Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования, 2022, № 4, стр. 65-69

ВВЕДЕНИЕ

Аморфные сплавы на основе системы Al–ПМ–РЗМ проявляют высокие прочностные свойства в сочетании с хорошей пластичностью и относительно низким удельным весом сплава [1, 2]. Повышение механических характеристик этих сплавов возможно за счет формирования аморфно-нанокристаллической структуры [3–5], которая, как правило, представлена нанокристаллами Al, окруженными аморфной матрицей. Прочностные характеристики наноструктурированных алюминиевых аморфных сплавов практически в 1.5 раза выше, чем для аморфных сплавов [6] и более чем в два раза превышают предел прочности высокопрочных промышленных сплавов Al [7, 8]. Наиболее распространенным способом получения нанокомпозитной структуры в аморфных сплавах является частичная кристаллизация аморфной матрицы при различных внешних воздействиях (термическом, деформационном, облучением нейтронами или электронами) [2, 3, 7, 9]. При этом установление условий образования аморфно-нанокристаллической структуры в сплавах, ее стабильности и эволюции в процессе дальнейшей обработки являются актуальными вопросами. Следует также отметить, что химический состав и структура нанокристаллов в результате различных способов их синтеза из аморфных сплавов могут отличаться [3].

В цели работы входило провести сравнительные исследования процессов кристаллизации быстрозакаленных лент Al₉₀Y₁₀ и Al₈₇Ni₈Y₅ при термическом и деформационном воздействиях методами дифференциальной сканирующей калориметрии и рентгеноструктурного анализа

МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

Быстрозакаленные ленты Al₉₀Y₁₀ и Al₈₇Ni₈Y₅ были получены в Институте металлофизики им. Г.В. Курдюмова НАН Украины методом спиннингования ограниченной струи расплава на быстровращающийся медный диск в защитной атмосфере гелия. Температура расплавов перед закалкой составляла 950–1000°С. Скорость вращения диска – 1500 об./мин. Толщина быстрозакаленных лент длинной несколько метров составляла 35–55 мкм, ширина ~11 мм. Интенсивную пластическую деформацию кручением (ИПДК) проводили в наковальнях Бриджмена из стали ШХ15 по методике, описанной в работе [10], при комнатной температуре и давлении 3ГПа с вращением нижней наковальни от 0 до 12 оборотов. Скорость вращения нижней наковальни Бриджмена составляла 1 об./мин.

Исследование процессов кристаллизации быстрозакаленных лент Al₉₀Y₁₀ и Al₈₇Ni₈Y₅ проводили методами дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК) на калориметре Perkin Elmer Diamond DSC и рентгеноструктурного анализа на дифрактометре D8 Advance (Bruker AXS). Калориметрические измерения проводили в интервале температур от 50 до 600°С со скоростью нагрева 10°С/мин в атмосфере аргона. Для обработки термограмм использовали пакет программ, входящий в состав калориметра.

Рентгеновский дифракционный анализ структуры проводили на θ–θ дифрактометре D8 Advance (Bruker AXS) в геометрии параллельного пучка с CuK_α излучением, параболическим зеркалом Гёбеля (60 мм) на первичном пучке и полупроводниковым Si(Li) детектором Sol-XE. Структурно-фазовые превращения при нагреве (10°С/мин) in-situ исследовали с использованием высокотемпературной камеры HTK1200 Anton Paar и высокоскоростного детектора Vantec-1. Уточнение структуры на основе дифракционных данных выполнено с использованием TOPAS 4.2.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

По данным рентгеноструктурного анализа, как контактная, так и свободная стороны исходной быстрозакаленной ленты Al₉₀Y₁₀ характеризуются аморфно кристаллической структурой (рис. 1а). На рентгенограммах на фоне аморфного гало присутствуют пики кристаллических фаз, твердого раствора на основе α-Al(Y) и Al₄Y. Исходное состояние быстрозакаленной ленты Al₈₇Ni₈Y₅ рентгеноаморфное (рис. 1б).

Рис. 1.

Рентгенограммы быстрозакаленных лент Al₉₀Y₁₀ (а), Al₈₇Ni₈Y₅ (б) (штрихи – диаграммы соответствующих фаз: ⚫ – α-Al, ♦ – Al₄Y).

Исследования методом дифференциальной сканирующей калориметрии показали, что кристаллизация исследованных лент при непрерывном нагреве носит многостадийный характер. Кристаллизация быстрозакаленной ленты Al₉₀Y₁₀ сопровождается 4 экзотермическими эффектами, а Al₈₇Ni₈Y₅ – 3 пиками тепловыделения (рис. 2). Температуры начала каждой стадии кристаллизации быстрозакаленных лент приведены в табл. 1.

Рис. 2.

Термограммы нагрева быстрозакаленных лент Al₉₀Y₁₀ (а), Al₈₇Ni₈Y₅ (б).

Наблюдаемый многоступенчатый характер перехода аморфных структур в кристаллическое состояние является типичным практически для всех аморфных сплавов системы Al-ПМ-РЗМ [11, 12]. Как следует из результатов калориметрических исследований, термическая устойчивость аморфных фаз в исследованных сплавах зависит от их химического состава. Наибольшей термической стабильностью обладает быстрозакаленная лента Al₈₇Ni₈Y₅. Как видно из представленных на рис. 2 термограмм, все стадии кристаллизации лент хорошо отделены друг от друга. В этом случае для определения последовательности образования кристаллических фаз на каждой стадии были проведены отжиги лент при температурах, соответствующих завершению каждой стадии кристаллизации. Рентгенограммы лент, отожженных при различных температурах, представлены на рис. 3.

Рис. 3.

Рентгенограммы быстрозакаленных лент Al₉₀Y₁₀ (а) и Al₈₇Ni₈Y₅ (б), отожженных при различных температурах (штрихи – диаграммы соответсвующих фаз: ⚫ – α-Al, ♦ – Al₄Y, ▲ – Al₃Y, ■ – Al₁₉Ni₅Y₃).

Согласно полученным результатам, кристаллизация быстрозакаленной ленты Al₉₀Y₁₀ протекает с выделением на первом этапе из аморфной матрицы кристаллов пересыщенного твердого раствора на основе α-Al с параметром решетки 4.0650 Å (рис. 3а). Следующая стадия кристаллизации соответствует эвтектической кристаллизации α-Al и метастабильной фазы Al₄Y (а = 4.2064 Å и с = = 9.6960 Å). На рентгенограмме ленты после отжига при температуре 280°С присутствуют пики, соответствующие кристаллам α-Al и Al₄Y, аморфная фаза отсутствует (рис. 3а). После завершения третьей стадии кристаллизации вид рентгенограмм не меняется. При этом наблюдается уменьшение параметра решетки твердого раствора на основе Al до 4.0502 Å. Полученное значение параметра решетки α-Al(Y) становится близким к значениям параметра решетки равновесного Al [13]. Таким образом, можно предположить, что на третьей стадии кристаллизации происходит распад пересыщенного твердого раствора α-Al(Y)_пер. с выделением Al₄Y. При последующем нагреве выше 375°С (температуры начала последней стадии кристаллизации) наблюдается распад метастабильной фазы Al₄Y с образованием равновесного интерметаллида Al₃Y (a = 6.1861 Å, b = 21.0440 Å). Таким образом, при непрерывном нагреве кристаллизация бастрозакаленной ленты Al₉₀Y₁₀ протекает по следующему механизму: ам. фаза → ам. фаза' + α-Al_пер → α-Al_пер + (α-Al + Al₄Y)_эвт → α-Al + + Al₄Y → α-Al + Al₃Y.

Для сплава тройной системы Al₈₇Ni₈Y₅ при непрерывном нагреве кристаллизация быстрозакаленных лент также начинается по первичному механизму и протекает в три стадии, температуры которых представлены в табл. 1. Как следует из результатов рентгеноструктурного анализа лент, отожженных при различных температурах, на первой стадии происходит выделение кристаллов пересыщенного твердого раствора на основе α-Al с параметром решетки 4.0609 Å (рис. 3б). Вторая стадия соответствует эвтектической кристаллизации твердого раствора на основе α-Al и орторомбического соединения Al₁₉Ni₅Y₃ с параметрами решетки а = 4.0632 Å, b = 15.960 Å, с = 26.990 Å. Следующая стадия кристаллизации сопровождается распадом α-Al_пер при этом параметр решетки твердого раствора на основе Al значительно уменьшается (до 4.0559 Å). Таким образом, кристаллизация быстрозакаленных лент Al₈₇Ni₈Y₅ при непрерывном нагреве протекает по следующему механизму: ам. фаза → ам. фаза' + α-Al_пер → → α-Al_пер + (α-Al + Al₁₉Ni₅Y₃)_эвт → α-Al + Al₁₉Ni₅Y₃.

На рис. 4 представлены рентгенограммы быстрозакаленных лент Al₉₀Y₁₀ и Al₈₇Ni₈Y₅ после интенсивной пластической деформации кручением. Для быстрозакаленной ленты Al₉₀Y₁₀ в условиях небольших деформаций кручением со степенью деформации до ε = 3.3 (до 1/4 оборота) наблюдается измельчение присутствующих в аморфно-кристаллической ленте фаз (твердого раствора на основе α-Al и Al₄Y) (рис. 4а). При ε = 4, соответствующей 1/2 оборота, пики, соответствующие Al₄Y, уменьшаются и сглаживаются с аморфным гало. Дальнейшее увеличение степени деформации сопровождается ростом кристаллов Al₄Y при ε = 4.7 (после 1 оборота) и формированием кристаллов Al₂Y при ε = 6 (после 4 оборотов) (рис. 4а). При этом в деформированных образцах сохраняется определенная доля аморфной фазы. При последующем нагреве деформированных образцов, степень деформации которых не превышает ε = 4.7 (до 1 оборота), наблюдается незначительное повышение термической стабильности аморфной матрицы, а характер ее кристаллизации совпадает с кристаллизацией исходной ленты при непрерывном нагреве. Кристаллизация деформированных образцов с ε > 4.7 характеризуется двумя экзотермическими эффектами. При этом первая стадия сопровождается ростом сформированных под действием интенсивной пластической деформации кручением кристаллических фаз α-Al, Al₄Y и распадом Al₂Y при температуре 250°С. На второй стадии наблюдается распад метастабильной фазы Al₄Y с образованием равновесного интерметаллида Al₃Y.

Рис. 4.

Рентгенограммы быстрозакаленных лент Al₉₀Y₁₀ (а) и Al₈₇Ni₈Y₅ (б) после интенсивной пластической деформации кручением при 3 ГПа, n – число оборотов (штрихи – диаграммы соответствующих фаз: ⚫ – α-Al, ♦ – Al₄Y, ■ – Al₂Y).

Под воздействием интенсивной пластической деформации кручением аморфная лента Al₈₇Ni₈Y₅ начинает кристаллизоваться при ε = 4.3 (после 1 оборота) с выделением кристаллов твердого раствора α-Al. Дальнейшее увеличение степени деформации до ε = 7.5 (до 8 оборотов) сопровождается только незначительным увеличением доли твердого раствора на основе Al (рис. 4б). Последующий нагрев деформированных образцов показал, что при небольших степенях деформации до ε = 4.3 (до 1 оборота) характер кристаллизации совпадает с кристаллизацией исходной аморфной ленты при непрерывном нагреве. Однако с повышением степени деформации наблюдается снижение температуры образования Al₁₉Ni₅Y₃ из аморфной матрицы до 330°С. Для деформированных образцов с ε > 4.3 (более 1 оборота) кристаллизация при термическом воздействии начинается с образования по эвтектическому механизму α-Al и Al₁₉Ni₅Y₃. Таким образом, полученные данные показывают, что при интенсивной пластической деформации кручением быстрозакаленных лент исследованных сплавов при увеличении числа оборотов наблюдается изменение их структурно-фазового состояния. При этом полной кристаллизации быстрозакаленных лент при выбранных условиях интенсивной пластической деформации кручением (давлении 3 ГПа с вращением от 0 до 12 оборотов) не наблюдается.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Впервые проведены сравнительные исследования кристаллизации быстрозакаленных лент Al₉₀Y₁₀ и Al₈₇Ni₈Y₅ при термическом и деформационном воздействиях. Показано, что в условиях непрерывного нагрева кристаллизация быстрозакаленных лент Al₉₀Y₁₀ и Al₈₇Ni₈Y₅ начинается по первичному механизму с выделения пересыщенного твердого раствора на основе α-Al, который распадается при более высоких температурах. При этом для ленты Al₉₀Y₁₀ при последующем нагреве переход в кристаллическое состояние протекает через промежуточную стадию с образованием метастабильной фазы Al₄Y.

Установлено, что при интенсивной пластической деформации кручением при давлении 3 ГПа с вращением от 0 до 12 оборотов полной кристаллизации быстрозакаленных лент не происходит. Кристаллизация лент Al₉₀Y₁₀, инициируемая деформацией, протекает с образованием метастабильных фаз Al₄Y (после 1 оборота) и Al₂Y (после 4 оборотов), причем формирование последней не наблюдается в процессе непрерывного нагрева исходной ленты. Кристаллизация лент Al₈₇Ni₈Y₅, инициируемая деформацией, протекает с образование кристаллов α-Al после 1 оборота.