Влияние частичной замены никеля кобальтом на термическую устойчивость аморфных и нанокомпозитных структур в сплавах Al86(Ni,Co)8Gd6
Методами измерения электрического сопротивления и рентгенографии исследованы кинетика и механизмы первой стадии кристаллизации аморфных сплавов Al85Ni6Co1.9Gd5.4Si1.7 и Al85.5Ni1.8Co6Gd5.9Si0.8 и определены структурные параметры частично закристаллизованных образцов. Несмотря на то, что в обоих спла...
Saved in:
| Date: | 2009 |
|---|---|
| Main Authors: | , , , , , , |
| Format: | Article |
| Language: | Russian |
| Published: |
Донецький фізико-технічний інститут ім. О.О. Галкіна НАН України
2009
|
| Online Access: | https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/5980 |
| Tags: |
Add Tag
No Tags, Be the first to tag this record!
|
| Journal Title: | Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| Cite this: | Влияние частичной замены никеля кобальтом на термическую устойчивость аморфных и нанокомпозитных структур в сплавах Al86(Ni,Co)8Gd6 / В.В. Попов, С.Г. Рассолов, В.И. Ткач, В.В. Маслов, В.В. Максимов, В.К. Носенко, А.Г. Петренко // Физика и техника высоких давлений. — 2009. — Т. 19, № 2. — С. 76-87. — Бібліогр.: 17 назв. — рос. |
Institution
Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine| _version_ | 1860236581681496064 |
|---|---|
| author | Попов, В.В. Рассолов, С.Г. Ткач, В.И. Маслов, В.В. Максимов, В.В. Носенко, В.К. Петренко, А.Г. |
| author_facet | Попов, В.В. Рассолов, С.Г. Ткач, В.И. Маслов, В.В. Максимов, В.В. Носенко, В.К. Петренко, А.Г. |
| citation_txt | Влияние частичной замены никеля кобальтом на термическую устойчивость аморфных и нанокомпозитных структур в сплавах Al86(Ni,Co)8Gd6 / В.В. Попов, С.Г. Рассолов, В.И. Ткач, В.В. Маслов, В.В. Максимов, В.К. Носенко, А.Г. Петренко // Физика и техника высоких давлений. — 2009. — Т. 19, № 2. — С. 76-87. — Бібліогр.: 17 назв. — рос. |
| collection | DSpace DC |
| description | Методами измерения электрического сопротивления и рентгенографии исследованы кинетика и механизмы первой стадии кристаллизации аморфных сплавов Al85Ni6Co1.9Gd5.4Si1.7 и Al85.5Ni1.8Co6Gd5.9Si0.8 и определены структурные параметры частично закристаллизованных образцов. Несмотря на то, что в обоих сплавах формируются нанокомпозитные структуры (нанокристаллы Al + остаточная аморфная матрица), частичная замена никеля кобальтом приводит к существенному повышению термической устойчивости (ТУ). Это обусловлено изменением механизма нанокристаллизации от контролируемого первичным ростом нанокристаллов Al к контролируемому нестационарным зарождением с возрастающей скоростью.
Методами вимірювання електричного опору і рентгенографії досліджено кінетику і механізми першої стадії кристалізації аморфних сплавів Al85Ni6Co1.9Gd5.4Si1.7 і Al85.5Ni1.8Co6Gd5.9Si0.8 і визначено структурні параметри частково закристалізованих зразків. Незважаючи на те, що в обох сплавах формуються нанокомпозитні структури (нанокристали Al + залишкова аморфна матриця), часткова заміна нікелю кобальтом призводить до суттєвого підвищення термічної стійкості (ТС). Це зумовлено зміною механізму нанокристалізації від контрольованого первинним зростанням нанокристалів Al до контрольованого нестаціонарним зародженням із зростаючою швидкістю.
Thermal stability, kinetics and mechanisms of the first crystallization stage of amorphous Al85Ni6Co1.9Gd5.4Si1.7 and Al85.5Ni1.8Co6Gd5.9Si0.8 alloys at a constant rate heating as well as under isothermal conditions have been studied by the electrical resistance measurements; the structural parameters of the partially crystallized samples have been determined by the X-ray diffraction method. Despite the nanocomposite structures (Alnanocrystals + residual amorphous matrix) formed in both alloys, the partial replacement of Ni with Co results in enhanced thermal stability caused by changing the nanocrystallization mechanism from the primary growth-controlled to the governed by the transient nucleation with increasing rate.
|
| first_indexed | 2025-12-07T18:24:54Z |
| format | Article |
| fulltext |
Физика и техника высоких давлений 2009, том 19, № 2
76
PACS: 61.43.Dq, 61.46.+w, 68.60.Dv, 81.07.Bc, 81.40.Ef
В.В. Попов1, С.Г. Рассолов1, В.И. Ткач1, В.В. Маслов2,
В.В. Максимов1, В.К. Носенко2, А.Г. Петренко3
ВЛИЯНИЕ ЧАСТИЧНОЙ ЗАМЕНЫ НИКЕЛЯ КОБАЛЬТОМ
НА ТЕРМИЧЕСКУЮ УСТОЙЧИВОСТЬ АМОРФНЫХ
И НАНОКОМПОЗИТНЫХ СТРУКТУР В СПЛАВАХ Al86(Ni,Co)8Gd6
1Донецкий физико-технический институт им. А.А. Галкина НАН Украины
ул. Р. Люксембург, 72, г. Донецк, 83114, Украина
2Институт металлофизики им. Г.В. Курдюмова НАН Украины
пр. Вернадского, 36, г. Киев, 03142, Украина
3Донецкий национальный университет
пр. Театральный, 13, г. Донецк, 83055, Украина
Методами измерения электрического сопротивления и рентгенографии исследова-
ны кинетика и механизмы первой стадии кристаллизации аморфных сплавов
Al85Ni6Co1.9Gd5.4Si1.7 и Al85.5Ni1.8Co6Gd5.9Si0.8 и определены структурные пара-
метры частично закристаллизованных образцов. Несмотря на то, что в обоих
сплавах формируются нанокомпозитные структуры (нанокристаллы Al + оста-
точная аморфная матрица), частичная замена никеля кобальтом приводит к су-
щественному повышению термической устойчивости (ТУ). Это обусловлено изме-
нением механизма нанокристаллизации от контролируемого первичным ростом
нанокристаллов Al к контролируемому нестационарным зарождением с возрас-
тающей скоростью.
1. Введение
Кристаллизация открытых в конце прошлого века аморфных сплавов на
основе алюминия, легированных переходными и редкоземельными метал-
лами (Al-ПМ-РЗМ) [1], является объектом многочисленных исследований,
поскольку прочностные характеристики нанокомпозитных структур (нано-
кристаллы Al, диспергированные в аморфной матрице), формирующихся в
частично закристаллизованных сплавах (σb ≥ 1500 MPa [2]), более чем в два
раза превышают предел прочности высокопрочных промышленных Al-
сплавов [3]. Высокий уровень прочностных свойств в сочетании с малым
удельным весом важен прежде всего для конструкционных материалов, од-
нако до настоящего времени максимальная толщина образцов алюминиевых
Физика и техника высоких давлений 2009, том 19, № 2
77
сплавов, которые были получены в аморфном состоянии, не превышает
1 mm [4]. Вследствие этого наиболее реальным путем практического ис-
пользования высокопрочных сплавов на основе Al с нанокомпозитными
структурами является консолидация методами интенсивной пластической
деформации дисперсных материалов с аморфной структурой, полученных
закалкой из жидкого состояния в форме лент, чешуек или порошков. Оче-
видно, что для реализации такого процесса, принципиальная возможность
которого показана в работах [5,6], исключительно важен выбор температур-
ного режима, при котором полная консолидация образцов не приводила бы к
распаду термодинамически неравновесных нанокомпозитных структур. Из
сказанного следует, что наиболее перспективными с этой точки зрения яв-
ляются аморфные сплавы с высокой термической устойчивостью и относи-
тельно широкими температурными интервалами существования нанокомпо-
зитных структур.
Известно, что ТУ аморфных фаз существенно зависит от их химического
состава. Как было недавно показано для группы новых аморфных сплавов
Al86(Ni,Co)8(Gd,Y,Tb)6 [7], наиболее значительное повышение температуры
начала кристаллизации (на 75 K) наблюдалось при частичной замене никеля
кобальтом. Недавно аналогичный эффект обнаружен в аморфных сплавах
Al87Ni7Nd6 и Al87Ni5Co2Nd6 [8], и возрастание ТУ авторы данной работы
объяснили сменой механизма первой стадии кристаллизации от первичного
(формирование нанокристаллов Al) к эвтектическому соответственно. Одна-
ко обоснованность такого утверждения представляется сомнительной, по-
скольку в работе отсутствуют результаты кинетического и микроструктур-
ного анализов. Учитывая, что ТУ является важной с фундаментальной и
практической точек зрения характеристикой аморфных сплавов, в настоя-
щей работе были проведены сравнительные исследования кинетики и меха-
низма формирования нанофазных композитов в аморфных сплавах
Al86Ni6Co2Gd6 и Al86Ni2Co6Gd6, обозначенных в работе [7] соответственно
AG-1 и AG-2.
2. Методика эксперимента
Исходные сплавы выплавляли из химически чистых компонентов (Al
(99.99 wt.%), Gd (99.9 wt.%), Ni (99.96 wt.%) и Co (99.96 wt.%)) в дуговой
печи в атмосфере очищенного аргона. Температуры ликвидус TL сплавов
определяли из термограмм, полученных компьютерной регистрацией сигна-
ла скоростного пирометра IMPAC-4 в процессе нагрева и расплавления об-
разцов. Для AG-1 и AG-2 TL составляла соответственно 1162 и 1105 K.
Закалку из жидкого состояния осуществляли методом спиннингования
ограниченной струи расплава через кварцевое сопло на медный закалочный
валок в защитной атмосфере гелия при давлении эжекции 25 kPa. Темпера-
тура эжекции составляла 1223 K, линейная скорость вращения диска – 25 m/s.
Полученные ленты шириной 15 mm были пластичными при толщине 38 ± 2
Физика и техника высоких давлений 2009, том 19, № 2
78
(AG-1) и 49 ± 2 μm (AG-2) и выдерживали изгиб по нулевому радиусу. Од-
нако их химический состав по данным рентгеновского флюоресцентного
анализа вследствие взаимодействия расплавов с материалом сопла изменился
по сравнению с номинальным до составов Al85Ni6Co1.9Gd5.4Si1.7 (для AG-1)
и Al85.5Ni1.8Co6Gd5.9Si0.8 (AG-2) при сохранившемся соотношении концен-
траций Ni и Co. По этой причине в настоящей работе для данных сплавов
были сохранены принятые ранее в [7] обозначения.
Структуру свежеприготовленных (исходных) и термообработанных лент
исследовали методами рентгеноструктурного анализа [9] по дифракцион-
ным картинам, полученным на стандартном автоматизированном дифракто-
метре ДРОН-3М в Co Kα-излучении. ТУ формирующихся метастабильных
структурно-фазовых состояний и кинетику кристаллизации изучали по дан-
ным измерений электросопротивления R при нагреве с постоянными скоро-
стями, а также в процессе изотермических выдержек при различных темпе-
ратурах. Для измерений R использовали четырехточечный потенциометри-
ческий метод с автоматической регистрацией падения напряжения при двух
направлениях постоянного тока. Микротвердость Hμ образцов измеряли на
приборе ПМТ-3 под нагрузкой 0.29 N (30 g) с погрешностью ≤ 1.5%.
3. Экспериментальные результаты и их обсуждение
Как следует из приведенных на рис. 1 данных, процесс перехода от
аморфного к полностью закристаллизованному состоянию в сплавах с раз-
личным содержанием Ni и Co существенно отличается. Для сплава AG-1 ха-
рактерным является наличие трех разделенных по температурной шкале ста-
дий (температура начала кристаллизации Tons при скорости нагрева 5 K/min
составляет 470 ± 1 K, а значение Tons/TL = 0.407), тогда как в аморфном сплаве
300 400 500 600 700
3.0
3.5
4.0
4.5
5.0
dR
/d
T,
a
rb
. u
ni
ts
H
μ,
G
Pa
T, K
300 400 500 600 700
3.5
4.0
4.5
5.0
dR
/d
T,
a
rb
. u
ni
ts
H
μ,
G
Pa
T, K
а б
Рис. 1. Изменения электросопротивления dR/dT и микротвердости Hμ образцов
аморфных сплавов AG-1 (a) и AG-2 (б) при нагреве со скоростью 5 K/min до раз-
личных температур
Физика и техника высоких давлений 2009, том 19, № 2
79
AG-2 с 6 at.% Co кристаллизация начи-
нается при более высокой температуре
(548 ± 1 K, Тons/TL = 0.496) и, в отличие
от AG-1, происходит двухстадийно.
Абсолютные значения Tons и значения
Tons/TL указывают на более высокий
уровень ТУ сплава AG-2. При этом, как
видно из рис. 1, характер изменения
микротвердости с увеличением темпе-
ратуры отжига для обоих сплавов име-
ет немонотонный характер: значения
Hμ возрастают от 3500 MPa (AG-1) и
3790 MPa (AG-2) до максимальных
значений 4860 и 4810 MPa соответст-
венно с последующим снижением на
завершающей стадии кристаллизации.
Как показывают результаты рент-
генографических исследований (рис. 2),
повышение микротвердости частично закристаллизованных сплавов обу-
словлено в основном формированием в аморфной матрице наномасштабных
кристаллов Al. С помощью специально разработанной программы были вы-
делены вклады от кристаллической и аморфной фаз в представленные на
рис. 2 профили кривых рассеяния рентгеновских лучей.
По соотношению площадей аморфного гало Aa и рефлексов (111) и (200)
ГЦК-Al Ac были оценены относительные количества кристаллических фаз Х [10]:
( )
2
2 21
c c
c a c a
A X f
A A X f X f
〈 〉
=
+ 〈 〉 + − 〈 〉
, (1)
где f – средние факторы рассеяния аморфной матрицы и кристаллической
фазы. По полуширине рефлексов (111) и (200) и соотношению Селякова–
Шеррера [9] были рассчитаны средние размеры L кристаллитов Al, и по
этим данным была оценена их объемная плотность N, которая составила
6X/πL3. Расчеты показали, что размеры кристаллов Al, сформированных на
первой стадии кристаллизации аморфных сплавов AG-1 и AG-2 при нагреве
со скоростью 5 K/min, составили 15.6 и 13.0 nm, объемные доли 0.44 и 0.22,
плотности 2.4·1023 и 1.1·1023 m–3 соответственно, что типично для наноком-
позитных структур, формирующихся в аморфных сплавах Al-ПМ-РЗМ [11].
Несмотря на достаточно близкие значения структурных параметров на-
нофазных композитов, образующихся в аморфных сплавах AG-1 и AG-2,
кинетика их формирования и, судя по всему, фазовый состав отличаются.
Действительно, как видно из рис. 1, скорость нанокристаллизации в первом
сплаве возрастает с температурой постепенно, в то время как в сплаве AG-2
30 40 50 60 70
In
te
ns
ity
, a
rb
. u
ni
ts
2θ, deg
2
1
Рис. 2. Дифрактограммы аморфных
сплавов AG-1 (1) и AG-2 (2), нагретых
до температур окончания первой ста-
дии кристаллизации 573 и 590 K соот-
ветственно
Физика и техника высоких давлений 2009, том 19, № 2
80
максимум скорости превращения до-
стигается в очень узком температур-
ном интервале. На рентгенограмме
частично закристаллизованного об-
разца этого сплава, кроме линий Al,
наблюдаются несколько дополни-
тельных слабых рефлексов (рис. 2).
Отмеченные отличия могут быть
связаны с механизмами процесса
формирования наноструктур, однако
более определенные выводы можно
сделать лишь на основании анализа
кинетики процесса нанокристаллиза-
ции в изотермических условиях. Для
этого были проведены измерения R
образцов лент аморфных сплавов AG-1
и AG-2 в диапазонах температур 450–
593 K и 531–562 K соответственно в
течение 5 h или до завершения первой
стадии кристаллизации. Экспериментально измеренные зависимости R(t)
нормировались на рентгенографически определенные значения доли закри-
сталлизованного объема в отожженных образцах. Примеры полученных та-
ким образом кинетических кривых нанокристаллизации Х(t) для нескольких
температур отжига показаны на рис. 3.
Как следует из рис. 3, характер кинетических кривых, характеризующих
процесс нанокристаллизации в аморфных сплавах AG-1 и AG-2, существенно
отличается. Если в сплаве AG-1 доля нанокристаллической фазы возрастает
со временем по кривым с насыщением, то в аморфном сплаве AG-2 кривые
X(t), показанные светлыми символами, имеют сигмоидальную форму. Следу-
ет отметить, что первый тип зависимости X(t) является характерным для на-
нокристаллизации большинства аморфных сплавов на основе Al [12], тогда
как второй типичен для кристаллизации широкого круга аморфных сплавов с
образованием существенно более крупных (~ 1 μm) кристаллитов [13].
Анализ процесса нанокристаллизации с использованием эксперименталь-
но полученных зависимостей X(t) проводили в рамках обобщенного класси-
ческого уравнения кинетики кристаллизации Колмогорова–Джонсона–Мэ-
ла–Аврами (КДМА) [14]:
( ) 1 exp ( )nX t kt⎡ ⎤= − −⎣ ⎦ , (2)
где k – кинетическая константа, а значение показателя Аврами n определяется
механизмом кристаллизации. Значения п находили по наклону эксперимен-
тальных кинетических кривых X(t), перестроенных в так называемых коорди-
натах Аврами (ln[–ln(1 – Х)] от ln(t)), примеры которых представлены на рис. 4.
0 5 10 15
0.00
0.05
0.10
0.15
0.20
0.25
X
t, 103 s
Рис. 3. Изотермические кинетические
кривые первых стадий кристаллизации
аморфных сплавов AG-1 (темные сим-
волы) и AG-2 (светлые символы) при
температурах T, K: ■ – 463, ● – 491, □
– 531 и ○ – 540
Физика и техника высоких давлений 2009, том 19, № 2
81
2 4 6 8 10
–8
–7
–6
–5
–4
–3
–2
ln
(–
ln
(1
–X
))
lnt, s
2 4 6 8 10
–8
–7
–6
–5
–4
–3
–2
–1
ln
(–
ln
(1
–X
))
lnt, s
а б
Рис. 4. Графики Аврами изотермической кристаллизации аморфных сплавов AG-1
(a) и AG-2 (б) при различных температурах T, K: a: ○ – 463, Δ – 470, □ – 491; б: ○ –
531, □ – 540, Δ – 562. Показатели Аврами определялись по наклону линейных ап-
проксимаций начальных участков кривых
Из приведенных на нем данных видно, что полученные зависимости суще-
ственно нелинейны и, несмотря на значительное различие формы кинети-
ческих кривых для сплавов AG-1 и AG-2 (рис. 3), характер графиков Авра-
ми для них аналогичен. Следует отметить, что подобными зависимостями с
уменьшающимся наклоном характеризуется кинетика первой стадии пре-
вращения и других аморфных сплавов на основе Al [12]. Снижение показа-
теля Аврами свидетельствует о торможении кристаллизации, основной
причиной которого считается [12] уменьшение скорости роста нанокри-
сталлов Al, обусловленное формированием вокруг каждого из них оболо-
чек (диффузионных зон), обогащенных атомами легирующих элементов,
что затрудняет диффузию атомов Al к растущему нанокристаллу. Однако
этот эффект торможения роста, который не учитывается в модели КДМА
(уравнение (2)), проявляется лишь на более поздних этапах формирования
нанокомпозитных структур, в то время как оценка значений n на началь-
ных этапах позволяет судить о возможных механизмах первой стадии кри-
сталлизации аморфных фаз.
В частности, значение n = 2.6, которое характеризует кристаллизацию
аморфного сплава AG-1 при температуре 463 K (рис. 4,а), близко к теорети-
ческому значению n = 2.5, которое соответствует механизму превращения,
происходящего путем стационарного зарождения и трехмерного роста кри-
сталлов, контролируемого объемной диффузией [13]. Это согласуется с ре-
зультатами рентгенографических исследований частично закристаллизован-
ного образца указанного сплава (см. рис. 2) и применительно к аморфным
сплавам характеризует так называемый первичный (преимущественный) тип
кристаллизации [15].
Физика и техника высоких давлений 2009, том 19, № 2
82
При повышении температуры от-
жига показатель Аврами начальных
стадий кристаллизации аморфного
сплава AG-1 существенно снижается
(рис. 4,а), что свидетельствует о до-
минировании процесса роста нано-
кристаллов [14], а при температурах
отжига выше 500 K становится суще-
ственно ниже единицы (рис. 5). Рент-
генографические исследования струк-
туры образцов, отожженных в диапа-
зоне температур 490–530 K, показали,
что доля кристаллической фазы в них
составляет 0.38–0.48, а средние раз-
меры нанокристаллов – 14 ± 1 nm. Это
обстоятельство дает основания пред-
положить, что низкие (< 1) значения n
начальных стадий нанокристаллиза-
ции сплава AG-1 при повышенных температурах отжига обусловлены доми-
нирующей ролью процесса роста.
Наиболее вероятная причина наблюдаемых изменений заключается в том,
что вклад процесса зарождения в кинетику превращения проявляется лишь
на начальных стадиях, поскольку обогащение аморфной матрицы легирую-
щими элементами, которые вытесняются растущими нанокристаллами, рез-
ко снижает вероятность образования зародышей чистого Al. Это предполо-
жение согласуется с результатами работы [11], авторы которой эксперимен-
тально наблюдали, что зарождение кристаллов Al в аморфном сплаве
Al85Ni5Co2Y8 происходит лишь в очень узком диапазоне температур на на-
чальных этапах нанокристаллизации, а основной вклад в превращение вно-
сит процесс роста. По всей видимости, по мере повышения температуры от-
жига аморфного сплава AG-1 зарождение новых центров в нем успевает за-
вершиться в процессе прогрева.
Качественно иную картину начальных этапов процесса нанокристаллиза-
ции наблюдали в аморфном сплаве AG-2. Как следует из данных, представ-
ленных на рис. 4,б и 5, значения показателя Аврами для начальных стадий
превращения существенно выше, чем для сплава AG-1 и немонотонно зави-
сят от температуры отжига. Значения n > 4 в литературе [14] интерпретиру-
ются как превращение, контролируемое диффузией на границе раздела и
происходящее с возрастающей скоростью зарождения. Аналогичный про-
цесс наблюдался при кристаллизации аморфного сплава Al89La6Ni5 [15], а
также металлических стекол на основе Fe [16]. По-видимому, и в рассматри-
ваемом нами случае возрастание скорости зарождения в сплаве AG-2 обу-
словлено, согласно [13], установлением в аморфной фазе равновесного для
460 480 500 520 540 560
0
2
4
6
8
10
n
Tann, K
Рис. 5. Изменения показателя Аврами
начальных стадий нанокристаллиза-
ции аморфных сплавов AG-1 (○) и
AG-2 (●) в зависимости от температу-
ры отжига
Физика и техника высоких давлений 2009, том 19, № 2
83
данной температуры распределения гетерофазных флуктуаций, превращаю-
щихся в критические зародыши Al.
По мнению авторов работы [15], как и цитированной выше работы [8],
кристаллизация исследовавшихся в них аморфных сплавов соответственно
Al89La6Ni5 и Al87Ni5Co2Nd6 происходит по эвтектическому механизму. Этот
вывод в определенной степени является дискуссионным, поскольку базиру-
ется только на многофазности (Al + интерметаллиды) закристаллизованных
образцов, хотя микроструктурные доказательства совместного (кооператив-
ного) роста кристаллов различных фаз в этих работах отсутствуют. Кроме
того, кристаллизация металлических стекол по эвтектическому механизму
приводит обычно к полному переходу аморфной фазы в кристаллическое
состояние [14,16], в то время как из экспериментальных данных (см. рис. 2)
следует, что после первой стадии кристаллизации аморфного сплава AG-2 в
его структуре остается достаточно большое количество аморфной фазы. Это
дает основание предположить, что формирование нанокристаллов Al и ин-
терметаллической фазы на первой стадии кристаллизации аморфного сплава
AG-2 происходит раздельно.
Для проверки данного предположения были проведены рентгенодифракци-
онные исследования образца этого сплава, нагретого до температуры примерно
на 20 K ниже температуры окончания первой стадии превращения (рис. 6). Из
сопоставления представленной на нем дифракционной картины с приведенной
на рис. 2,б видно, что относительная интенсивность рефлексов интерметалли-
ческой фазы заметно меньше по сравнению с рефлексами Al. Поскольку в про-
цессе эвтектической кристаллизации
соотношение интенсивностей линий
фаз должно сохраняться неизменным,
из представленных на рис. 2,б и 6 ре-
зультатов следует, что на начальном
этапе нанокристаллизации аморфного
сплава AG-2 доминирует процесс фор-
мирования нанокристаллов Al. На раз-
дельный характер образования кри-
сталлов Al и интерметаллической фазы
в аморфном сплаве AG-2 при непре-
рывном нагреве указывает также на-
блюдаемое при увеличении скорости
нагрева расщепление максимума на про-
изводной dR/dT, характеризующей ско-
рость превращения (вставка на рис. 6).
Кроме того, рентгенографические
исследования образцов, кинетические
кривые кристаллизации которых при-
ведены на рис. 3, показали, что образцы
30 40 50 60 70
540 560 580
In
te
ns
ity
, a
rb
. u
ni
ts
2θ, deg
dR
/d
T,
a
rb
. u
ni
ts
T, K
Рис. 6. Дифрактограмма аморфного
сплава AG-2 после нагрева до 570 K со
скоростью 5 K/min. Вставка: измене-
ния производной электросопротивле-
ния, измеренного при скоростях на-
грева 5 (штриховая линия) и 40 K/min
(сплошная)
Физика и техника высоких давлений 2009, том 19, № 2
84
аморфных сплавов AG-1 и AG-2, частично закристаллизованные в изотермиче-
ских условиях в диапазонах температур соответственно 470–530 и 531–562 K,
имели двухфазную нанокомпозитную структуру, состоящую из нанокристал-
лов Al и остаточной аморфной матрицы. Этот факт также подтверждает право-
мерность сделанных на основании анализа кинетических данных выводов от-
носительно того, что, несмотря на разное количество стадий превращения из
аморфного в кристаллическое состояние, первая стадия нанокристаллизации в
сплавах AG-1 и AG-2 происходит с образованием нанокристаллов Al.
Таким образом, на основании результатов проведенных исследований
можно полагать, что процессы первой стадии кристаллизации аморфных
сплавов Al85Ni6Co1.9Gd5.4Si1.7 и Al85.5Ni1.8Co6Gd5.9Si0.8 протекают путем не-
стационарного зарождения и последующего роста нанокристаллов Al, однако
характер нестационарности принципиально отличается. Если в первом из этих
сплавов скорость зарождения в процессе превращения резко снижается и ока-
зывает малое влияние на кинетику процесса, то во втором скорость зарожде-
ния является возрастающей функцией времени превращения. Это связано, по-
видимому, с меньшей, по сравнению со сплавом AG-1, объемной плотностью
«замороженных» гетерофазных флуктуаций (нанокластеров) из атомов Al, что
и обусловливает начальную нестационарность процесса нанокристаллизации.
В свою очередь, низкие начальные скорости зарождения определяют повы-
шенную ТУ аморфного сплава Al85.5Ni1.8Co6Gd5.9Si0.8 по сравнению со спла-
вом Al85Ni6Co1.9Gd5.4Si1.7, в котором доминирующий вклад в превращение
вносит диффузионно-контролируемый рост нанокристаллов Al, часть из ко-
торых, вероятно, формируется на закаленных зародышах [11].
Несмотря на существенно различный характер начальных стадий, общей
особенностью нанокристаллизации исследованных сплавов является сниже-
ние скорости превращения на конечных этапах, что отражается в снижении
показателя Аврами (см. рис. 5). Эта особенность, характерная для кристал-
лизации многих аморфных сплавов Al-ПМ-РЗМ [8,11,12], обусловлена тор-
можением скорости диффузионно-контролируемого роста нанокристаллов
Al, что имеет важное значение для стабилизации нанокомпозитных структур
с повышенным уровнем механических свойств.
Что касается небольших количеств Si, частично заменившего базовый ме-
талл в исследованных сплавах, то его возможное влияние на ТУ здесь спе-
циально не рассматривалось. Заметим, однако, что данные недавней работы
[17], в которой замена 1 at.% Al кремнием в сплаве Al88Fe6La6 приводила к
повышению его Тons на 10 K при переходе из аморфного в кристаллическое
состояние, а также то, что из двух исследованных здесь сплавов более высо-
кой ТУ характеризуется сплав AG-2 с меньшим содержанием Si, дают осно-
вания утверждать, что рассмотренные и проанализированные выше основ-
ные различия в процессах нанокристаллизации аморфных сплавов AG-1 и
AG-2 обусловлены главным образом изменением соотношения содержания
в них никеля и кобальта.
Физика и техника высоких давлений 2009, том 19, № 2
85
4. Заключение
Исследования процесса нанокристаллизации аморфных сплавов
Al85Ni6Co1.9Gd5.4Si1.7 (AG-1) и Al85.5Ni1.8Co6Gd5.9Si0.8 (AG-2) показали, что
изменение соотношения содержащихся в них никеля и кобальта с ~ 3:1 на
обратное приводит к повышению температуры начала кристаллизации при
нагреве со скоростью 5 K/min от 470 до 549 K (увеличению Tons/TL на 22%) и
уменьшению (с трех до двух) числа стадий перехода в кристаллическое со-
стояние. При этом в обоих исследованных сплавах на первой стадии пре-
вращения образуются нанокомпозитные структуры, представляющие собой
распределенные в аморфной матрице нанокристаллы Al cо средними разме-
рами 13–16 nm и объемной плотностью ≥ 1023 m–3. Однако механизм фор-
мирования нанофазных композитов изменяется от контролируемого ростом
нанокристаллов Al в сплаве AG-1 к контролируемому нестационарным за-
рождением с возрастающей скоростью в сплаве AG-2, что и определяет бо-
лее высокий уровень его термической устойчивости.
Отличительной особенностью структуры частично закристаллизованного
при непрерывном нагреве сплава AG-2 является наличие, помимо первич-
ных нанокристаллов Al, небольшого количества нанокристаллов интерме-
таллической фазы, которые формируются на завершающих этапах нанокри-
сталлизации, что противоречит высказываемой в литературе точке зрения
относительно эвтектического механизма нанокристаллизации аморфных
сплавов Al-ПМ-РЗМ, обогащенных кобальтом.
Работа выполнена при частичной финансовой поддержке Научно-
технологического центра Украины (проект № Р280), а также Президиума
НАН Украины (проект № 26/08-Н).
1. Y. He, S.J. Poon, G.J. Shiflet, Science 241, 1640 (1988); A. Inoue, K. Ohtera, A.P.
Tsai, T. Masumoto, Jpn. J. Appl. Phys. 27, L280 (1988).
2. A. Inoue, H. Kimura, J. Light Met. 1, 31 (2001).
3. А.Ф. Белов, Г.П. Бенедиктов, А.С. Висков и др., Строение и свойства авиацион-
ных материалов, Металлургия, Москва (1989).
4. W.S. Sanders, J.S. Warner, D.B. Miracle, Intermetallics 14, 348 (2006).
5. O.N. Senkov, S.V. Senkova, J.M. Scott, D.B. Miracle, Mater. Sci. Eng. A393, 12
(2005).
6. A.P. Shpak, V.N. Varyukhin, V.I. Tkatch, V.V. Maslov, Y.Y. Beygelzimer, S.G. Synkov,
V.K. Nosenko, S.G. Rassolov, Mater. Sci. Eng. A425, 172 (2006).
7. В.В. Маслов, В.К. Носенко, В.А. Машира, В.И. Ткач, С.Г. Рассолов, В.В. Попов,
В.И. Крысов, Металлофиз. новейшие технол. 27, 937 (2005).
8. S.H. Wang, X.F. Bian, J. Alloys Comp. 453, 127 (2008).
9. Я.С. Уманский, Ю.А. Скаков, А.Н. Иванов, Л.Н. Расторгуев, Кристаллография,
рентгенография и электронная микроскопия, Металлургия, Москва (1982).
10. J.S. Blazquez, V. Franco, C.F. Conde, A. Conde, JMMM 254, 460 (2003).
Физика и техника высоких давлений 2009, том 19, № 2
86
11. J.O. Wang, H.W. Zhang, X.J. Gu, K. Lu, F. Sommer, E.J. Mittemeijer, Mater. Sci.
Eng. A375, 980 (2004).
12. K.F. Kelton, T.K. Croat, A.K. Gangopadhyay, L.-Q. Xing, A.L. Greer, M. Weyland, X.
Li, K. Rajan, J. Non-Cryst. Sol. 317, 71 (2003).
13. Дж. Кристиан, Теория превращений в металлах и сплавах, ч. 1, Мир, Москва (1978).
14. У. Кёстер, У. Герольд, в кн.: Металлические стекла, Г.-И. Гюнтеродт, Г. Бек
(ред.), Мир, Москва (1983), с. 323.
15. Y.X. Zhuang, J.Z. Jiang, Z.G. Lin, M. Mezouar, W. Crichton, A. Inoue, Appl. Phys.
Lett. 79, 743 (2001).
16. V.I. Tkatch, A.I. Limanovskii, V.Yu. Kameneva, J. Mater. Sci. 32, 5669 (1997).
17. X. Li, C. Wang, J. Alloys Comp. 469, L47 (2009).
В.В. Попов, С.Г. Расолов, В.І. Ткач, В.В. Маслов, В.В. Максимов, В.К. Носенко,
О.Г. Петренко
ВПЛИВ ЧАСТКОВОЇ ЗАМІНИ НІКЕЛЮ КОБАЛЬТОМ НА ТЕРМІЧНУ
СТІЙКІСТЬ АМОРФНИХ І НАНОКОМПОЗИТНИХ СТРУКТУР В
СПЛАВАХ Al86(Ni,Co)8Gd6
Методами вимірювання електричного опору і рентгенографії досліджено кінетику і
механізми першої стадії кристалізації аморфних сплавів Al85Ni6Co1.9Gd5.4Si1.7 і
Al85.5Ni1.8Co6Gd5.9Si0.8 і визначено структурні параметри частково закристалізованих
зразків. Незважаючи на те, що в обох сплавах формуються нанокомпозитні
структури (нанокристали Al + залишкова аморфна матриця), часткова заміна
нікелю кобальтом призводить до суттєвого підвищення термічної стійкості (ТС).
Це зумовлено зміною механізму нанокристалізації від контрольованого первинним
зростанням нанокристалів Al до контрольованого нестаціонарним зародженням із
зростаючою швидкістю.
V.V. Popov, S.G. Rassolov, V.I. Tkatch, V.V. Maslov, V.V. Maksimov, V.K. Nosenko,
A.G. Petrenko
EFFECT OF PARTIAL REPLACEMENT OF Ni WITH Co ON THERMAL
STABILITY OF AMORPHOUS AND NANOCOMPOSITE STRUCTURES
IN Al86(Ni,Co)8Gd6 ALLOYS
Thermal stability, kinetics and mechanisms of the first crystallization stage of amorphous
Al85Ni6Co1.9Gd5.4Si1.7 and Al85.5Ni1.8Co6Gd5.9Si0.8 alloys at a constant rate heating as
well as under isothermal conditions have been studied by the electrical resistance meas-
urements; the structural parameters of the partially crystallized samples have been deter-
mined by the X-ray diffraction method. Despite the nanocomposite structures (Al-
nanocrystals + residual amorphous matrix) formed in both alloys, the partial replacement
of Ni with Co results in enhanced thermal stability caused by changing the nanocrystalli-
zation mechanism from the primary growth-controlled to the governed by the transient
nucleation with increasing rate.
Физика и техника высоких давлений 2009, том 19, № 2
87
Fig. 1. Changes of the derivative of electrical resistance dR/dT and microhardness Hμ for
AG-1 (a) and AG-2 (б) amorphous alloy samples after heating to different temperatures
at a rate of 5 K/min
Fig. 2. X-ray diffraction patterns of amorphous AG-1 (1) and AG-2 (2) alloys heated to
the temperatures of the first crystallization stage finishing of 573 and 590 K, respectively
Fig. 3. Isothermal kinetic curves of the first crystallization stages of amorphous AG-1
(solid symbols) and AG-2 (open symbols) at temperatures T, K: ■ – 463, ● – 491, □ –
531 and ○ – 540
Fig. 4. The Avrami plots of the isothermal crystallization of amorphous AG-1 (а) and
AG-2 (б) alloys at different temperatures T, K: a: ○ – 463, Δ – 470, □ – 491; б: ○ – 531,
□ – 540, Δ – 562. The Avrami exponents were determined from the slopes of the initial
parts of the curves
Fig. 5. Changes of the Avrami exponent at the initial stages of nanocrystallization of
amorphous AG-1 (○) and AG-2 (●) alloys versus annealing temperature
Fig. 6. X-ray diffraction pattern of amorphous AG-2 alloy heated to 570 K at heating rate
of 5 K/min. Inset: changes of the derivative of the electrical resistance recorded at a
heating rate of 5 (dash line) and 40 (solid line) K/min
|
| id | nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-5980 |
| institution | Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| issn | 0868-5924 |
| language | Russian |
| last_indexed | 2025-12-07T18:24:54Z |
| publishDate | 2009 |
| publisher | Донецький фізико-технічний інститут ім. О.О. Галкіна НАН України |
| record_format | dspace |
| spelling | Попов, В.В. Рассолов, С.Г. Ткач, В.И. Маслов, В.В. Максимов, В.В. Носенко, В.К. Петренко, А.Г. 2010-02-12T17:54:05Z 2010-02-12T17:54:05Z 2009 Влияние частичной замены никеля кобальтом на термическую устойчивость аморфных и нанокомпозитных структур в сплавах Al86(Ni,Co)8Gd6 / В.В. Попов, С.Г. Рассолов, В.И. Ткач, В.В. Маслов, В.В. Максимов, В.К. Носенко, А.Г. Петренко // Физика и техника высоких давлений. — 2009. — Т. 19, № 2. — С. 76-87. — Бібліогр.: 17 назв. — рос. 0868-5924 https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/5980 Методами измерения электрического сопротивления и рентгенографии исследованы кинетика и механизмы первой стадии кристаллизации аморфных сплавов Al85Ni6Co1.9Gd5.4Si1.7 и Al85.5Ni1.8Co6Gd5.9Si0.8 и определены структурные параметры частично закристаллизованных образцов. Несмотря на то, что в обоих сплавах формируются нанокомпозитные структуры (нанокристаллы Al + остаточная аморфная матрица), частичная замена никеля кобальтом приводит к существенному повышению термической устойчивости (ТУ). Это обусловлено изменением механизма нанокристаллизации от контролируемого первичным ростом нанокристаллов Al к контролируемому нестационарным зарождением с возрастающей скоростью. Методами вимірювання електричного опору і рентгенографії досліджено кінетику і механізми першої стадії кристалізації аморфних сплавів Al85Ni6Co1.9Gd5.4Si1.7 і Al85.5Ni1.8Co6Gd5.9Si0.8 і визначено структурні параметри частково закристалізованих зразків. Незважаючи на те, що в обох сплавах формуються нанокомпозитні структури (нанокристали Al + залишкова аморфна матриця), часткова заміна нікелю кобальтом призводить до суттєвого підвищення термічної стійкості (ТС). Це зумовлено зміною механізму нанокристалізації від контрольованого первинним зростанням нанокристалів Al до контрольованого нестаціонарним зародженням із зростаючою швидкістю. Thermal stability, kinetics and mechanisms of the first crystallization stage of amorphous Al85Ni6Co1.9Gd5.4Si1.7 and Al85.5Ni1.8Co6Gd5.9Si0.8 alloys at a constant rate heating as well as under isothermal conditions have been studied by the electrical resistance measurements; the structural parameters of the partially crystallized samples have been determined by the X-ray diffraction method. Despite the nanocomposite structures (Alnanocrystals + residual amorphous matrix) formed in both alloys, the partial replacement of Ni with Co results in enhanced thermal stability caused by changing the nanocrystallization mechanism from the primary growth-controlled to the governed by the transient nucleation with increasing rate. ru Донецький фізико-технічний інститут ім. О.О. Галкіна НАН України Влияние частичной замены никеля кобальтом на термическую устойчивость аморфных и нанокомпозитных структур в сплавах Al86(Ni,Co)8Gd6 Вплив часткової заміни нікелю кобальтом на термічну стійкість аморфних і нанокомпозитних структур в сплавах Al86(Ni,Co)8Gd6 Effect of partial replacement of Ni with Co on thermal stability of amorphous and nanocomposite structures in Al86(Ni,Co)8Gd6 alloys Article published earlier |
| spellingShingle | Влияние частичной замены никеля кобальтом на термическую устойчивость аморфных и нанокомпозитных структур в сплавах Al86(Ni,Co)8Gd6 Попов, В.В. Рассолов, С.Г. Ткач, В.И. Маслов, В.В. Максимов, В.В. Носенко, В.К. Петренко, А.Г. |
| title | Влияние частичной замены никеля кобальтом на термическую устойчивость аморфных и нанокомпозитных структур в сплавах Al86(Ni,Co)8Gd6 |
| title_alt | Вплив часткової заміни нікелю кобальтом на термічну стійкість аморфних і нанокомпозитних структур в сплавах Al86(Ni,Co)8Gd6 Effect of partial replacement of Ni with Co on thermal stability of amorphous and nanocomposite structures in Al86(Ni,Co)8Gd6 alloys |
| title_full | Влияние частичной замены никеля кобальтом на термическую устойчивость аморфных и нанокомпозитных структур в сплавах Al86(Ni,Co)8Gd6 |
| title_fullStr | Влияние частичной замены никеля кобальтом на термическую устойчивость аморфных и нанокомпозитных структур в сплавах Al86(Ni,Co)8Gd6 |
| title_full_unstemmed | Влияние частичной замены никеля кобальтом на термическую устойчивость аморфных и нанокомпозитных структур в сплавах Al86(Ni,Co)8Gd6 |
| title_short | Влияние частичной замены никеля кобальтом на термическую устойчивость аморфных и нанокомпозитных структур в сплавах Al86(Ni,Co)8Gd6 |
| title_sort | влияние частичной замены никеля кобальтом на термическую устойчивость аморфных и нанокомпозитных структур в сплавах al86(ni,co)8gd6 |
| url | https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/5980 |
| work_keys_str_mv | AT popovvv vliâniečastičnoizamenynikelâkobalʹtomnatermičeskuûustoičivostʹamorfnyhinanokompozitnyhstrukturvsplavahal86nico8gd6 AT rassolovsg vliâniečastičnoizamenynikelâkobalʹtomnatermičeskuûustoičivostʹamorfnyhinanokompozitnyhstrukturvsplavahal86nico8gd6 AT tkačvi vliâniečastičnoizamenynikelâkobalʹtomnatermičeskuûustoičivostʹamorfnyhinanokompozitnyhstrukturvsplavahal86nico8gd6 AT maslovvv vliâniečastičnoizamenynikelâkobalʹtomnatermičeskuûustoičivostʹamorfnyhinanokompozitnyhstrukturvsplavahal86nico8gd6 AT maksimovvv vliâniečastičnoizamenynikelâkobalʹtomnatermičeskuûustoičivostʹamorfnyhinanokompozitnyhstrukturvsplavahal86nico8gd6 AT nosenkovk vliâniečastičnoizamenynikelâkobalʹtomnatermičeskuûustoičivostʹamorfnyhinanokompozitnyhstrukturvsplavahal86nico8gd6 AT petrenkoag vliâniečastičnoizamenynikelâkobalʹtomnatermičeskuûustoičivostʹamorfnyhinanokompozitnyhstrukturvsplavahal86nico8gd6 AT popovvv vplivčastkovoízamíniníkelûkobalʹtomnatermíčnustíikístʹamorfnihínanokompozitnihstrukturvsplavahal86nico8gd6 AT rassolovsg vplivčastkovoízamíniníkelûkobalʹtomnatermíčnustíikístʹamorfnihínanokompozitnihstrukturvsplavahal86nico8gd6 AT tkačvi vplivčastkovoízamíniníkelûkobalʹtomnatermíčnustíikístʹamorfnihínanokompozitnihstrukturvsplavahal86nico8gd6 AT maslovvv vplivčastkovoízamíniníkelûkobalʹtomnatermíčnustíikístʹamorfnihínanokompozitnihstrukturvsplavahal86nico8gd6 AT maksimovvv vplivčastkovoízamíniníkelûkobalʹtomnatermíčnustíikístʹamorfnihínanokompozitnihstrukturvsplavahal86nico8gd6 AT nosenkovk vplivčastkovoízamíniníkelûkobalʹtomnatermíčnustíikístʹamorfnihínanokompozitnihstrukturvsplavahal86nico8gd6 AT petrenkoag vplivčastkovoízamíniníkelûkobalʹtomnatermíčnustíikístʹamorfnihínanokompozitnihstrukturvsplavahal86nico8gd6 AT popovvv effectofpartialreplacementofniwithcoonthermalstabilityofamorphousandnanocompositestructuresinal86nico8gd6alloys AT rassolovsg effectofpartialreplacementofniwithcoonthermalstabilityofamorphousandnanocompositestructuresinal86nico8gd6alloys AT tkačvi effectofpartialreplacementofniwithcoonthermalstabilityofamorphousandnanocompositestructuresinal86nico8gd6alloys AT maslovvv effectofpartialreplacementofniwithcoonthermalstabilityofamorphousandnanocompositestructuresinal86nico8gd6alloys AT maksimovvv effectofpartialreplacementofniwithcoonthermalstabilityofamorphousandnanocompositestructuresinal86nico8gd6alloys AT nosenkovk effectofpartialreplacementofniwithcoonthermalstabilityofamorphousandnanocompositestructuresinal86nico8gd6alloys AT petrenkoag effectofpartialreplacementofniwithcoonthermalstabilityofamorphousandnanocompositestructuresinal86nico8gd6alloys |