Взаимосвязь характеристик твердого раствора и параметров зернограничного ансамбля в сплавах с ГЦК структурой и сверхструктурой L12 тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи Коновалова Елена Владимировна

ВЗАИМОСВЯЗЬ ХАРАКТЕРИСТИК ТВЕРДОГО РАСТВОРА И ПАРАМЕТРОВ ЗЕРНОГРАНИЧНОГО АНСАМБЛЯ В СПЛАВАХ С ГЦК СТРУКТУРОЙ И СВЕРХСТРУКТУРОЙ Ь12

Специальность 01.04.07. - физика конденсированного состояния

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени доктора физико-математических наук

3 ГОЛ 2014

Томск-2014 005550342

005550342

Работа выполнена в Государственном бюджетном образовательном . учреждении высшего профессионального образования «Сургутский государственный университет Ханты-Мансийского автономного округа-Югры» и Федеральном государственном бюджетном образовательном учреждении высшего профессионального образования «Томский государственный архитектурно-строительный университет»

Научные консультанты:

доктор физико-математических наук, профессор Козлов Эдуард Викторович доктор физико-математических наук, доцент Перевалова Ольга Борисовна

Официальные оппоненты:

Демьянов Борис Федорович, доктор физико-математических наук, профессор кафедры естествознания и системного анализа Федерального государственного бюджетного образовательного учреждения высшего профессионального образования «Алтайский государственный технический университет им И. И. Ползунова»

Иванов Юрий Федорович, доктор физико-математических наук, доцент, ведущий научный сотрудник Федерального государственного бюджетного учреждения науки «Институт сильноточной электроники» Сибирского отделения Российской академии наук

Страумал Борис Борисович, доктор физико-математических наук, профессор, заведующий лабораторией поверхностей раздела в металлах Федерального государственного бюджетного учреждения науки «Институт физики твердого тела» Российской академии наук

Ведущая организация:

Федеральное государственное бюджетное учреждение науки «Институт проблем сверхпластичности металлов» Российской академии наук, г. Уфа.

Защита состоится «26» сентября 2014г. в 14.30 на заседании диссертационного совета Д 003.038.01 в Федеральном государственном бюджетном учреждении науки Институте физики прочности и материаловедения Сибирского отделения Российской академии наук по адресу: 634055, г.Томск, проспект Академический, 2/4.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке и на сайте ИФПМ СО РАН: www.ispms.ru.

Автореферат разослан < » июня 2014г.

Ученый секретарь диссертационного совета, доктор технических наук, профессор

О. В. Сизова

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. В настоящее врет конструирование поликристаллических агрегатов с заданным набором свойств является актуальной проблемой. Фундаментальная основа такого конструирования для сплавов состоит в детальном изучении структуры твердого раствора и зеренной структуры поликристаллов. Имеются экспериментальные данные, свидетельствующие о том, что прочностные свойства сплавов зависят от состояния кристаллической решетки, а на поведение сплавов в процессе пластической деформации большое влияние оказывают тип границ зерен и соотношение долей границ общего и специального топа в зернограничном ансамбле. При напряжениях, соответствующих пределу текучести, зернограничные источники дислокаций начинают работать прежде всего в границах общего типа При напряжениях, выше предела текучести, наибольшее сопротивление распространению сдвигу также оказывают грашщы общего типа. Через специальные границы передача скольжения от зерна к зерну облегчена. Известно, что увеличение уровня микроискажений кристаллической решетки приводит к увеличению твердорастворного упрочнения. Используя сведения о структуре и свойствах границ зерен, ведутся работы по созданию новых сплавов с целенаправленным формированием зернограничного ансамбля.

Степень разработанности темы. К настоящему моменгу времени накоплен достаточно большой объем информации по спектрам границ зерен в металлах и сплавах и о влиянии типа границ зерен на прочностные свойства Тем не менее, в литературе отсутствуют систематизированные данные о влиянии характеристик твердого раствора, таких, как микродеформация кристаллической решетки (е), обусловленная внутренними упругими микронапряжениями П рода, среднеквадратичное смещение атомов 1ШИ микроискажения Ш рода, степень дальнего атомного

порядка (г)), на параметры зернограничного ансамбля и специальных границ в неупорядоченных ГЦК твердых растворах замещения и упорядочивающихся сплавах со сверхструктурой Ы2. Под параметрами зернограничного ансамбля понимается доля границ специального типа и доля двойниковых границ 23 в спектре специальных границ, средний размер зерна, среднее расстояние межпу ближайшими границами разного типа, средний размер материнских зерен (зерен, образовавшихся при первичной рекристаллизации и ограниченных криволинейными границами общего типа), содержащих и не содержащих специальные границы, среднее число специальных границ, приходящихся на одно материнское зерно, текстура В качестве параметров грат ниц специального типа рассматриваются: угол разориентации, обратная плотность совпадающих узлов, ось поворота, плоскость залегания, угол отклонения экспериментальных специальных границ от параметров теоретически рассчитанных в геометрической модели решетки совпадающих узлов (РСУ), среднее значение относительной энергии. Влияние фазовых переходов А1—»1Л2 и степени дальнего атомного порядка на зернограничный ансамбль упорядочивающихся сплавов представляет собой отдельную проблему. В работах Козлова Э. В., Коневой Н. А. и Переваловой О. Б. обсуждается, что в частности, специфика изменений в зеренной структуре при изо-структурном фазовом переходе в какой-то степени зависит от параметров фазового перехода А 1—>1Л 2, а именно, энергии упорядочения, а также является ли переход «точечным» или происходит через двухфазную область (АКЫг). Однако однозначно не

удалось ответить на вопрос, почему при близких параметрах фазового перехода и режимах упорядочивающего отжига изменения в зеренной структуре, например, изменение доли двойников £3 в спектре специальных границ в ставах М^е и Рс^е, происходят по-разному.

Целью работы является установление взаимосвязи между микродеформацией, среднеквадратичным смещением атомов, степенью дальнего атомного порядка и параметрами зернограничного ансамбля. Материалами исследования были твердые растворы замещения на основе меди Си-А1 и Си-Мп, упорядочивающиеся сплавы на основе никеля и палладия: №3Ре, М13(Те, Сг), №3Мп и Рс^е. Для реализации указанной цели в работе были поставлены и решались следующие задачи:

1. Установил, влияние концентрации твердого раствора на его характеристики и параметры зернограничного ансамбля в сплавах на основе меди.

2. Исследовать влияние фазового перехода А1—»Ы2 на зеренную структуру и параметры твердого раствора в сплаве №3Мп стехиометрического и нестехиометрическо-го составов.

3. Установить влияние фазового перехода А1—>Ы2 на параметры зерногораничного ансамбля и твердого раствора в сплаве РсУ^е в зависимости от режима упорядочивающего отжига.

4. Исследовать влияние легирования третьим элементом (хромом) бинарного упорядочивающегося сплава >Л3Ре на закономерности перестройки зеренной структуры в процессе фазового перехода А1—>Ы2.

5. Исследовать влияние степени дальнего атомного порядка в упорядочивающихся сплавах со сверхструктурой 1Л2 на микродеформацию кристаллической решетки и среднеквадратичное смещение атомов.

6. Выявить влияние размеров антифазных доменов на степень дальнего атомного порядка и процессы образования новых границ зерен при упорядочивающем отжиге.

7. Исследовать влияние спектра специальных границ на текстуру в зернограничном ансамбле сплавов с ГЦК структурой.

8. Установить взаимосвязь между характеристиками твердого раствора, механическими свойствами и параметрами зернограничного ансамбля в ГЦК неупорядоченных твердых растворах и в упорядоченных сплавах со сверхструктурой Ы2.

Научная новизна работы. Установлено, что в неупорядоченных твердых растворах на основе меди (Си-А1, Си-Мп) увеличение параметра кристаллической решетки сопровождается увеличением микродеформации кристаллической решетки. В упорядочивающихся сплавах (№3Мп, РсУ^е) при фазовом переходе А1—>Ы2 уменьшение микродеформации кристаллической решетки может сопровождаться как уменьшением параметра решетки (М3Мп), так и его увеличением (Рс13Ре).

Установлена корреляция между изменением среднеквадратичного смещения атомов и параметром кристаллической решетки. В неупорядоченных твердых растворах на основе меди (Си-А1, Си-Мп) при увеличении концентрации легирующего элемента наблюдается увеличение среднеквадратичного смещения атомов. В упорядочивающихся сплавах при фазовом переходе А1—4Л2 при уменьшении параметра кристаллической решетки наблюдается уменьшение среднеквадратичного смещения атомов (№3Мп), тогда как при увеличении параметра кристаллической решетки (Рс13Ре) - его увеличение.

В упорядочивающихся сплавах (Ni3Mn, Ni3Fe, Ni3(Fe,Cr), PdjFe) при фазовом переходе Al—>L12 и с увеличением степени дальнего атомного порядка изменение доли двойниковых границ £3 коррелирует с изменением среднеквадратичного смещения атомов: с увеличением (уменьшением) последнего доля двойниковых границ 23 в спектре специальных границ увеличивается (уменьшается).

Установлено, что близость параметров специальных границ к теоретическим в модели РСУ зависит от микродеформации кристаллической решетки и среднеквадратичного смещения атомов. Объяснение экспериментальной зависимости представлено в рамках модели свободного объема границ зерен, а также с точки зрения дислокационного механизма переориентации границ зерен.

В упорядоченных сплавах (NijMn, Pd3Fe) со сверхструкгурой 1Л2 на интегральное значение степени дальнего атомного порядка влияет ангафазная доменная структура: чем меньше средний размер антифазных доменов (АФД), тем больше степень дальнего атомного порядка. Увеличение размеров АФД приводит к размытию антифазных границ (АФГ)> что сопровождается понижением степени дальнего атомного порядка. Увеличение среднего размера АФД в упорядоченных сплавах (Ni3Mn, Pd3Fe) со сверхструкгурой Ll2 сопровождается измельчением зеренной структуры.

Практическая значимость работы заключается в том, что получена обширная экспериментальная информация о зернограничных ансамблях и определены параметры твердого раствора в ГЦК твердых растворах на основе меда (Cu-Al и Си-Мп) и упорядочивающихся сплавах со сверхструюурой Ll2 (NÍ3M11, Pd3Fe, NijFe, Ni3(Fe, Cr)). Установлены количественные закономерности между величиной микродеформации кристаллической решетки, среднеквадратичным смещением атомов, степенью дальнего атомного порядка и параметрами зеренной структуры. В сплавах NijMn и Pd3Fe исследована ангафазная доменная структура. Установлено влияние антифазной доменной структуры на степень дальнего атомного порядка и изменения в зернограничном ансамбле при упорядочивающих отжигах. Результаты работы могут быть использованы дня построения теории формирования поликристаллических материалов и их упрочнения с целью оптимизации физико-механических свойств.

Основные положения, выносимые на защиту:

1. В неупорядоченных твердых растворах замещения на основе меди увеличение параметра кристаллической решетки обусловлено увеличением внутренних микронапряжений П рода и среднеквадратичного смещения атомов.

2. При фазовом переходе Al—*L12 и увеличении степени дальнего атомного порядка в сплавах со сверхструктурой Ll2 происходит уменьшение микронапряжений II рода. Изменение среднеквадратичного смещения атомов определяется характером «сверхструктурного сжатия», а именно, увеличение смещений происходит при увеличении параметра кристаллической решетки, и уменьшение - при уменьшении последнего.

3. Увеличение доли двойниковых границ £3 в спектре границ специального типа и их углов отклонения от параметров в модели решетки совпадающих узлов сопровождается увеличением внутренних микронапряжений П рода и среднеквадратичного смещения атомов.

4. Увеличение степени дальнего атомного порядка в сплавах со сверхструктурой Ll2 приводит к уменьшению углов отклонения специальных границ от теоретических параметров этих границ в модели решетки совпадающих узлов. Использование нере-

лаксированной геометрической модели решетки совпадающих узлов доя описания атомной структуры границ специального типа в сплавах со сверхструктурой Ll2 является правомерным.

5. В твердых растворах замещения независимо от состояния атомного порядка текстура в зернограничном ансамбле усиливается при увеличении микронапряжений П рода и среднеквадратичного смещения атомов.

6. При чзоструктурном фазовом переходе AI—»LI2 наблюдается измельчение зеренной структуры независимо от того, является фазовый переход «точечным» или протекает через двухфазную область, сопровождается ли он увеличением или уменьшением параметра кристаллической решетки. Уменьшение сред него размера зерна тем значительнее, чем больше размер аншфазных доменов. Процесс перестройки зеренной структуры обусловлен уменьшением свободной энергии структуры аншфазных доменов.

Апробация работы. Результаты исследований были представлены и обсуждались на следующих тучных конференциях: «Современные проблемы прочности им. В А Лихачева» г. Старая Русса, 1998 - 2001 г. г.; «Superstructure SICMSE' 99» China, Shenyang, 1999; «Аюуальные проблемы прочности», «Физика процессов деформации и разрушения и прогнозирование механического поведения материалов» г. Витебск, 2000 г., г. Черноголовка 2002 г., г. Нижний Новгород 2008 г.; «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах» г. Барнаул, 2000 г., 10А International Conference on «Intergranual and Interphase Boundaries» Haifa, Israel, 2001; 13th International Conference on the Strength of Materials, Fundamental Aspects of the Deformation and Fracture of Materials Budapest, Hungary, 2003; XVI Петербургских чтениях по проблемам прочности, Санкт-Петербург, 2006 г., Международных симпозиумах «Фазовые превращения в твердых растворах и сплавах» г. Сочи, 2001 - 2003 г. г., 2009 - 2011 г. г.; «Упорядочение в минералах и сплавах» г. Сочи, 2012 г., 2013 г., «Порядок, беспорядок и свойства оксидов», г. Сочи, 2012 г., 2013 г.

Публикации. Основные результаты диссертации представлены в 70 статьях, из них 29 статей в рецензируемых отечественных и международных научных журналах.

Объем и структура диссертации. Диссертационная работа состоит го введения, и шести оригинальных разделов, основных результатов и выводов и списка литературы го 266 наименований. Всего 267 страниц в том числе 166 рисунков и 60 таблиц ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность темы, сформулирована цель работы, приведены положения, выносимые на защшу, описаны структура и объем д иссертации.

В первач разделе приведены результаты исследования параметров твердого раствора и зеренной структуры в меди и сплавах на ее основе, Cu-Al и Cu-Mn. Составы исследуемых сплавов, режимы термообработки и средние размеры зерен представлены в таблице 1.

С использованием методов рентгеноструктурного анализа, определены: параметр кристаллической решетки а, микродеформация е и среднеквадратичное смещение атомов . Используя сканирующую электронную микроскопию и метод дифракции обратнорассеянных электронов (ДОЭ), проведено исследование зеренной структуры изучаемых образцов. Получены данные о распределении границ по углу разориентации границ зерен, доле специальных границ, доле двойниковых гра-

/

ниц 23, распределении специальных границ в зависимости от обратной плотности совпадающих узлов Е, распределении углов отклонения параметров двойниковых границ £3 и специальных границ от параметров теоретических специальных границ в модели РСУ, выполнен текстурный анализ. Проведен сравнительный анализ результатов, полученных методами ДОЭ и оптической металлографии Построены зависимости параметров твердого раствора от концентрации легирующего элемента.

Таблица 1. Термообработки сплавов, составы и средние размеры зерен <ё>

металл или сплав

предварительная термообработка

Си марки М00 ОгИЗ.5 аг.% Al Cu+5.48 аг.% Al Cu+10 ат.% Al Cu+14arr.%Al Cu+0.4 ат.% Mn Cu+2.8 arr.% Mn Cu+6 ат.%Мп Cu+8.4 ат.% Mn Cu+13 ar.%Mn Cu+19ar.%Mn Cu+25 ar.%Mn

Прокатка Сплавы выплавлены на основе меди марки М00, алюминия А99 и марганца МПО. Слитки после п>-могениз1фующего отжига прокатывались с промежуточным отжигом до толщины 0.5 мм.

отжиг для получения определенного размера зерна

Т=870 К в течение 2 ч. Т=1120 К в течение 2 ч.

Т=1000 К в течение 2 ч.

<с>,мкм

13 61 71 58 70 66 52 41 44

40

41 46

Известно, что увеличение содержания алюминия в меди сопровождается значительным уменьшением энергии дефекта упаковки (уду), а рост концентрации марганца в меди величину уду практически не изменяет. Увеличение концентрации элементов замещения в исследуемых сплавах приводит к увеличению параметра кристаллической решетки, микродеформации и среднеквадратичного смещения атомов

(рис.1). Сплавы Cu-Al и Cu-Mn различаются размерным фактором g _ , где гл

гв

и г - атомные радиусы основного и растворенного элемента соответственно. Величина s в исследуемых сплавах, найденная с использованием значений атомных радиусов Cu, Al и Мп, составляет 0.12 в Си-Al и в Cu-Mn - 0.02-0.03. В сплавах Cu-Al и Cu-Mn проведена оценка атомных радиусов марганца и алюминия, если, согласно соотношению Вегарда, линейно экстраполировать графики зависимости параметра кристаллической решетки от концентрации легирующего элемента до концентрации, равной 100 % (рис.1а). Параметр кристаллической решетки алюминия оказался равным 0.3869 им, марганца - 0.3994 им. Оценка значения атомного радиуса марганца дала значение 0.141 нм, алюминия - 0.137 нм. В сплавах 4 изменяется, причем в сплаве Cu-Mn размерный фактор увеличивается и становится равным 0.11, а в сплаве Cu-Al - уменьшается до значения 0.06. Таким образом, в сплаве Cu-Mn выполняется условие Юм-Розери (SR <0.15), а в сплаве Cu-Al - условие Гольдшмидта

(SR < 0.08). Значения е и возрастают с увеличением концентрации атомов

алюминия и марганщ (рис.1б-д). Зависимости этих величин от концентрации

0,370

5 10

С, ат.%

10 20 С, ат.%

0,366

2

И 0,364 вГ

0,362

0,006 0,007 0,008 0,009 0.006 0,007 0,008 0,009 У<и2>, нм j <U2>, нм

Ри&2. Зависимости параметра 1фисгаллической решетки от микродеформации (а, б) и среднеквадратичного смещения атомов в кристаллической решетке (в, г) в твердых растворах Cu-Al и Cu-Mn.

алюминия в сплавах Cu-Al близки к линейной. Для сплавов Cu-Mn зависимости s и от концентрации

Рис.1. Зависимости параметра кристаллической решетки (а), микродеформации (б, в) и среднеквадратичного смещения атомов (г, д) от концентрации Al и Мп в сплавах Cu-Al и Cu-Mn.

0,3721

Cu-Mn

Мп линейными не являются. Возможно, это обусловлено особенностями при легировании меди переходным металлом марганцем и увеличением степени ближнего атомного порядка в сплаве Си-Мп. Последнее характеризуется образованием микродоменов ближнего атомного порядка. Поскольку ближний атомный порядок является предвестником дальнего порядка, то можно провести аналогию по влиянию атомного порядка на микродеформацию. При установлении дальнего атомного порадка в ГЦК сплавах со сверхструктурой Ь12 происходит уменьшение микродеформации. Параметр кристаллической решетки сплавов на основе меди увеличивается с ростом е и (рис.2).

В твердых растворах Си-А1 с ростом концентрации легирующего элемента наблюдается увеличение среднего значения

<9>, град.

угла разориенгации границ зерен (рис.3). В твердых растворах Cu-Mn концентрация Мп в сплаве не влияет на среднее значение угла разориентации (рис.3). Увеличение е приводит к увеличению свободного объема границ зерен. Между величиной свободного объема границ зерен и углом разориенгации имеется следующая зависимость: с ростом угла разориенгации границ зерен величина свободного объема увеличивается. Следовательно, увеличение среднего значения угла разориенгации границ зерен обусловлено и увеличением микродеформации. В сплавах Cu-Al зависимости г и ^

от концентрации более сильные, чем в сплавах Cu-Mn, что приводит к более сильной зависимости среднего значения угла разориентации границ зерен от концентрации алюминия в сплавах Cu-Al, чем от концентрации марганид в сплавах Си-Мп.

Увеличение концентрации легирующего элемента в сплавах Cu-Al и Cu-Mn сопровождается уменьшением доли границ 29 и 227. При этом в сплавах CuAl увеличение концентрации Al (CA¡) способствует увеличению доли двойниковых границ 23. Такая зависимость обусловлена значительным уменьшением уду в сплавах Cu-Al при увеличении СА1 •

Кроме того, в сплавах Cu-Al с ростом концентрации Al уменьшается доля высо-коэнергетаческих границ 25, 27,11<2<27 и 2>27. Увеличение концентрации Мп (с ) в сплавах, приводящее к незначительному снижению уду, также несколько увеличивает долю двойниковых границ 23, но в гораздо меньшей степени, чем в сплавах Cu-Al. При этом значительных изменений в спектре границ специального типа не происходит.

Анализ распределений углов отклонения специальных границ от параметров, теоретически рассчитанных в модели РСУ, показал, что в твердых растворах CuAl с увеличением содержания Al изменяется тип распределения 8 - Ав, что приводит к увеличению среднего значения угла отклонения (Ав) (рис.4). В твердых растворах Cu-Mn тип распределений 8 — Ав при всех значениях си является логарифмически нормальным, и значение (Ав) изменяется слабо (рис.4). Более сильная зависимость (Щ =f(См) в сплавах Cu-Al может

О 10 20

С, ат.%

Рис.3. Зависимости среднего значения угла разориентации границ зерен от концентрации Al и Мп в сплавах Cu-Al и Cu-Mn. <дб>, град.

Cu-Mn

С, ат.%

Рис.4. Зависимости среднего значения угла отклонения специальных границ от их теоретических параметров в модели РСУ в сплавах Cu-Al и Cu-Mn от контентрации Al и Ма

бьпъ обусловлена ббльшими значениями е и в этих сплавах, чем в Cu-Mn. С

точки зрения модели Бревдона отклонение параметров границ зерен от параметров специальных границ создается зернограничными дислокациями, образование которых обусловлено вхождением решеточных дислокаций в границу зерна. Чем больше величина микродеформации, тем больше плотность решеточных дислокаций и, соответственно, угол отклонения специальных границ от их параметров в модели РСУ. Распределения углов отклонения двойниковых границ 23 от параметров,

теоретически рассчитанных в модели РСУ, вденшчны распределениям S — А0 для всех специальных границ. Это обусловлено тем, что в исследуемых сплавах двойниковые границы £3 составляют значительную часть в спектрах границ специального типа.

Оценка доли границ специального типа и двойниковых границ 23 в твердых растворах Cu-Al и Cu-Mn показала, что в сплавах Cu-Al увеличение CA¡ и уменьшение уду приводит к значительному увеличению доли этих границ (рис.5). В сплавах Cu-Mn увеличение с незначительно понижает уду, при этом доля границ специального типа несколько уменьшается, а двойниковых границ 23 - увеличивается (рис.5). Следовательно, в сплавах Cu-Mn доля специальных границ определяется не величиной уду, а ростом степени ближнего атомного порядка микродоменного типа.

На рис.6 представлены зависимости коэффициента К разложения в ряд по обобщенным сферическим функциям распределения ориенгаций зерен от доли границ специального типа и от доли границ 23 в сплавах Cu-Al и Cu-Mn. Эти коэффициенты отражают вероятность наблюдения ориенгаций зерен вблизи некоторых направлений в плоскости шлифа. Видно, что в твердых растворах Cu-Al и Cu-Mn увеличение доли как специальных границ, так и двойниковых 23, приводит к росту К. Однако, абсолютные значения К в сплавах Cu-Al вдвое превышают значения этого коэффициента в Cu-Mn. Увеличение К отражает усиление текстуры. Последнее приводит к росту внутренних напряжений в поликристаллах.

S,

сг

(б)

Рис.5. Зависимости доли границ специального типа (5сг) и доли двойниковых границ 13 (5п) от концентрации твердого раствора

0,8 -

Cu-Al

0,90

0.7 -

Cu-Mn

С,85

0,6

0

5 h^r.Vf

0 5 10 15 20 25

С, ат.%

к

Рис.6. Зависимости максимального значения коэффициента К от доли границ специального тала (1) и доли двойниковых границ £3(2).

0,6 0,7 s 0,8 0,9 1,00,6

0,7 g 0,8

0,9

Сравнение результатов исследования зеренной структуры сплавов Cu-Al и Cu-Mn методами дифракции обратнорассеянных электронов и оптической металлографии дало сопоставимые результаты. Значения долей границ специального типа и двойниковых 23, определенные данными методами, имеют близкие значения и одинаковый характер изменений с ростом концентрации твердого раствора и уменьшением величины уду.

Во втором разделе представлены результаты исследования зерногранично-го ансамбля и параметров твердого раствора в сплаве NijMn, полученные методами оптической металлографии, сканирующей электронной микроскопии с применением ДОЭ и микрорештеноспектрального анализа (МРСА), решгеносгрукгурного анализа и просвечивающей электронной микроскопии. Выполнен анализ зеренной структуры в состоянии сплава с ближним атомным порядком и с разной степенно дальнего атомного порядка. Проанализированы изменения в зернограничном ансамбле при фазовом переходе Al -» Ll2 в сплаве стехиометрического состава. Установлены зависимости параметров зеренной структуры и характеристик твердого раствора от степени дальнего атомного порядка. Исследовано влияние отклонения от стехиометрического состава на кинетику упорядочения и на формирование зернограничного ансамбля.

Материалы исследования и режимы упорядочивающих отжигов представлены в табл. 2. В табл. 3 приведены средние концентрации марганца в твердом растворе, полученные методом МРСА, параметры кристаллической решетки и степень дальнего атомного порядка. При сш в интервале 23-28 ат. % фазовый переход Al -»

Ll2 осуществляется через двухфазную область.

Таблица 2. Температура превращения порядок-беспорядок (Т«), предварительная обработ-

сплав Тк,К предварительная обработка время и температура отжига, К

Ni3Mn (Ni+25ar.%Mn) 793 Сплав был получен высоковакуумной плавкой в атмосфере аргона Поликристаллические слитки проходили гомогенизирующий отжиг при Т=1373 К в течение трех суток и затем проковывались в прутки при Т=1173 К с последующей прокаткой до толщины 0,1 мм. Отжиг при 1373 К в течение 15 ч. Состояние с ближним порядком достигалось закалкой от 1243 К после двухчасовой выдержки при этой температуре.

№+25ат.%Мп М+27ат.%Мп Ni+30ar.%Mn Ступенчатый отжиг при температуре 798-573 К со скоростью охлаждения 5 К в сутки и далее с печью до комнатной температуры.

и»и ^ЛЫЧ^! Ж"^ IV! 11IV J Г -------------------^--— —---

ным порядком методами оптической металлографии и ДОЭ позволяет сделать следующие выводы. Зернограничный ансамбль сплава сформирован из материнских зерен, ограниченных границами общего типа, которые образуются в процессе первичной рекристаллизации Значительная доля этих зерен содержит границы специального типа. Распределения материнских зерен по размерам, как содержащих, так и не содержащих специальные границы, близки к логарифмически нормальному. Среднее значение размера материнских зерен с границами специального типа больше среднего значения размера материнских зерен без специальных границ. Распределения между

Таблица 3. Содержание марганца в сплаве (С^ средняя концентрация марганца в твердом растворе (Сф), параметр кристаллической решепси (а) и степень дальнего атомного порядка (г|)

Qt, аг.% Q»ar.%±l% а,нм±0.0002 П±0.02

25 23 03583 0.89

30 23 03585 0.79

27 28 03596 0.76

ближайшими границами общего типа, общего и специального типа близки к логарифмически нормальному, между специальными - к экспоненциальному. Распределение границ зерен по углу разориенгации 5-0 является бимодальным. Пики распределения 5-0 обусловлены высокой долей специальных границ 29 и 23. Границы специального типа и двойниковые 23 близки к их теоретическим параметрам в модели РСУ с углом отклонения не более 1 град. Доля границ специального типа в зернограничном ансамбле, по данным ДОЭ, равна 0.70.

В сплаве Ni3Mn стехиометрического состава три упорядочивающем отжиге средние значения расстояний между границами разных типов и характер их распределения почти не изменяются, но происходит уменьшение среднего числа границ специального типа в расчете на одно материнское зерно: от 2.4 в сплаве с ближним атомным порядком (БП) до 1.9 - с дальним атомным порядком (ДП). Средние значения размеров материнских зерен в сплаве с ДП и с БП различаются незначительно. Доля зерен, содержащих специальные границы, при упорядочивающем отжиге уменьшается. В сплаве Ni3Mn при отжиге на упорядочение атомов происходит образование новых границ в крупных зернах с размерами более 240 мкм и рост мелких зерен, имеющих размеры менее 20 мкм.

Распределение границ зерен в зависимости от угла разориенгации в сплаве с ДП изменилось незначительно по сравнению со сплавом с БП в обоих случаях пик распределения приходится на границы с углом разориенгации в интервале от 55 до 60 град. Однако среднее значение угла разориенгации в сплаве с ДП уменьшилось по сравнению с БП. Это произошло за счет уменьшения доли двойниковых границ 23, имеющих угол разориенгации 60 град. Спектры границ специального типа в зависимости от обратной плотности совпадающих узлов 2 в обоих состояниях сплава представлены границами до значений £=49. Максимумы в спектрах специальных границ в сплавах с БП и ДП приходятся на границы с 23" при п=1, 2, 3 (табл.4). Доля границ 23 и 227 в сплаве с БП больше, чем в сплаве с ДП а доля границ 29 почти одинакова Это означает, что в сплаве с БП множественное двойникование происходит более интенсивно, чем в сплаве с ДП. Среднее значение углов отклонения границ специального типа и двойниковых 23 от специальной ориентировки в модели РСУ в сплаве с ДП меньше, чем в сплаве с БП

Установление дальнего атомного

Таблица 4. Доля специальных границ (8) в зависимости от £ в спектре специальных границ в сплаве 1%Мп с БП и ДП (ДОЭ)

2 Даш андалыых гранщ 5

БП ДП

3 0.800 0.727

5 0.008 0.010

7 0.002 0.014

9 0.081 0.084

11 0.009 0.010

11<Х<27 0.019 0.085

27 0.056 0.027

>27 0.025 ОМЗ

порядка в сплаве Ni3Mn привело к значительному снижению доли специальных границ. Так, в сплаве с БП доля специальных границ составляет 0.70, а после упорядочивающего отжига - 0.48. Можно полагать, что при упорядочивающем отжиге в сплаве Ni,Mn происходит превращение высокоэнергетических специальных границ в границы общего типа, а двойниковых границ 13 - в границы специального типа, имеющие 2>11.

Анализ прямых полюсных фигур (ППФ) показал, что в сплаве с БП текстура является более ярко выраженной, чем в сплаве с ДП. Максимальное значение коэффициента Я" равно 1.339, а для сплава с БП - 1.556. В сплаве с ДП наблюдается преимущественная ориентация зерен вблизи <111>, а в сплаве с БП - <011>. Переориентация зерен, наблюдаемая в процессе фазового перехода Al—>L12, подтверждает протекание частичных рекристаллизационных процессов при упорядочивающем отжиге. Установление ДП в сплаве Ni3Mn, приводящее к уменьшению доли двойниковых границ L3, способствует ослаблению текстуры.

В упорядоченном сплаве Ni+27 ат.% Мп распределения материнских зерен по размерам менее размытые по сравнению со сплавом сгехиометрического состава. Доля материнских зерен с границами специального типа в сплаве Ni+27 ат.% Мп больше, чем в сплаве стехиометрического состава, а средние размеры зерен почти в два раза меньше. Среднее число специальных границ, приходящееся на одно зерно, увеличивается по сравнению со сплавом Ni+25 ат. %Мп и становится равным 2.12. При идентификации линий на рентгенограммах исследуемых образцов было обнаружено присутствие линий оксидных фаз МпО и Мп02, их объемная доля составила 3%. При детальном исследовании границ зерен методами просвечивающей электронной микроскопии также было обнаружено присутствие оксидных фаз МпО и Мп02 на границах зерен. Данный сплав характеризуется наибольшим содержанием марганца в твердом растворе и максимальным значением параметра кристаллической решетки (табл.3). Различие параметров кристаллической решетки в сплавах стехиометрического состава и Ni + 27 ат. % Мп обусловлено разной концентрацией марганца и наличием кислорода в твердом растворе. Уменьшение размеров материнских зерен в сплаве Ni + 27 ат. % Мп по сравнению со сплавом стехиометрического состава связано с тем, что в процессе упорядочивающего отжига оксиды препятствовали миграции границ При упорядочивающем отжиге миграция границ зерен сопровождается их расщеплением с образованием новых границ зерен, как общего типа, так и специального, то есть измельчением зерен. В сплаве Ni+27 ат.% Мп этот процесс также имеет место, но протекает более интенсивно из-за того, что на границах зерен имеются частицы другой фазы.

Распределения границ зерен в зависимости от угла разориетггации в сплавах Ni +27 ат. % Мп и Ni +25 ат. % Мп являются подобными. Наблюдается некоторое увеличение среднего значения угла разориентации в сплаве Ni +27 ат. % Мп по сравнению со сплавом стехиометрического состава Процесс упорядочивающего отжига в сплаве с 25 ат.% Мп сопровождался миграцией границ зерен, а в сплаве, содержащем 27 ат.% Мп - вытеснением избыточных по сравнению со стехиометрическим составом атомов марганца и кислорода на границы зерен с образованием оксидов, что препятствовало миграции границ зерен. Различия в распределениях границ специального типа в зависимости от £ подтверждают тот факт, что вытеснение избыточных атомов

изменяет кинетику упорядочения и спектр границ специального типа по £. Так, в сплаве, содержащем 27 ат.% Мп, доля двойниковых границ £3 имеет большее значение, чем в сплаве стехиометрического состава, то есть уменьшение г| приводит к увеличению доли низкоэнергетических двойниковых границ 13. По данным оптической металлографии, доля всех границ специального типа (0.52) в сплаве нестехиометриче-ского состава (N1 +27 ат. % Мп) больше, чем в сплаве стехиометрического (0.48). Средние значения углов отклонения границ специального типа и двойниковых границ £3 от параметров теоретических границ, рассчитанных в рамках модели РСУ, в сплаве № + 27 ат. % Мп больше, чем в сплаве № + 25 ат. % Мп. Таким образом, уменьшение г| сопровождается увеличением средних углов отклонения специальных границ от параметров этих границ в модели РСУ.

Сравнивая ППФ и значения коэффициентов К, можно сказать, что текстура в сплаве, содержащем 27 ат.% Мп, сильнее, чем в сплаве стехиометрического состава Это обусловлено большим содержанием двойниковых границ £3 в сплаве № + 27 ат. % Мп, чем в сплаве N1 + 25 ат. % Мп.

При исследовании сплава М + 30 ат. % Мп в сканирующем электронном микроскопе методом ДОЭ было обнаружено наличие фаз Мп02, Мгь,04 и МпО, выделившихся преимущественно по границам зерен общего типа. Доля оксидов марганца по данным рентгеноструктурного анализа составила более 3%. Детальное исследование границ зерен в просвечивающем электронном микроскопе показало, что выделение оксидных фаз происходит в виде нанокристаллических частиц (~ 5 нм), находящихся на границах АФД (рис.7), крупных частиц размером до 5 мкм внутри

I I (Ni-.Mii)

4 41) I Мп -() |)

(М-.Мп)

Л сМм-О,)

п (Xi-.Mii)

Вгс.7. Электронно-микроскопическое изображение границы в сплаве № +30 ат.% Мп: а) свеглопольное изображение; б) темнопольное изображение в рефлексе (4 40) оксидной фазы Мп,04 плоскости обратной решетки (112); в) микродифракция.

материнских зерен и в виде прослоек по границам зереа При этом значения параметра кристаллической решетки и параметра дальнего атомного порядка в сплаве, содержащем 30 ат. % Мп, являются промежуточными между значениями в сплаве сте-хиометрического состава и состава Ni + 27 аг. % Мп. Объемная доля оксидов тем больше, чем больше содержание марганца в сплаве и больше отклонение от стехио-метрического состава Образование оксидов может приводить к концешрационному разупорядочению в твердом растворе. Обнаружено, что при близкой концентрации марганца в твердом растворе, равной 23 ат. %, в сплавах с концентрацией Мп 25 и 30 ат.%, в сплаве Ni + 30 аг. % Мп наблюдается выделение оксидных фаз и параметр ti меньше, чем в сплаве стехиометрическош состава, в котором оксиды не наблюдаются.

Качественный анализ зеренной структуры исследуемых упорядоченных сплавов обнаружил подобие их поликристаллического строения. Как и в сплаве Ni3Mn с БП, общей характерной особенностью зеренной структуры сплавов (Ni + 25 Мп, Ni + 27 Мп, Ni + 30 Мп), является то, что границы общего типа ограничивают материнские зерена и образуют замкнутый контур. Типичным является наличие двух типов тройных стыков: состоящих из границ общего типа (I тип) и состоящих ш двух границ общего типа и одной специальной границы (П тип). Распределения материнских зерен всех типов по размерам можно отнести к логарифмически нормальному типу. В сплавах с содержанием марганца, равным 30 и 27 ат. %, распределения материнских зерен по размерам практически не различаются. Доли материнских зерен, содержащих специальные границы, в сплавах составов Ni + 30 ат. % Мп и Ni + 27 ат. % Мп имеют близкие значения. В сплаве, содержащем 25 ат. % Мп, средние размеры материнских зерен и расстояний между границами почти вдвое больше, чем в других сплавах. Механизм образования границ зерен путем расщепления при их миграции теоретически был рассмотрен в работах V. Rändle (1999 г.), а экспериментально наблюдался при д шгельных отжигах чистого AI (Фионова JI.K., Андреева A.B., Жукова Т.И. 1981 г.) и на упорядочение атомов в сплавах Ni3Fe и Pd3Fe (Перевалова О.Б., Конева H.A., Козлов Э. В. 1992 г., 2004 г.). В сплаве Ni + 30 ат. % Мп, так же, как и в Ni + 27 аг. % Мп, этот процесс протекает более интенсивно го-за присутствия на границах зерен оксидов марганца. Эти сплавы имеют и близкие значения параметра т|, однако отличаются параметрами кристаллической решетки. Можно полагать, что различие параметров кристаллической решетки в этих сплавах обусловлено разной концентрацией марганца и кислорода в твердом растворе. Известно, что увеличение концентрации примесей внедрения в твердом растворе приводит к увеличению параметра кристаллической решетки. В сплаве, содержащем 30 ат. % Мп, концентрация кислорода в твердом растворе меньше, чем в сплаве, содержащем 27 ат. % Мп, а оксидов марганца больше. Отметим, что концентрация марганца в твердом растворе стремится к сте-хиомегрическому составу, а избыточный марганец стремится образовать оксиды и чем больше отклонение по содержанию марганца в сплаве, тем больше образуется оксидов и, соответственно, происходит обеднение твердого раствора кислородом.

Результаты исследований зернограничного ансамбля методом ДОЭ в сплаве Ni3Mn разных составов показали, что распределения границ зерен в зависимости от угла разориентации подобны. В табл.5 приведены спектры границ зерен специального типа в зависимости от обратной плотности совпадающих узлов £ в сплавах Ni + 30 ат. % Мп и Ni + 27 аг. % Мп. Так, в сплаве, содержащем 27 ат. % Мп, доля двойнико-

Таблица 5. Доли границ специального тппа в зависимости от 2 в спеире специальных границ в сплавах N1+27 ат. % Мп и №-30 ат. % Мп с ДП

2 Доли специальных границ, 5

№+27аг.%Мп N¡+30 ат.% Мп

3 0Я31 0.745

5 0.010 0.016

7 0.020 0.009

9 0.018 0.050

11 0.009 0.012

11<£<27 0.059 0.008

27 0.005 0.010

>27 0.048 0.078

вых границ 23 имеет максимальное значение среди исследуемых сплавов. Обнаружено, что доля границ 23 тем больше, чем меньше г). Доля границ специального типа в зернограничном ансамбле сплава, содержащем 30 ат. % марганца составляет, 0.55, и 0.56 по оценкам методов ДОЭ и оптической металлографии, соответственно.

Средние значения углов отклонений границ специального типа (<Д9>) и границ 23 (<А0ез>) от параметров теоретических границ, рассчитанных в рамках модели РСУ, различаются. В сплаве №3Мп стехиометрического состава, имеющем максимальный среди исследуемых сплавов параметр дальнего атомного порядка, значения <Д9> и <Д8И> являются минимальными. Следовательно, чем выше степень дальнего атомного порядка, тем совершеннее атомная структура границ специального типа. В сплаве N1 + 27 ат. % Мп наблюдается неравномерное заполнение стереопроекции {001} ориентировками зерен. Это означает, что сплав состава № + 27 ат. % Мп наиболее текстури-рован среди исследуемых. Отметим, что зернограничный ансамбль этого сплава имеет наибольшее количество д войниковых границ 23.

При отклонении от стехиометрического состава сгшава при одинаковом режиме упорядочения достигается разная степень дальнего атомного поряд ка. Анаше спектров границ зерен специального типа показал, что доля этих границ зерен и двойниковых границ 23 и их углы отклонения от расчетных значений в модели РСУ увеличиваются с уменьшением г|. Или, другими словами, увеличение параметра г| подавляет образование специальных и двойниковых границ 23 и способствует совершенствованию их атомной структуры.

С увеличением степени дальнего атомного порядка т] кристаллическая решетка сплава М3Мп также становится более совершенной: параметр кристаллической решетки (рис.8а), микродеформация относительно сплава с максимальной степенью дальнего порядка (содержание 25 ат.% Мп) (рис.8б) и среднеквадратичное смещение атомов (рис.8в) уменьшаются. Наблюдается эффект «сверхструктурного сжатия». Таким образом, «сверхстругаурное сжатие» кристаллической решети в сплаве №3Мп сопровождается уменьшением микродеформации и среднеквадратичного смещения атомов.

Рис. 8. Зависимость па-

а, нм 0,35940,3588 0,3582-

0,77 0,84 Л

рамепра кристаллической решетки (а), микродеформации (б), среднеквадратичного смещения атомов (в) от степени дальнего атомного порядка в сплаве М3Мп

В третьем разделе представлены результаты исследования сплава Pd3Fe с БП и ДП. Режимы термообработки, упорядочивающего отжига, параметр дальнего атомного порядка, средние размеры АФД, средние размеры зерен и параметры кристаллической решетки представлены в табл.6. Фазовый переход происходит через двухфазную область сосуществования фаз А1 и Ll2.

Таблица 6. Термообработка сплава, температура превращения порядок-беспорядок (Тк), температура отжига (Т^Д время отжига, степень дальнего атомного порядка (л), средние размеры АФД (<Р>), средние размеры зерен ( и параметры кристаллической решетки (а)

сплав Тк, К предварительная обработка Хэтжигаэ К время отжига Л, ±0.02 <D>, нм d, мкм а,нм ±0.0002

Pd3Fe сБП Сплав выплавлен дуговой плавкой в атмосфере гелия, после чего гомогенизирован при Т=1373 К в течении 20 часов, затем прокатан до лент толщиной 0,15 мм. Промежуточные отжиги при прокатке проводились в инертной среде при Т=1173К. Т=1173 К в течение 5 часов и закалка в воду для образования БП от этой же температуры 35 0.3848

PdjFe сДП 910 ступенчатый отжиг в интервале 923-773 К со скоростью 5° в сутки, далее охлаждении с печью 2мес. 0.91 34 29 03856

изотермический отжиг при Т=873 К 175 ч. 0.87 80 20 03853

изотермический отжиг при Т=873 К 350 ч. 0.70 160 12 03851

Зеренная структура сплава РёзРе в состоянии с БП исследована методами оптической металлографии и просвечивающей электронной микроскопии. На рис.9а приведен тройной стык, одна из границ которого является фасетированной, две другие - прямолинейными. Фасетированная граница близка к границе специального типа с £9 38.9° [110], ее угол отклонения от специальной ориентировки равен 3.8 град. Д ве другие прямолинейные границы - это границы общего типа с высокими значениями параметра 2. Граница, параметры которой близки к параметрам двойниковых границ 23 60° [111], представлена на рис.9б. Угол отклонения этой границы от строго специальной ориенпфовки достаточно большой и составляет 7.5 град. Методом следового анализа были определены плоскости залегания границ зерен. Обнаружено, что границы 29 преимущественно являются некогерентными, следовательно, высокоэнергетическими. Анализируя плоскости залегания двойниковых границ 23 в сплаве PdзFe с БП, можно сказать, что они также достаточно удалены от {111}.

0.2-

0.0 -

<e>=36,2 o=16,3

Рис.9. Электронно-микроскопическое изображение границ зерен в сплаве PdjFe БП. Параметры границ: (а) граница зерен 1-2 9=31/, U=[0,817; 0,064; -0,574], Д9=3,9°от29130,1° [320], граница зерен 23 9=56,1°, U=[0,436; -0,602; -0,669], Д0=3,8° от 29 38,9 [110], гранила зерен 1-3 6=36,1°, U=[0,866; -0,490; -0,100], Д0=6,5°от227 35,4 [210]; (б) 0=34,7°, №{-0,583; 0,173; 0,794], Д0=7,5° от 23 59,9 [111].

Поликристаллический агрегат сплава состоит из материнских зерен, окруженных границами общего топа. Часть этих зерен содержит внутри себя границы специального тала, которые могут располагаться в зерне различным образом. Увеличение размера зерен сопровождается увеличением числа границ специального типа, расположенных внутри них. При этом доля таких зерен в ансамбле уменьшается с

увеличением в них количества специальных границ. Среднее число границ специального типа в материнском зерен в сплаве составляет 2.1. Доля границ специального топа, по данным оптической металлографии, равна 0.51. Распределение границ зерен по углу рао ю го зо до so во зориентации представлено на рис.10. Оси 9, град. поворота не имеют преимущественной ори-Рис.Ю. Распределение границ зерен в за- ентации в основном стереотреугольнике. висимосги от угла разориентации в сплаве Результаты определения параметра PcyFe с БП (метод ПЭМ) дальнего атомного порядка Г) в сплаве Pd3Fe после ступенчатого и изотермических режимов отжига представлены в таблице 6. Установлено, что параметр г| имеет максимальное значение в упорядоченном сплаве после ступенчатого отжига. Электронно-микроскопически установлено, что доменная структура сплава после ступенчатого отжига является однородной и характеризуется наименьшим средним значением размеров АФД по сравнению с образцами после изотермических отжигав. Дислокационная структура содержит только отдельные дислокации.

Минимальное значение параметра г| наблюдается в сплаве после изотермического отжига с самым длительным временем отжига. При этом средний размер АФД имеет максимальное значение и составляет 160 нм. Дислокационная структура при этом очень неоднородна. Наблюдаются как области с низкой (р=6х 1013м"2), так и с достаточно высокой плотностью дислокаций (р= 1,4x1014 м'2). Повышенная плотность дислокаций отмечается вблизи границ зерен, имеющих высокую плотность дефектов - зернограничных линий (p3rJf=4xl07 м"1). Наличие высокой плотности дислокаций свидетельствует о наличии внутренних напряжений в сплаве, обусловленных двухфазным состоянием. На дислокациях в фазе Ll2 была обнаружена нанокристалличе-

екая фаза А1. Это означает, что фаза Ы2 не стабильна и в ней начинается процесс ра-зупорядочения.

В результате проведенного анализа зеренной структуры методами оптической металлографии установлено, что при ступенчатом упорядочивающем отжиге в сплаве Рс13Ре происходит перестройка зеренной структуры, связанная с образованием новых границ общего и специального типа, увеличением доли материнских зерен, не содержащих специальных границ, и уменьшение дож границ специального типа в зернограничном ансамбле. В спектре специальных границ доля низкоэнергешческих границ специального типа со значением относительной энергии в интервале 0.02.. .0.10 в сплаве с ДП возрастает в 1.5 раза по сравнению со сплавом с БП Это приводит к уменьшению среднего значения отностлельной энергии границ специального типа

В табл.7 представлены результаты оценки доли границ специального типа с разными значениями £ от общего числа границ в зернограничных ансамблях в сплавах с БП и ДП, и их доли в спектре специальных границ, полученные методом ПЭМ. В исследуемых сплавах фасетирование наблюдается на границах, имеющих 2<9. В сплаве с ДП границы специального типа преимущественно являются прямолинейными. Видно, что в сплаве с ДП доля границ ЕЗ в 1.5 раза больше, чем в сплаве с БП Используя метод следового анализа, были определены плоскости залегания границ зерен. Обнаружено, что двойниковые границы 23 в сплаве с ДП преимущественно когерентные. После упорядочивающего отжига увеличивается средний угол разори-енгации границ и доля границ зерен с осями поворота, направления которых близки к <111>. Это происходит из-за возрастания доли границ с параметрами, близкими к 23 [111] 60°. Изменение кристаллографических параметров границ зерен сопровождается изменением распределений ориешпровок зерен в плоскости шлифа, а именно, вблизи направления <011> текстура станов1пся более ярко выраженной. Доли границ специального типа со значениями 2 3,7 и 9, полученные методом ДОЭ, близки к значениям, полученным методом просвечивающей электронной микроскопии. В этом методе доля границ определяется как отношение числа границ с определенным значением 2 к общему числу специальных границ. В методе ДОЭ доля границ определяется как отношение протяженности границ с определенным значением 2 к общей длине всех специальных границ. В методе ДОЭ статистика (число границ не менее 20000) больше, чем в методе просвечивающей электронной микроскопии (число границ не менее 100). Однако доля границ специального типа в зернограничном ансамбле, определенная методом ДОЭ, равна 0.55 и практически совпадает со значением доли этих

Таблица 7. Распределение границ зерен в зависимости от величины 2 в сплаве Р(13Ре с БП и ДП

2 Доля границ в зернограничном ансамбле, 5 Доля границ в спектре специальных границ, 5

БП ДП БП ДП

3 0.10 0.17 0.50 0.75

5 0.06 - 033 -

7 0.03 0.04 0.17 0.17

9 - 0.02 0.08

>9 0.26 023

0.55 0.54

границ, определенным методом просвечивающей электронной микроскопии (0.46).

При изотермических отжигах происходит значительное уменьшение расстояний между всеми типами границ зерен. Особенно это заметно для отжига в течение 350 часов. Это означает, что с увеличением продолжительности отжига возрастает плотность границ как общего, так и специального типа, то есть происходит измельчение зеренной структуры. Увеличение степени дальнего атомного порядка сопровождается увеличением доли материнских зерен, не содержащих границы специального типа (рис.11а) и уменьшением среднего числа границ специального типа, приходящихся на одно зерно (рис.116). Следовательно, установление дальнего атомного порядка в сплаве препятствует образованию специальных границ. Доля низкоэнергетических границ ЕЗ в спектре специальных границ сплава Рс13Ре увегагчивается с ростом степени дальнего атомного порядка (рис.Пв). Такая зависимость ¿ц =/(7) является особенностью сплава Рс13Ре. Увеличение степени дальнего атомного порядка приводит к уменьшению среднего значения относительной энергии границ специального типа (рис.11 г), что обусловлено увеличением доли низкоэнергетических границ 23.

При изменении режима упорядочивающего отжига от ступенчатого к изотермическому с разным временем отжига доля двойниковых границ 23 уменьшается, особенно при длительности отжига 350 часов. Эти данные полностью подтверждают выводы, полученные методами оптической металлографии. Из рис.12 видно, что средние значения углов отклонения как всех границ специального типа, так и двойниковых 23, уменьшаются с увеличением степени дальнего атомного порядка Усиление текстуры (увеличение коэффициента К) сопровождается увеличением г| (рис. 13а) и доли границ двойниковых 23 (рис.136). Увеличение доли двойниковых границ 23 при усиле-

0,0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 0,0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0

1 л

Рис.11. Зависимости доли материнских зерен, не содержащих специальные границы (а), среднего числа специальных границ приходящихся на одно зерно (б), доли границ 23 в спектре специальных границ (в), средней относительной энергии границ специального типа (г) от степени дальнего атомного порядка ДО, град.

1.2

0,9-

0,6

0.7

т|

Рис.12. Зависимости средних значений углов отклонения специальных границ (1) и границ 23 (2) сгг степени дальнего атомного порядка.

2,1л

0,81 0,82 0,8

нии текстуры в сплавах Рс!3Ре и М3Мп является общей закономерностью.

Увеличение г| приводит к увеличению параметра кристаллической решетки сплава (рис. 14а). Ранее предполагалось, что расширение кристаллической решетки при упорядочении происходит в том случае, если атомный ра-

Рис.13. Зависимости максимального значения коэффициента К от степени дальнего атомного порядка (а) и двойниковых границ 13 (б). диус преобладающего элемента больше, чем легирующего. Действительно, в сплаве Pd3Fe атомный радиус палладия больше, чем железа (rPd=0.137 нм, гКе=0.127 нм), и наблюдается расширение решетки. Если атомный радиус преобладающего элемента меньше, чем у легирующего, то наблюдается уменьшение параметра кристаллической решетку как, например, в сплаве Ni3Mn (атомный радиус никеля, равный 0.125 нм, меньше, чем марганца,—0.130 нм).

С увеличением т] в сплаве Pd3Fe наблюдается уменьшение микродеформации кристаллической решетки (рис.146) и увеличение среднеквадратичного смещения атомов (рис.14в). Увеличение параметра кристаллической решетки также сопровождается уменьшением микродеформации (рис.14г) и увеличением среднеквадратичного смещения атомов (рис.14д). Для неупорядоченных твердых растворов (Cu-Al и Cu-Mn) существует прямопропорциональная зависимость между микродеформацией и среднеквадратичным смещением атомов. В сплаве Ni3Mn со сверхструктурой Ll2, в котором наблюдается эффект «сверхструктурного сжатия» кристаллической решетки, также имеет место прямая зависимость между с и ^(и2) • в сплаве Pd3Fe, в

котором наблюдается увеличение параметра кристаллической решетки при увеличе-

(7x10

3.855

3.850

е* 10

</ <и >,пм

0.111

0.108

0.105

0.7

0.8

0.9

(в)

0.7

0.9

Е»10

>/<u >,нм

0.110

3.852 3.854

3.856

ах 10, нм

0.8 0.9 0.7 0.8 .

Г)

Ríe. 14. Зависимости параметра кристаллической решетки (а), микроцеформации (б) и среш кккшратичшго смещения атомов (в) от степени дальнего атомного порядка; зависимости микродефермации (г) и

—,_ . среднеквадратичного смещения

3.852 3.854 3.856 атомов (а) от параметра ах 10 нм кристаллической решетки в сплаве PdjFe с ДП.

нии степени дальнего атомного порядка, зависимость между £и ^{и2} является обратной. Из представленных результатов следует, что в сплавах Тч^Мп и Рс^Бе тенденция изменений параметра кристаллической решетки и среднеквадратичного смещения атомов одинакова: увеличение (РсУ-е) или уменьшение (ЪП3Мп) параметра кристаллической решетки сопровождается увеличением (РсУ-е) или уменьшением (№зМп) среднеквадратичного смещения атомов.

В четвертом разделе приведены результаты исследования сплавов М3Ре и №3(Ре,Сг) в состояниях с БП и ДП. Состав сплавов, режимы термообработки и средние размеры зерен даны в табл.8. Применяя методы ренггеноструюурного анализа, определены параметр кристаллической решетки и среднеквадратичное смещение атомов. Для сплавов с ДП оценены степень дальнего атомного порядка г) и среднее значение размеров АФД Используя методы оптической металлографии и ДОЭ, проведено исследование зеренной структуры изучаемых образцов. Параметр кристаллической решетки в сплаве М3Ре с БП ГЦК фазы равен 0.3534 ± 0.0002 нм, с ДП в сверхструктуре Ь12 - 0.3533 ± 0.0002 нм. Атомные радиусы элементов сплава очень близки (гмгО.125 нм и гРе=0.127 нм), поэтому эффект «сверхстругаурного сжатия» отсутствует. Параметр г) в упорядоченном сплаве равен 0.90+0.02. Оценка ^гу дала

величину 0.019 нм для сплава с БП, и 0.013 нм - с ДП. Средний размер АФД в сплаве с ДП равен <0Юо>=3 нм.

Таблица 8. Термообработки сплавов, состав и средние размеры зерен <с!>

сплав

предварительная термообработка

отжиг на упорядочение

<с>,мкм

N№,0-)

N1 - 74 ат. %

Ре-24ат.

%

Сг-2ат.%

Полгафисталлические слитки были отожжены для гомогенизации при Т=1273-1373 К в течение 3 суток, затем прокованы при Т=1173 К в прутки. Прутки подвергались холодной прокатке с промежуточными отжигами при Т=1273-1373 К. Образцы сплава толщиной 1 мм, предварительно отожженные в атмосфере водорода при Т=1273-1373 К в течение 10-15 часов закаливались от 1242 К в воду._

Ступенчатый отжиг в интервале 823-533 К со скоростью 5 К в сутки, в течение 1200 часов.

БП

97

ДП

25

Ы^е

М-75 ат. %

Ре-25аг.

%

Поликристаллические слитки были отожжены для гомогенизации при Т=1273-1373 К в течение 3 суток, затем прокованы при Т=1173 К в прутки. Прутки подвергались холодной прокалке с промежуточными отжигами при Т=1273-1373 К. После отжига проводилась закалка для образования в сплаве БП.

Ступенчатый отжиг в интервале 808-593 К со скоростью 5 К в сутки, в течение 1200 часов.

40

40

При фазовом переходе шменяется вид распределения границ зерен по углу разориенгации. Увеличивается среднее значение угла разориешации границ зерен. Границы £3 значительно преобладают в спектре специальных границ независимо от

Таблица 9. Доли границ специального типа в зависимости от 2 в спектре специальных границ в сплаве №3Ре с БП и с ДП

2 Дали стаиалшых гра ищ 5

БП ДП

3 0.814 0.880

5 0.007 0.003

7 0.009 0.004

9 0.030 0.065

11 0.009 0.002

11<£<27 0.056 0.008

. 27 0.014 0.012

>27 0.061 0.026

состояния атомного порядка (табл.9). Доля специальных границ в зернограничном ансамбле в сплаве с ДП (0.74) больше, чем в сплаве с БП (0.57). Средние значения углов отклонения экспериментально наблюдаемых границ специального типа <Д0> и границ £3 <A0j3> от параметров в модели РСУ в сплаве с ДП меньше, чем с БП. Установление дальнего атомного порядка приводит к совершенствованию атомной структуры границ специального типа Для сплавов Ni3Mn и Pd3Fe получен аналогичный результат. Из рис. 15а,б,гд видно, что в состоянии сплава с БП ориентировки зерен более равномерно заполняют стереопроекцию 001 по сравнению со сплавом с ДП. В сплаве с БП наблюдается преимущественная ориентация зерен вблизи направления <011>, в сплаве с ДП - <111>. Разность между максимальным и минимальным значениями коэффициента К в сплаве с ДП почти в два раза больше, чем в сплаве с БП (рис.15в,е). Таким образом, сплав с ДП является более текстурированным по сравнению со сплавом с БП. Отметим, что в сплаве с ДП доля двойниковых границ £3 больше, чем в сплаве с БП. Ранее было показано, что в твердых растворах Cu-Al и упорядоченных сплавах NijMn и PdjFe увеличение доли двойниковых границ £3 сопровождается усилением текстуры.

Введение в сплав Ni3Fe с БП 2 ат.% хрома привело к увеличению параметра кристаллической решетки до значения а=0.3556 ± 0.0002 нм и к уменьшению среднеквадратичного смещения атомов до значения 0.008 нм. Схема строения поликристаллического агрегата и типы материнских зерен при легировании сплава хромом не из-

а 00 1

TD

RD 001

00 1

тм= 1.434 1.351 1.272 1.198 1.128 1.062 1.000 0.942

min = 0.560

тах= 2.358 2.044 1772 1.536 1 331 1.154 1.000 0.867

min а 0.397

Рис.15. Распределение ориентировок зерен в сгереопроекции 001 (а, г), ППФ (б, д) и шкала соответствия цвета на ППФ коэффициентам К (в, е) в сплаве Ni jFe с БП (а-в) и с ДП (г-е).

Í

меняются, происходят лишь количественные изменения в зернограничном ансамбле. В сплаве Ni3Fe преобладают материнские зерна, содержащие две границы специального типа, а в сплаве Ni3(Fe, Ст) - три. Средние значения расстояний между ближайшими границами разного типа в сплаве Ni3(Fe, Сг) более чем в два раза выше, чем в Ni3Fe. В сплаве Ni3Fe с БП доля материнских зерен с границами специального типа (0.54) меньше, чем в сплаве Ni3(Fe, Сг) с БП (0.68). Среднее число специальных границ, приходящихся на одно зерно, в сплаве Ni3(Fe, Сг) с БП составляет 1.89, тогда как в сплаве Ni3Fe -1.10. Известно, что легирование хромом сплава Ni3Fe с БП приводит к понижению уду. Следовательно, увеличение доли зерен, содержащих специальные границы, и среднего числа специальных границ в материнском зерне в сплаве Ni3(Fe, Сг) по сравнению с Ni3Fe связано с уменьшением уду.

В сплаве Ni3(Fe, Сг) с БП распределение границ специального типа в зависимости от относительной энергии имеет ярко выраженный одномодальный характер. Большая часть специальных границ имеет относительную энергию в интервале значений 0.02 - 0.10. Эти границы являются когерентными двойниковыми границами, которые принято называть двойниками отжига. Доля этих границ, по данным оптической металлографии, составляет 0.95 в спектре специальных границ Среднее значение относительной энергии специальных границ в сплаве Ni3(Fe, Сг) с БП составляет 0.02, а в сплаве Ni3Fe с БП - 0.10. Уменьшение среднего относительного значения энергии границ специального типа в сплаве Ni3(Fe, Сг) обусловлено увеличением доли низкоэнергетических границ в интервале значений 0.02-0.10 по сравнению со сплавом Ni3Fe.

Легирование хромом сплава Ni3Fe с БП существенно не влияет на тип распределения границ зерен по углу разориентации. По сравнению со сплавом Ni3Fe в сплаве Ni3(Fe, Ст) наблюдается увеличение среднего значения угла разориентации, обусловленное увеличением доли границ 23. Доля специальных границ в зернограничном ансамбле сплава Ni3(Fe, Сг), по данным ДОЭ, равна 0.61, что несколько больше, чем в сплаве Ni3Fe (0.57). Увеличение доли специальных границ в зернограничном ансамбле сплава Ni3Fe при легировании хромом обусловлено уменьшением уду. В сплавах Cu-Al увеличение концентрации Al, приводящее к уменьшению уду, также наблюдается увеличение доли границ специального типа в зернограничном ансамбле.

Доля двойниковых границ 23 в сплаве Ni3(Fe, Сг) больше, чем в Ni3Fe, а доля высокоэнергетических границ с 9<2<27 и 2>27 - меньше (таблицы 9 и 10). Поэтому среднее значение относительной энергии специальных границ в сплаве Ni3(Fe, Сг) меньше, чем в Ni3Fe. Средние значения углов отклонения всех границ специального типа (<Д0>) и двойниковых 23 (<ДЕНз>) от теоретических близки к 1 град. Это свидетельствует об их достаточно высокой степени близости к параметрам границ специального типа в модели РСУ. Малые значения Д0 и Дбд свидетельствуют о близости

Таблица 10. Доля специальных границ (8) в зависимости от 2 в спектре специальных границ в сплаве Ni3(Fe,Cr) с БП (ДОЭ)

2 8

3 0.912

5 0.001

7 0.007

9 0.029

11 0.003

11<2<27 0.030

27 0.005

2>27 0.013

энергии границ специального типа к минимальному значению при каждом конкретном значении Е. Отметим, что средние значения <Д8> и <Д9т> в сплавах №3(Ге, Сг) и №3Ре с БП практически одинаковы.

В сплаве М3(Ре, Сг) с БП максимальное значение коэффициента К равно 2.783 и преимущественные ориентровки зерен наблюдаются вблизи направления <113>. Максимальное значение коэффищюпа К для сплава КУ^е, полученное методом ДОЭ, равно 1.434, следовательно, в сплаве N¡3^, Сг) наблюдается более сильная текстура по сравнению со сплавом М3Ре. Усиление текстуры в сплаве М3(Ре, Сг) сопровождается увеличением доли двойниковых границ ЕЗ в спектре границ специального типа

Введение 2 ат.% Сг в сплав МзРе привело к уменьшению величины степени дальнего атомного порядка (г)=0.85±0.02). Из-за близости значений атомных радиусов Бе и Сг эффект «сверхструктурного сжатия» в этом сплаве не проявляется. Параметр кристаллической решетки в сплаве с ДП равен 0.3557±0.0002 нм.

Установление в сплаве дальнего атомного порядка не приводит к значительному изменению среднеквадратичного смещения атомов (0.006 нм) по сравнению со сплавом с БП (0.008 нм). Средние размеры АФД по данным рентгеноструктурного анализа, составили <Вюо>=9 и <Оцо>=11 нм, тогда как сплаве №3Ре в состоянии с ДП средний размер АФД определенный по линии (100), равен 3 нм. Анализ уширений сверхструктурных линий в сверхструктуре 1Л2 показал, что в сплаве №3(Ре,Сг) в состоянии с ДП преобладают неконсервативные кубические АФГ.

Зеренная структура сплава К13(Ре, Сг) с ДП качественно подобна зеренной структуре сплава с БП. Основные типы МЗ, наблюдаемые в сплаве с БП, сохраняются и в сплаве с ДП. Однако при отжиге на упорядочение атомов в этом сплаве происходят рекристаллизационные процессы, сопровождающиеся уменьшением средних расстояний между всеми типами ближайших границ зерен (табл.11). Среднее число границ специального типа, приходящихся на материнское зерно, в сплаве с ДП составило 2.1, ав сплаве с БП-1.9.

Тип самонормированных распределений границ зерен в зависимости от относительной энергии при переходе сплава №}(Ре,Сг) ю состояния с БП в состояние с ДП не изменяется. Среднее значение относительной энергии границ специального типа в обоих состояниях сплава одинаково и равно 0.02. Таким образом, при упорядочении сплава не наблюдается изменение энергетического состояния специальных границ

Распределения границ зерен по углу разориенгащш в сплавах с БП и ДП также однотипны. Максимумы распределений специальных границ в зависимости от обратной плотности совпадающих узлов Е сплаве с БП и ДП приходятся на значения ЕЗП при п=1,2, 3. Доля границ ЕЗ в сплаве с ДП меньше, чем в сплаве с БП, а доля границ Е9 и Е27 - больше. Следовательно, в сплаве с ДП множественное двойнико-вание происходит более интенсивно, чем в сплаве с БП. Количество высокоэнергетических границ, имеющих 11<Е<27 и Е>27, в сплаве с ДП меньше, чем в сплаве с БП.

Рассмотрим влияние фазового перехода А1—>Ы2 в сплаве №3(Ре,Сг) на уду. На рис.16 представлены зависимости среднего числа границ специального типа в материнском зерне (рис. 16а) и средней относительной энергии границ специального типа (рис.166) от энергии комплексного дефекта упаковки (укду) в сплавах со сверхструктурой Ы2. Значения среднего числа границ специального типа в материнском

зерне и среднего значения относительной энергии границ специального типа в сплаве 1%(Те,Сг) с ДП равны 22 и 0.02 соответственно. Следовательно, величина укду в сплаве №3(Ре,Сг) с ДП, как следует из рис. 16, составляет около 20 мДж/м2. Из литературных данных известно, что в сплаве с №3(Ре,Ст) с БП величина уду равна 25 мДяо'м2.

Таблица И. Средние расстояния между границами (<<3п>>), их среднеквадратичные отклонения (стрр). доли материнских зерен их средние размеры (<0>) и среднеквадратичные отклонения (о) в сплаве №3(Ре,Сг) с БП и ДП_

расстояния между ближайшими траншами

всех типов СТ- СТ СТ- ОТ ОТ- ОТ

Стгр, Сгр, <<1гр>, стгр. <с1п>, Сп-,

мкм мкм мкм мкм мкм мкм мкм мкм

БП

97 68 39 35 66 47 123 65

ДП

25 16 15 10 20 11 34 16

тип зерен

все зерна МЗ со специальными граница- МЗ без специальных границ

ми

<о>, ст, мкм <о>, а, мкм 5\о <о>, а, мкм §мз

мкм мкм мкм

БП

153 70 164 69 0.68 119 62 0.32

ДП

49 19 51 19 0.84 34 15 0.16

Таким образом, можно полагать, что при фазовом переходе А1—>Ы2 в сплаве ЬП3(Ре,Сг) величина уду имеет тенденцию к уменьшению. Экспериментальным подтверждением полученного результата является наблюдение протяженных дефектов упаковки в упорядоченном сплаве М3(Ре,Сг). В сплаве №'3Ре с ДП доля двойниковых границ £3 составляет 0.88 в спектре границ специального типа, а в сплаве №3(Ре,Сг) с

Рис.16. Зависимости среднего числа границ специального типа, приходящихся на одно материнское зерно, (а) и среднего значения относительной энергии специальных границ (б) от величины энергии комплексного дефекта упаковки (КДУ) в сплавах со сверхструкгурой Ы2.

сплаве - 20 мДж/м2. Если бы доля двойниковых границ 23 определялась только величиной укду, то в легированном сплаве следовало ожидать увеличение доли двойниковых границ £3. Наблюдаемое экспериментально уменьшение доли двойниковых границ ЕЗ, вероятно, обусловлено уменьшением среднеквадратичного смещения атомов при упорядочении, В сплавах №зМп и РсУРе также наблюдалась подобная закономерность: изменение доли двойниковых границ ИЗ при упорядочивающем отжиге зависит от характера изменения среднеквадратичного смещения атомов. Увеличение последнего приводит к увеличению доли двойниковых границ ЕЗ, и наоборот.

В сплаве №3(Ре,Ст) с БП текстура является более ярко выраженной, чем в сплаве с ДП. Максимальное значение коэффициента К в сплаве с ДП равно 1.760, а в сплаве с БП - 2.783. В сплаве с ДП наблюдается преимущественная ориентация зерен вблизи <011>, а в сплаве с БП - вблизи <113>. Изменение преимущественной ориентации зерен, наблюдаемое в процессе фазового перехода, подтверждает протекание частичных рекристаллизанионных процессов.

Установление дальнего атомного порядка в сплаве ТЧ13(Ге,Сг) способствует уменьшению текстуры, тогда как в сплаве №3Ре — усилению. Ослабление текстуры в сплаве М3(Ре,Сг) с ДП обусловлено уменьшением доли двойниковых границ ЕЗ по сравнению со сплавом с БП, тогда как в сплаве М^Бе при упорядочении увеличивается доля двойниковых границ ЕЗ.

В пятом разделе представлены результаты электронно-микроскопического исследования ансамблей АФД в упорядоченных сплавах №3Мп и Рсу-е со сверхструктурой 1Л2. Проанализировано влияние размеров АФД и степени дальнего атомного порядка на параметры зеренной структуры.

В сплаве стехиометрического состава доменная структура относится к типу «соль-перец». Форма АФД близка к квадратной с расположением АФГ в плоскостях куба. Средний размер АФД в этом сплаве наименьший среди исследуемых и равен 11+4 нм. С понижением степени дальнего атомного порядка из-за отклонения от стехиометрического состава сплава средние размеры АФД увеличиваются. В сплаве состава "№ + 27 ат. % Мл, который характеризуется наибольшим содержанием марганца в твердом растворе (28 ат. % Мп) и наименьшим значением степени дальнего атомного порядка, форма АФД наблюдается как в виде квадрата, так и неправильного четырехугольника с криволинейными стенками (рисЛ 7). Ширина контраста изображений АФГ достигает 10 нм и почти соизмерима с размером АФД. Несомненно, что эффект размытия АФГ зависит от концентрации твердого раствора. Наименьшее размытие АФГ имеет место при стехиометрическом составе. Отличительной особенностью термических АФГ яв- Рис.17. Темнопольное изображение аншфаз-ляется стремление к их размытию в про- ной доменной структуры сплава N1+27 ат. % цессе отжига. Можно предположить, что Мп в сверхсгруюурном рефлексе (1 10).

АФГ после отжига релаксируют на большое число плоскостей по обе стороны от границы. Морфология доменной структуры в сплаве МзМп с содержанием марганца 30 ат. % характеризуется вытянутой трубчатой формой вдоль направления, близкого к <200.

На рис.18 представлены зависимости относительных размеров материнских зерен и расстояний между ближайшими границами в упорядоченных сплавах МзМп с разным содержанием марганца относительно соответствующих значений в сплаве МзМп стехиометрического состава с БП. Видно, что с ростом средних размеров АФД (рис. 18а) и, соответственно, с уменьшением степени дальнего атомного порядка (рис.186) зеренная структура измельчается. При зарождении доменов упорядочения из-за разности параметров кристаллических решеток фаз А1 и Ы2 возникают внутренние напряжения. Релаксация напряжений приводит к пластической деформации и образованию дислокаций и точечных дефектов. При упорядочивающем отжиге имеет место явление возврата дислокационной структуры, вследствие чего образуются новые границы зерен. Образование новых границ зерен при упорядочивающих отжигах возможно также путем расщепления границ зерен. Миграция границ зерен, в свою очередь, способствует расщеплению мигрирующих высокоэнергетческих границ зерен с образованием двух новых низкоэнергетических границ так как этот процесс приводит к уменьшению энергии зернограничного ансамбля. Увеличение среднего размера АФД сопровождается ростом энтропии, при этом свободная энергия доменной подсистемы уменьшается. Поскольку энергия упорядочения значительно больше энергии зеренной структуры, перестройка зеренной структуры обусловлена еще и ростом АФД Таким образом, рост АФД в процессе упорядочивающего отжига инициирует изменения в зеренной структуре.

Увеличение средних размеров АФД сопровождается уменьшением степени дальнего атомного порядка (рис.19). При этом увеличиваются и среднеквадратичное смещение атомов, и микродеформация кристаллической решетки, что должно приводить к увеличению скорости диффузии в сплаве и, соответственно, к росту АФД.

После ступенчатого отжига сплава РсУ-е структура АФД однородна и характеризуется наименьшим средним значением размеров АФД (табл.6). При изотер-

¿„/¿вп

1,0

0,5-

10

40

0,7

0,8

0,9

(1) (2)

(3)

(4)

(5)

(6) (7)

20 30

<Г», нм Л

Рис.18. Зависимости относительных средних размеров материнских зерен, ограниченных границами общего типа (1-3), всех зерен (IX зерен, содержащих границы специального типа (2) и не содержащих границы специального тала (3), и относительных средних расстояний между любыми ближайшими границами (4), между ближайшими границами специального типа (5), между ближайшими границами общего и специального типа (6), между ближайшими границами общего •шла (7) сплаве №3Мп с ДП относительно соответствующих значений в сплаве с БП (стехиометрического состава) от среднего размера АФД (а) и степени дальнего атомного порядка (б).

мическом отжиге сплава Pd3Fe в течение 175 часов средний размер АФД больше, чем при ступенчатом отжиге (табл.6). Первоначально образующаяся фаза Ы2 при изотермическом отжиге в течение 175 часов нестабильна, и при увеличении длительности

отжига до 350 часов в этой фазе происходят изменения. Средние размеры АФД фазы Ll2 возрастают, и изменяется функция распределения доменов по размерам. В сплаве Pd3Fe после изотермического отжига в течение 350 часов границы АФД размыты, то есть релаксированы на несколько атомных плоскостей. Эш означает, что в приграничных областях АФД возникает нарушение дальнего атомного порядка. Обнаружено появление тяжей на электронных микродифракциях, что может быть обусловлено как наличием внутренних напряжений, так и неустойчивостью кристаллической решетки.

Так же, как и в сплаве Ni3Mn, количе-

1

0,90 ■

0,85-

0,80-

—I—

40

50

10 20 30

<0АФД>'НН Рис.19. Зависимость интегральной степени дальнего атомного порядка от размера АФД в сплаве Ni3Mn с ДП.

ственные параметры зеренной структуры сплава Pd3Fe в значительной степени зависят от размеров АФД и степени дальнего атомного порядка. При увеличении размера АФД и уменьшении степени дальнего атомного порядка средние размеры материнских зерен и средние расстояния между границами разного типа в сплаве с ДП относительно соответствующих значений в сплаве с БП уменьшаются. Наблюдается уменьшение интегральной степени дальнего атомного порядка с ростом среднего размера АФД (табл.6).

В шестом разделе установлены зависимости параметров зеренной структуры от £• и для двух классов сплавов: 1) на медной основе (неупорядоченные

твердые растворы Cu-Al и Cu-Mn) и 2) на основе никеля и палладия с дальним атомным порядком: NijMn г|=0.89,0.79,0.76, N¡3Fe ri=0.90, Ni3(Fe,Cr) ti=0.85, Pd3Fe л=0.91, 0.87, 0.70) . Для сплавов с ДП установлены зависимости средних размеров АФД от величины ей ^(и1^ ■ Д®1 сплавов Cu-Al и Cu-Mn установлены зависимости между £,

ffi и пределом текучести а®.

Установлено, что в сплавах Cu-Al увеличение е и способствует увеличению доли как всех специальных границ, так и границ 23. В сплавах Cu-Mn такие зависимости не наблюдаются. Изменение доли специальных границ и двойниковых 13 при увеличении концентрации легирующего элемента в этих сплавах прежде всего обусловлено изменением уду при легировании.

Рост е и приводит к увеличению углов отклонения границ специального типа (А9сг) и двойниковых границ 23 (Два) от параметров теоретических границ зерен в модели РСУ, прежде всего, в сплавах Cu-Al. В сплавах Си-Мп угол Два- практически не зависит от su ^(и2^ ■ Корреляция между микродеформацией кристалличе-

ской решетки, среднеквадратичным смещением атомов и средним значением угла ра-зориенгации в сплавах Cu-Al может быть рассмотрена с точки зрения представлений модели свободною объема границ зерен и экспериментальных наблюдений взаимодействия решеточных дислокаций с границами зерен.

Увеличение микродеформации сопровождается увеличением свободного объема границы. Последнее приводит к росту энергии границ зерен. Следовательно, увеличение е будет приводить к увеличению энергии границы специального типа. Однако в зернограничных ансамблях твердых растворов Cu-Al и Cu-Mn средняя относительная энергия границ специального типа уменьшается с ростом е и >по"

скольку увеличивается доля двойниковых границ £3 в спектре специальных границ.

Характер зависимости доли специальных границ от концентрации алюминия и марганца определяет и ход зависимости коэффициента К иг с и от

(рис.20). При увеличении микродеформации кристаллической решетки и среднеквадратичного смещения атомов в твердых растворах Cu-Al усиливается текстура, что в значительной мере обусловлено увеличением дали границ £3 при увеличении концентрации Al в сплавах Cu-Al. В твердых растворах Си-Мп из-за незначительного из-

к ■ 6-

2 -

0,005

(б)

Cu-Mn

Cu-Al

0006

0,Ó072 O.dl >/<u >,нм

Рис.20. Зависимости коэффициента К от величины микродеформации е (а) и среднеквадратичного смещения атомов (б) в сплавах Cu-Al и Cu-Mn.

менения доли границ £3 с ростом содержания Мп в сплаве практически отсутствуют зависимости Л" от £ И ^и2) •

В сплаве ~№3Мп с ростом е доля границ £3 увеличивается, а в сплаве Р<у-е -уменьшается. При установлении дальнего

атомного порядка и г) стремящемся к 1 в сплавах М13Мп и Рсу-е со сверхструктурой Ь12 наблюдается уменьшение величины микродеформации. В сплаве Рс1зРе с увеличением степени дальнего атомного порядка г) наблюдается увеличение доли двойниковых границ £3, тогда как в сплаве №3Мп - уменьшение.

Величина уду влияет на долю низкоэнергетических границ £3 как в чистых металлах, так и в сплавах; чем меньше уду, тем больше доля границ £3. При атомном упорядочении в сплавах (Рс13Ре, №3Мп, №3Ре) уду увеличивается, поскольку образуется комплексный дефект упаковки (наложение АФГ на дефект упаковки). В сплаве №;(Ре, Сг) энергия дефекта упаковки практически не изменяется. Экспериментально было показано, что в сплаве ЫьМп увеличение уду при упорядочении сопровождается уменьшением доли двойниковых границ £3 в спекгре специальных границ. В сплаве РсЦ-е увеличение уду приводит к увеличению доли границ £3. В сплаве М3(Ре,Ст) при упорядочении доля двойниковых границ £3 уменьшается. Можно полагать, что доля границ £3 в исследуемых упорядоченных сплавах определяется не только величиной

и£Э 0,85

0,80

0,75

Ni3Mn (ц=0._2

V" .79) ЫЦМп (т\=0.89)

0,81

Р<13Ре

0,005

0,010

0,105

>/<и >,нм

0,108 0,111 У <и >,нм

Рис21. Зависимости доли двойниковых границ £3 от величины среднеквадратичного смещения атомов в сплавах со сверхструюурой Ь12.

Гвду. но и

при увеличении среднеквадратичного смещения атомов доля двойниковых границ 13 увеличивается (рис.21).

Увеличение е в исследуемых сплавах приводит

к увеличению углов отклонения как всех границ специального типа, так и двойниковых 23, от параметров в модели РСУ. Для сплава №зМп зависимости А&=/(е) и &&=/(^(и2}) можно объяснить в рамках дислокационного механизма и модели свободного объема границ зерен. Для сплава Рс^е зависимость Ав=-/(^(и2)) интерпретировать с точки зрения указанных моделей не удается.

Изменение параметров твердого раствора сопровождается изменением средних значений углов разориентации границ зерен в сплавах №3Мп и Рс13Ре с ДП Средний угол разориентации границ зерен определяется величиной е\\ долей двойниковых границ 23: увеличение ей приводит к увеличению среднего значения угла разориентации. Увеличение среднеквадратичного смещения атомов в сплавах №3Мп и Рс33Ре с ДП способствует уменьшению средней относительной энергии специальных границ Усиление текстуры в обоих сплавах происходит при увеличении среднеквадратичного смещения атомов.

Увеличение е и ^(и2} в сплаве №3Мп приводит к увеличению размеров

АФД Сплав состава № + 25 ат. % Мл по сравнению со сплавами составов N¡+27 ат. %Мп и N1+ 30 ат.% Мл имеет наименьшие значения ей ^и2) >и соответственно, минимальные размеры АФД Состав сплава №+27 ат.% Мп имеет наименьшее значение степени дальнего атомного порядка среди исследуемых составов сплава >13Мп и наибольшие значения е и . Чем больше значения е и в сплаве, тем больше

скорость диффузии. Следовательно, в сплаве № + 27 ат. % Мл увеличение размеров АФД обусловлено увеличением скорости диффузии атомов по сравнению со сплавами других составов. В сплаве РсУ^е увеличение микродеформации кристаллической решетки также приводит к росту АФД. Однако средний размер АФД уменьшается с увеличением среднеквадратичного смещения атомов. Тот факт, что в обоих сплавах рост АФД происходит при увеличении микродеформации кристаллической решетки е, позволяет сделать вывод, что размеры АФД в упорядоченных сплавах со сверх-сгруктурой Ы2 в значительной степени определяются величиной микродеформации. Увеличение ей ^(и2} приводит к увеличению предела текучести, то есть к упрочне-

г 4

2-

(а)

Е* 10

)6 0.008 2

У <и >, нм

Рис.22. Зависимости предела текучести a^ сплавах Cu-Al от микродеформации е (а) и среднеквадратичного смещения атомов лки^б).

нию сплавов Cu-Al и Си-Ма В сплавах Си-Al зависимости <J„2=f(e) и cr02=f(^)

являются линейными (рис.22). В сплавах Cu-Mn наблюдается разброс данных при измерении микродеформации и среднеквадратичного смещения атомов в зависимости от концен-

трации. Разные значения о^ для сплавов Cu-Al и Cu-Mn при одинаковых значениях s и ^{и1^ обусловлены разным зернограничным барьерным эффектом. В сплавах Cu-

Mn зернограничный вклад в напряжение предела текучести больше, чем в Cu-Al, так как средний размер зерен, ограниченных границами общего типа, в Cu-Mn составляет около 90 мкм, а в Cu-Al - около 140 мкм. Однако, тенденция изменений <з(а при увеличении ей ^ такая же, как в сплаве Cu-Al.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

Методами оптической металлографии, рентгеновской дифрактомегрии, просвечивающей дифракционной электронной микроскопии, сканирующей электронной микроскопии с микрорентгеноспектральным анализом и дифракции обратнорассеянных электронов выполнены исследования неупорядоченных твердых растворов замещения на основе меди (Cu-Al, Cu-Mn) и упорядочивающихся сплавов с образованием сверхструктуры Ll2 0%Мп, Ni3Fe, Nl3(Fe, Cr), Pd3Fe) в состоянии с ближним и дальним атомным порядком. На основании полученных экспериментальных результатов и их анализа в работе были сделаны следующие основные выводы.

1. Установлено, что в неупорядоченных твердых растворах на основе меда (Cu-Al, Cu-Mn) параметр кристаллической решетки возрастает с ростом концентрации легирующего элемента. В сплавах Cu-Mn эта зависимость более сильная, чем в Cu-Al. Это обусловлено тем, что размерный фактор в сплавах Cu-Mn больше, чем в Cu-Al. В упорядочивающихся сплавах при фазовом переходе Al—»Ll2 изменение параметра кристаллической решетки зависит от соотношения атомных радиусов компонентов сплава Если атомный радиус преобладающего элемента меньше, чем второго элемента (сплав Ni3Mn), то наблюдается уменьшение параметра кристаллической решетки; если больше, чем у второго элемента (сплав Pd3Fe), - увеличение параметра кристаллической решетки.

2. Обнаружено, что в неупорядоченных твердых растворах на основе меди (Cu-Al, Cu-Mn) при увеличении концентрации легирующего элемента наблюдается увеличение микродеформации кристаллической решетки или внутренних напряжений П рода, в упорядочивающихся сплавах (Ni3Mn, Pd¡Fe) при фазовом переходе Al—>L12 при увеличении степени д альнего атомного порядка - уменьшение последних.

3. Установлено, что в неупорядоченных твердых растворах на основе меда (Cu-Al, Cu-Mn) увеличение параметра кристаллической решетки сопровождается увеличением микродеформации. В упорядочивающихся сплавах (NijMn, Pd3Fe) при фазовом переходе Al—*L12 уменьшение микродеформации кристаллической решетки может сопровождаться как уменьшением параметра решетки (Ni3Mn), так и увеличением (Pd3Fe) последнего.

4. В неупорядоченных твердых растворах на основе меди (Cu-Al, Cu-Mn) при увеличении концентрации легирующего элемента наблюдается увеличение среднеквадратичного смещения атомов. В упорядочивающихся сплавах при фазовом переходе Al—*L12 при уменьшении параметра кристаллической решетки наблюдается уменьшение среднеквадратичного смещения атомов (NijMn), тогда как при увеличении параметра кристаллической решетки (Pd3Fe) - увеличение.

5. Выявлено, что параметр кристаллической решетки возрастает с увеличением среднеквадратичного смещения атомов как в неупорядоченных твердых растворах на основе меди (Cu-Al, Cu-Mri), так и в упорядочивающихся сплавах (N^Mn, Pd3Fe) при фазовом переходе Al—>L12 с разной степенью дальнего атомного порядка.

6. Установлено, что независимо от состояния атомного порядка в твердых растворах замещения на основе меди, никеля и палладия среднее число границ специального типа в расчете на одно материнское зерно и среднее значение относительной энергии специальных границ зависят от величины энергии дефекта упаковки: чем меньше энергия дефекта упаковки, тем больше среднее число границ специального типа в расчете на одно материнское зерно и меньше среднее значение относительной энергии специальных границ.

7. Доля двойниковых границ ЕЗ в спектре специальных границ в неупорядоченных твердых растворах замещения возрастает с уменьшением энергии дефекта упаковки. В упорядочивающихся сшивах (NijMn, Ni3Fe, Ni3(Fe,Cr), Pd3Fe) при фазовом переходе A1-»L12 и с увеличением степени дальнего атомного порядка изменение дали двойниковых границ 13 коррелирует с изменением среднеквадратичного смещения атомов: с увеличением (уменьшением) последних доля двойниковых границ £3 в спектре специальных границ увеличивается (уменьшается).

8. Установлено, что близость параметров специальных границ к теоретическим в модели решетки совпадающих узлов (угол отклонения Д0) зависит от микродеформации кристаллической решетки и среднеквадратичного смещения атомов.

9. В неупорядоченных твердых растворах на основе меди (Cu-Al, Cu-Mn) увеличение среднеквадратичного смещения сопровождается увеличением углов отклонения параметров границ специального типа от параметров границ в модели решетки совпадающих узлов.

10. Выявлено, что в упорядочивающихся сплавах (NijMn, Pd3Fe) при фазовом переходе A1-+L12 и с увеличением степени дальнего атомного порядка уменьшение углов отклонения параметров границ зерен спет ильного типа от параметров границ в модели решетки совпадающих узлов взаимосвязано с уменьшением микродеформации кристаллической решетки.

11. Установлено, что наличие корреляции между микродеформацией кристаллической решетки, среднеквадратичным смещением атомов и средним значением угла разориенга-ции в сплавах Cu-Al может быть рассмотрена с точки зрения представлений модели свободного объема границ зерен и экспериментальных наблюдений взаимодействия решеточных дислокаций с границами зерен.

12 Обнаружено, что независимо от состояния атомного порядка в исследуемых сплавах степень текстурированносги зеренной структуры зависит от доли двойниковых границ 23: с увеличением последних текстура усиливается.

13. Среднее значение относительной энергии специальных границ в однофазных сплавах независимо от состояния атомного порядка определяется долей двойниковых границ £3. В упорядоченных однофазных сплавах со сверхструктурой Ь12 на величину среднего значения относительной энергии специальных границ влияет образование зернограничных антифазных границ в границах зерен. В многофазных упорядоченных сплавах средняя относительная энергия границ специального типа, помимо перечисленных факторов, зависит и

от наличия второй фазы на границах зерен. Увеличение доли двойниковых границ ЕЗ приводит к уменьшению, а образование зернограничных антифазных границ и наличие вторых фаз на границах зерен — к увеличению средней относительной энергии границ специального тала

14. Обнаружено, что ангафазная доменная структура в упорядоченных сплавах (NijMn, Pd3Fe) со сверхструктурой Ll2 влияет на интегральное значение степени дальнего атомного порадка: чем меньше средний размер АФД, тем больше степень дальнего атомного порядка. Увеличение размеров антифазных доменов приводит к размытию антифазных границ, что сопровождается понижением степени дальнего атомного порядка

15. Установлено, что увеличение среднего размера ангафазных доменов в упорядоченных сплавах (NijMn, Pd3Fe) со сверхструктурой Ll2 сопровождается измельчением зеренной структуры.

16. Легирование хромом упорядоченного сплава Ni^e не подавляет протекание процесса частичной рекристаллизации сплава, а приводит к уменьшению степени дальнего атомного порядка.

17. Установлено, что увеличение микродеформации кристаллической решетки и среднеквадратичного смещения атомов приводит к увеличению предела текучести в сплавах Си-А1 и Си-Мп.

Основные публикации по теме диссертационной работы:

1. Перевалова ОБ., Коновалова E.R, Конева НА., Козлов Э.В. Роль энергии упорядочения в формировании зеренной сгруетуры и спектра специальных границ в упорядоченных сплавах со сверхструкгурой Ll2 //ФММ. -1999. - Т. 88. - № 6. - С. 68-76.

2. Перевалова ОБ, Коновалова E.R, Конева НА., Козлов Э.В. Спектр специальных грат ниц в сплавах Ni3Al, Ni3Fe и Ni3Mn со сверхструктурой Ll2 // Металлофизика и новейшие технологии. - 2000. - Т. 22. - № 6. - С. 29-37.

3. Коновалова Е.В., Конева НА., Перевалова ОБ., Козлов Э.В. Структура зерногранично-го ансамбля ГЦК однофазных поликристаллов //Физическая мезомеханика. -2000. - Т. 3. -№3.-С. 15-22.

4. Perevalova О.В., Konovalova E.V., Koneva NA., Kozlov E.V. Rôle of Oïdering Energy in Formation of Grain Structure and Spécial Boundaries Spectrum in Ordered Alloys with Ll2 Superstructure //Journal Material Science Technology. -2000. - V. 16. -№ 6. - P. 585-590.

5. Перевалова ОБ., Светличная T.H, Коновалова ЕЛ., Конева НА., Козлов Э.В. Формирование зернограничнош ансамбля в сплаве Ni3Fe при разных режимах отжига //Физика и химия обработки материалов. -2000. -№ 1.-С. 86-93.

6. Перевалова ОБ, Коновалова Е.В., Троянов АЛ, Конева НА. Микрсггвердость границ разного типа в железно-никелевом сплаве // ИзвВузов.Фгаика. -2000. - № 11. - С. 104-109.

7. Коновалова Е.В, Перевалова ОБ., Конева НА., Козлов Э.В. Влияние содержания марганца на зернограничный ансамбль и спектр специальных границ в сплавах Cu-Mn // Металлофизика и новейшие технологии. -2001. - Т. 23. - № 5. - С. 655-670.

8. Перевалова ОБ, Коновалова Е.В., Конева НА, Козлов Э.В. Влияние фазового перехода порядок-беспорядок на зеренную структуру железно-палладиевого сплава // ИзвВузов.Фшика.-2003.-№ 11. - С. 27-35.

9. Perevalova ОБ, Konovalova E.V, Koneva NA, Kozlov E.V. Energy of grain boundaries of différent type in FCC solid solutions, ordered alloys and intermetallics with Ll2 superstructure // Journal of Materials Science and Technology (JMST). -2003. - V. 19. - № 6. - P. 593-596.

10. Перевалова О.Б., Коновалова Е.В., Конева НА., Козлов ЭВ. Роль границ общего и специального типов на пределе текучести и соотношение Холла-Петча // Материаловедение.-2003.-№ 10.-С. 39-44.

11. Перевалова О.Б., Конева НА, Тайлашев A.C., Коновалова Е.В., Пушкарева Г.В„ Козлов Э.В. Рекристаллизация при фазовом переходе A1->L12 в сплаве PdjFe при разных режимах отжига //ФММ—2005. - Т. 99.-№ 4.-С. 47-56.

12 Коновалова Е. В., Перевалова О. Б, Конева Н. А, Тайлашев А. С, Козлов Э. В. Роль кислорода при упорядочении сплава NbMn // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. - 2011. - Т.8. -№1. - С.105-109.

13. Коновалова Е. В., Перевалова О. Б, Конева Н. А, Козлов Э. В. Зеренная структура сплава Ni3Mn при упорядочивающем отжиге // Известия Академии наук. Серия физическая. - 2011. -Т. 75. -№ 8. - С. 1123-1125.

14. Коновалова Е. В., Перевалова О. Б, Конева Н. А, Иванов К. В, Козлов Э. В. Изменение зернограничного ансамбля при фазовом переходе A1-»L12 в сплаве N¡3Mn // Известия Академии наук Серия физическая. - 2012. - Т. 76. -№ 7. -С. 954-957.

15. Коновалова Е. В., Перевалова О. Б, Конева Н. А., Веселов С. В, Козлов Э. В. Влияние кинетики упорядочения на степень дальнего атомного порядка в сплаве Pd3Fe // Известия Академии наук. Серия физическая. - 2013. - Т. 77. - № 3. - С. 322-325.

16. Коновалова Е. В., Перевалова О. Б, Конева Н. А, Иванов К. В., Козлов Э. В. Влияние степени дальнего атомного порядка на параметры микроструктуры сплава МзМп со сверхструктурой Ll2 // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. -2013. -Т. 10.-№1.-С. 149-153.

17. Коновалова Е. В., Перевалова О. Б, Конева Н. А, Иванов К. В, Козлов Э. В. Влияние микроискажений и полных среднеквадратичных смещений атомов на параметры двойниковых границ зерен в сплавах на основе меди // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. - 2013. - Т. 10. - № 2. - С. 272-276.

18. Коновалова Е. а, Перевалова О. Б, Конева Н. А, Иванов К. В., Козлов Э. В. Влияние степени дальнего атомного порядка на параметры твердого раствора и зеренной структуры сплава Pd3Fe со сверхструюурой Ll2 // ФТТ. - 2013. -Т. 55. -№ 9. - С. 1820-1824.

19. Коновалова Е. В., Перевалова О. Б, Конева Н. А, Смирнов А. И, Козлов Э. В. Влияние антифазной доменной структуры на параметр дальнего атомного порядка в сплаве Ni3Mn со сверхструюурой Ll2 // ФТТ. -2013. -Т.55. -№ 10. -С. 2000-2003.

20. Коновалова Е. В., Перевалова О. Б., Конева R А., Иванов К. В, Козлов Э. В. Исследование зеренной структуры сплавов Cu-Al и Cu-Mn методами дифракции обратно рассеянных электронов и оптической металлографии // Известия Академии наук. Серия физическая. - 2014. - Т.78. - №4. - С. 384-387.

21. Коновалова Е. В. Влияние степени дальнего атомного порядка и размеров ангафазных доменов на зеренную структуру и параметры специальных границ в сплавах со сверх-струкгурой Ll2 // Упорядочение в минералах и сплавах. 16-й международный симпозиум. Труды симпозиума. 4.1. г. Ростов-на-Дону: Изд-во СКНЦ ВШ ЮФУ АПСН. - 2013. -С.195-199.

22. Коновалова Е. В., Перевалова О. Б, Конева Н. А, Иванов К. В, Козлов Э. В. Исследование изменений зеренной структуры при фазовом переходе A1->L12 в упорядочивающемся сплаве Ni3Fe методом дифракции обраггнорассеянных электронов // Порядок, беспорядок и свойства оксидов. 16-й международный симпозиум. Труды симпозиума. Ч. 1. г.Росгов-на-Дону: Изд-во СКНЦВШ ЮФУ АПСН.-2013.-С.191-195.

Коновалова Елена Владимировна

ВЗАИМОСВЯЗЬ ХАРАКТЕРИСТИК ТВЕРДОГО РАСТВОРА И ПАРАМЕТРОВ ЗЕРНОГРАНИЧНОГО АНСАМБЛЯ В СПЛАВАХ С ГЦК СТРУКТУРОЙ И СВЕРХСТРУКТУРОЙ Ь12

Специальность 01.04.07. - физика конденсированного состояния

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени доктора физико-математических наук

Печатается с готового оригинал-макета

Подписано в печать 12.05.2014 г. Формат 60x84/16. Усл. печ. л. 2,3. Уч.-изд. л. 2,1. Тираж 100. Заказ № 45.

Оригинал-макет подготовлен в редакционно-издательском отделе издательского центра СурГУ. Тел. (3462) 76-30-65, 76-30-66.

Отпечатано в полиграфическом отделе издательского центра СурГУ. г. Сургут, ул. Энергетиков, 8. Тел. (3462) 76-30-67.

ГБОУ ВПО «Сургутский государственный университет ХМАО - Югры» 628400, Россия, Ханты-Мансийский автономный округ, г. Сургут, пр. Ленина, 1. Тел. (3462) 76-29-00, факс (3462) 76-29-29.