким образом, исследование системы Си-Аи-М, проведенноэ в диссертационной работе показало, что реализовать высокопрочное состояние в сплавах со сверхструктурой Ы0 можно не только о помощью доменнограничного упрочнения, как в СиАи, и не путем формирования "дислокационного каркаса", как в GoPt, а получением мелкозернистой структуры при совмещении процессов рекристаллизации и упорядочения. Структура с размером зерна 0,2-0,5 мкм термически стабильна и но имеет тенденции к укрупнению практически до температуры своего формирования. Причем, исследованные сплавы в упорядоченном состоянии характеризуются низким значением удельного электросопротивления.

Следует подчеркнуть, что в работе изучались трехкомпонент-ные сплавы, в которых легирование не приводит к созданию второй фазы, а атомы добавочного элемента при установлении дальнего порядка занимают узлы в одной из подрешеток исходного сплава. Использование такого способа легирования для упрочнения атомно-упорядоченного медно-золотого сплава исследовано впервые.

Выводы:

1. Применен новый способ легирования для упрочнения атом-ноупорядоченного медно-золотого сплава, в результате которого не происходит иыделения второй фазы и многокомпонентная система сохраняет сверхструктуру исходного сплава.

2. Обнаружено, что в сплавах Си-Аи-М по сравнению с бинарным медно-золотым резко возрастает скорость рвкристаллизаци-онных процессов при формировании зеренной структуры из С-домен-ной.

3. Установлено, что при совмещении процессов рекристаллизации и упорядочения в сплавах системы Си-Аи-М формируется мелкозернистая структура с размером зерна 0,2 - 0,5 мкм, имеющая высокие прочностные и пластические свойства.

4. Экспериментально доказана возможность реализации мар-тенситного превращения в сплаве Си-40зт.% М.

5. Показано, что исследованные сплавы системы Си-Аи-М, содержащие в два раза меньше золота по сравнению с используемыми в промышленности контактными материалами ЗлМ-750 и ЗлМ-800, имеют близкие значения удельного электросопротивления, но превосходят их по прочностным и пластическим свойствам. В

отличив от золото-медных, сплавы с палладием не склонны к короблению или разрушению при низкотемпературном механизме упорядочения.

Основные результаты, составляющие содержание диссертационной работы, изложены в публикациях:

AI. Сюткин H.H., Ивченко В.А., Телегин A.B., Волков A.D. Полевая эмиссионная микроскопия ранних стадий упорядочения и распада сплава палладий-медь-серебро// ФММ.- 1986,- Т. 62, вып. 5.-С. 965-969.

А2. Сюткина В.И.., Телегин A.B., Волков A.D. Пластическая деформация упорядоченного сплава медь-палладий// Ш1.- 1987.Т. 63, вып. I.- С. I5I-I56.

A3. Телегин A.B., Волков A.D., Сюткина З.И. Особенности фазового превращения а сплаве СиМУ/ 4ММ.- 1989.- Т. 68, вып. 4.- С. 764-771.

A4. Волков A.D., Котик М.Л., Адриановский Б.П., .Сюткина В.И. Влияние палладия на структуру сплава золсто-медь// ШГ.-1990.- Л 10.- С. 147-154.

А5. Волков A.D., Котик М.Л., Адриановский Б.П. Структура и свойства упорядоченных сплавов золото^медь-палладий// V Всесоюзный Семинар "Структура дислокаций и механические свойства металлов и сплавов": Тез. докл./Ин-т физ. мет. УрО АН СССР.-Свердловск, 1930.- С. 168.

А6. Свтккна В.И., Волков A.D., Кузнецов А.Р. Измельчение зерен в упорядоченных сплавах// VI Семинар "Структура дислокаций и механические свойства металлов и сплавов": Тез. докл./ Ин т физ. мет. УрО РАН.- Екатеринбург, 1993, С. 2{.

-А7. Руденко В.К., Голикова H.H., Волков A.D., Сюткина В.И. Высокопрочные упорядоченные контактные сплавы палладий-медь-золото// XV Чэрняевское совещание по химии, анализу и технологии платиновых металлов: Тез. докл./йн-т физ. мет. УрО РАН.-Москва, Т993, С. 302.

А8. Руденко В.К., Голикова H.H., Волков A.D., Гущин Г.Ы. Особенности формирования структуры сплавов палладий-медь-золото с добавкой серебра// XV Черняевсксю совещание по химии, анализу и технологии платиновых металлов: Тез. докл./Ин-т физ. мет.-УрО РАН.- Москва, 1993, С. 303.

А9. Сюткина В.И., Волков A.D., Руденко В.К. Устранение са-

мопроизьольного растрескивания сплавов золото-медь под влиянием палладия// XV Черняевеком совещании по химии, анализу и технологии платиновых металлов: Тез. докл./Ин-т физ. мет. УрО РАН.-Москва, 1993, С. 325.

AIO. Волков А.(О., Сюткина В.И. Формировать структуры сплавов золото-медь-палладий при атомном угюрядочонии. I. Вьсо-котемпературное упорядочение// ССММ,- J994, (в печати).

АН. Волков А.Ю., Сюткина В.И. Формирование структуры сплавов золото-медь-палладий при атомном упорядочении. II. Низкотемпературное упорядочение// iMM.- 1994, (в печати).

ЛИТЕРАТУРА

1. Гринберг Б.А., Сюткина В.И. Новые методы упрочнения упорядоченных сплавов.- М.: Металлургия, 1985.- 175 с.

2. Rauto Е., ffonrag G. Uber Gold-Palladlvm-aupfer-Leglerm-вen.// Za. Vetalltomde.- 1955.- 46, »2,- S. 119-128.

3. Ohahlma K.. ïïatandbe D. Electron Diffraction Study of Short-Rande-Order Diffuse Scatterlng from Dlsordered Cu-Pd and Cu-Pt allons.// Aota Cry-it.- 1973.- А29,- P. 520-525.

4. Куранов A.A., Саханская И.H., Берсенева Ф.Н. Влияние атомного упорядочения на механические свойства и характер разрушения NIPt.// ФММ.- 1982.- Т. 54, вып. 6.- С. I173-II79.

5. Гроховская Л.Г., Гринберг Б.А., Ермаков А.Е., Адрчанов-ский Б.П. Пластичные и высокопрочные состояния магнитолезткого сплава CoPt. I. Влияние холодной деформации.// <ШМ.- 1988.Т. 65, вып. 5.- С. 1005-1015.

6. Гринберг Б.А.,- Горностырев D.H. Наследование дислокационной структуры и рекристаллизация упорядоченных сплавов. II. Сверхструктуры BZ и ЫQ.// «ММ.- 1985.- Т. 60, вып. I.-

С. 161-170.

Отпечатало на ротэпсинте ИМ УрО РАН тираж 80 зак. 39

формат бОквН 1/16 объем I печ.л. 620219 г.Екатаркмбуег ГСП-170 ул.С.Ковалевской, 18 ИФМ Уро РАН