Влияние температуры расплава на структуру, термическую устойчивость и микротвердость аморфного сплава Al₈₇Ni₈La₅
Методами рентгенографии, дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК) и измерения микротвердости изучены структура и термическая устойчивость аморфного сплава Al₈₇Ni₈La₅, полученного спиннингованием после нагрева расплава перед закалкой до различных температур Т⁺ выше температуры ликвидус TL. По...
Saved in:
| Published in: | Физика и техника высоких давлений |
|---|---|
| Date: | 2010 |
| Main Authors: | , , , , , |
| Format: | Article |
| Language: | Russian |
| Published: |
Донецький фізико-технічний інститут ім. О.О. Галкіна НАН України
2010
|
| Online Access: | https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/69280 |
| 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 температуры расплава на структуру, термическую устойчивость и микротвердость аморфного сплава Al₈₇Ni₈La₅ / В.В. Маслов, В.К. Носенко, В.И. Ткач, Е.А. Сегида, Г.М. Зелинская, А.А. Назаренко // Физика и техника высоких давлений. — 2010. — Т. 20, № 2. — С. 80-90. — Бібліогр.: 27 назв. — рос. |
Institution
Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine| _version_ | 1859796146244812800 |
|---|---|
| author | Маслов, В.В. Носенко, В.К. Ткач, В.И. Сегида, Е.А. Зелинская, Г.М. Назаренко, А.А. |
| author_facet | Маслов, В.В. Носенко, В.К. Ткач, В.И. Сегида, Е.А. Зелинская, Г.М. Назаренко, А.А. |
| citation_txt | Влияние температуры расплава на структуру, термическую устойчивость и микротвердость аморфного сплава Al₈₇Ni₈La₅ / В.В. Маслов, В.К. Носенко, В.И. Ткач, Е.А. Сегида, Г.М. Зелинская, А.А. Назаренко // Физика и техника высоких давлений. — 2010. — Т. 20, № 2. — С. 80-90. — Бібліогр.: 27 назв. — рос. |
| collection | DSpace DC |
| container_title | Физика и техника высоких давлений |
| description | Методами рентгенографии, дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК) и измерения микротвердости изучены структура и термическая устойчивость аморфного сплава Al₈₇Ni₈La₅, полученного спиннингованием после нагрева расплава перед закалкой до различных температур Т⁺ выше температуры ликвидус TL. По мере увеличения Т⁺ возрастают приведенная температура начала Тх1/ТL и энергия активации 1-й стадии кристаллизации (образование нанокристаллов Al), уменьшаются средние размеры областей ближнего порядка и проявляется тенденция к увеличению микротвердости аморфных образцов. Наблюдаемые эффекты рассматриваются с учетом результатов моделирования изменений в их атомном строении с повышением Т⁺, которые состоят в перераспределении атомов компонентов сплава между микронеоднородностями (нанокластерами) различного типа с тенденцией к увеличению доли нанокластеров интерметаллидного типа с композиционным и топологическим ближним порядком по типу фаз Al₁₁La₃ и Al₃Ni.
Методами рентгенографії, диференціальної скануючої калориметрії (ДСК) і вимірів мікротвердості вивчено структуру і термічну стійкість аморфного сплаву Al₈₇Ni₈La₅, отриманого спинінгуванням після нагріву розплаву перед загартуванням до різних температур Т⁺ вище за температуру ліквідус ТL. У міру збільшення Т⁺ зростають приведена температура Тх1/ТL початку і енергія активації 1-ї стадії кристалізації (утворення нанокристалів Al), зменшуються середні розміри областей ближнього порядку і виявляється тенденція до збільшення мікротвердості аморфних зразків. Ефекти, що спостерігаються, розглядаються з урахуванням результатів моделювання змін в їх атомній будові із збільшенням Т⁺, які полягають в перерозподілі атомів компонентів сплаву між мікронеоднорідностями (нанокластерами) різного типу з тенденцією до збільшення долі нанокластерів інтерметалідного типу з композиційним і топологічним ближнім впорядкуванням за типом фаз Al₁₁La₃ та Al₃Ni.
Structure, thermal stability and mechanical properties of Al₈₇Ni₈La₅ amorphous alloy obtained by melt-spinning after preheating the melt up to different temperatures Т⁺ above liquidus ТL have been investigated by X-ray diffraction, differential scanning calorimetry (DSC) and measurements of microhardness. The reduced onset crystallization temperature Тх1/ТL, the activation energy of the first crystallization stage (formation of Al nanocrystals) as well as the microhardness increase, while the average sizes of the short-range order areas decrease with increase of Т⁺. The observed effects have been considered accounting the results of modeling changes in the atomic structure with Т⁺, which consist in redistribution of atoms between the microheterogeneities (nanoclusters) of different types with tendency to increasing of the fraction of nanoclusters with compositional and topological short-range order corresponding to that in the Al₁₁La₃ and Al₃Ni intermetallic phases.
|
| first_indexed | 2025-12-02T13:34:49Z |
| format | Article |
| fulltext |
Физика и техника высоких давлений 2010, том 20, № 2
© В.В. Маслов, В.К. Носенко, В.И. Ткач, Е.А. Сегида, Г.М. Зелинская, А.А. Назаренко, 2010
PACS: 81.05.Kf, 61.43.Dq, 68.60.Dv
В.В. Маслов1, В.К. Носенко1, В.И. Ткач2, Е.А. Сегида1, Г.М. Зелинская1,
А.А. Назаренко1
ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ РАСПЛАВА НА СТРУКТУРУ,
ТЕРМИЧЕСКУЮ УСТОЙЧИВОСТЬ И МИКРОТВЕРДОСТЬ
АМОРФНОГО СПЛАВА Al87Ni8La5
1Институт металлофизики им. Г.В. Курдюмова НАН Украины
пр. Вернадского, 36, г. Киев, 03142, Украина
2Донецкий физико-технический институт им. А.А. Галкина НАН Украины
ул. Р. Люксембург, 72, г. Донецк, 83114, Украина
Статья поступила в редакцию 21 мая 2010 года
Методами рентгенографии, дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК)
и измерения микротвердости изучены структура и термическая устойчивость
аморфного сплава Al87Ni8La5, полученного спиннингованием после нагрева расплава
перед закалкой до различных температур T+ выше температуры ликвидус TL. По
мере увеличения Т+ возрастают приведенная температура начала Тх1/ТL и энергия
активации 1-й стадии кристаллизации (образование нанокристаллов Al), умень-
шаются средние размеры областей ближнего порядка и проявляется тенденция к
увеличению микротвердости аморфных образцов. Наблюдаемые эффекты рас-
сматриваются с учетом результатов моделирования изменений в их атомном
строении с повышением Т+, которые состоят в перераспределении атомов компо-
нентов сплава между микронеоднородностями (нанокластерами) различного типа
с тенденцией к увеличению доли нанокластеров интерметаллидного типа с компо-
зиционным и топологическим ближним порядком по типу фаз Al11La3 и Al3Ni.
Ключевые слова: аморфные металлические сплавы, структура, термическая ус-
тойчивость, перегрев расплава
1. Введение
Благодаря рекордно высоким прочностным характеристикам аморфных и
нанокристаллических сплавов Al с переходными (ПМ) (Ni, Co, Fe) и редко-
земельными (РЗМ) (Ce, La, Y, Gd и др.) металлами внимание к изучению их
склонности к аморфизации, термической устойчивости и нанокристаллиза-
ции не ослабевает уже длительное время [1,2]. Достаточно сказать, что
прочность аморфного сплава Al88Ni9Ce2Fe1 составляет ~ 1000 MPa, что су-
щественно выше прочности известных кристаллических конструкционных
Физика и техника высоких давлений 2010, том 20, № 2
81
Al-сплавов, а при образовании в аморфной матрице ~ 25 vol.% нанокристал-
лов Al прочность нанофазных композитов достигает 1560 MPa [3].
Аморфные Al-сплавы получают в виде лент, порошка либо фольг, но дос-
тижимые при этом скорости охлаждения расплава накладывают ограниче-
ния на толщину (~ 60–100 μm) продуктов закалки. Поэтому получение мас-
сивных и пригодных в дальнейшем для практического использования заго-
товок требует, с одной стороны, разработки сплавов с высокой стеклообра-
зующей способностью, а с другой – различных способов консолидации
аморфных прекурсоров. Так, авторами [4] при литье в клиновидную излож-
ницу получены аморфные образцы сплава Al86Ni9La5 толщиной 780 μm
(среди Al–ПМ–РЗМ-сплавов Al–Ni–La выделяются своей высокой склонно-
стью к аморфизации). В нашей работе [5] с использованием интенсивной
пластической деформации (винтовая экструзия) получены образцы
Al86Gd6Ni6Co2-нанокомпозита размерами 14 × 23 × 40 mm и микротвердо-
стью 5.5 GPa.
Помимо оптимизации химического состава, в качестве дополнительного
резерва влияния на структуру, свойства и термическую устойчивость
аморфных фаз представляется интересным изучить воздействие на их фор-
мирование в процессе сверхбыстрого охлаждения расплава за счет его
предшествующих температурно-временных обработок. Основанием для это-
го являются результаты исследований температурно-временных зависимо-
стей структурно-чувствительных свойств (вязкость, электропроводность,
поверхностное натяжение, плотность и др.) расплавов. В [6–11] такие иссле-
дования проведены для сплавов системы Fe–Si–B, вязкость и поверхностное
натяжение расплавов Al91La5Ni4 и Al91Ce5Ni4 изучались в [12]. Изменения
вязкости расплавов тройных и более сложных систем Al86Ni8(La/Ce)6,
Al86Ni6Co2Gd4(Y/Tb)2 как при нагреве, так и в изотермических режимах ис-
следовались нами ранее в [13].
Характерным для перечисленных работ является наличие на температур-
ных зависимостях особенностей в виде перегибов либо гистерезис свойств в
определенных температурных интервалах в циклах нагрев–охлаждение рас-
плава. Такого рода аномалии трактуются обычно как косвенное свидетельство
изменений в микрогетерогенной структуре расплавов, которые наследуются в
атомной структуре аморфных сплавов и влияют на их свойства. В частности,
например, в зависимости от температуры закалки авторами [14] наблюдались
изменения в структуре аморфного сплава Fe83.4B16.6, его коэрцитивной силе и
намагниченности насыщения. Перегрев расплава выше некоторого критиче-
ского значения отражался на величине электросопротивления, прочности и
пластичности, а также термической устойчивости аморфных сплавов различ-
ного химического состава на основе алюминия [12] и железа [15–18].
Что же касается прямых экспериментальных свидетельств структурных
изменений при нагревании расплава и корреляции этих изменений со струк-
турой аморфных сплавов, то они весьма ограничены. В работах [19,20] нами
Физика и техника высоких давлений 2010, том 20, № 2
82
было проведено изучение температурно-временных изменений вязкости рас-
плава Fe80Si6B14 параллельно с его рентгенографированием при разных тем-
пературах при нагреве и охлаждении с последующими рентгенодифракцион-
ными исследованиями структуры аморфных сплавов, полученными закалкой
(спиннингование расплава) от этих температур. Сопоставление рассчитанных
для расплавов и аморфных лент структурных факторов (СФ) и функций ради-
ального распределения атомов (ФРРА), а также определенных из них струк-
турных характеристик позволило установить при перегревах выше критиче-
ского значения (Тcr ~ 1440°С – температура гистерезиса на политерме кинема-
тической вязкости для расплава Fe80Si6B14) переход от низко- к высокотемпе-
ратурному структурному состоянию расплава и наследование этих изменений
при аморфизации. После нагрева расплава перед закалкой выше этой крити-
ческой температуры существенно увеличились начальная магнитная прони-
цаемость и предел прочности аморфного сплава Fe80Si6B14.
Результаты рентгенодифракционных исследований атомного строения
расплава Al86Ni8Ce6 также непосредственно показали наличие в нем слож-
ных изменений композиционного и топологического порядка при нагреве в
температурном интервале 850–1050°C с перераспределением атомов Al и
Ce, которые сохранялись при обратном охлаждении [21].
Исходя из изложенного, в настоящей работе исследовались структурное
состояние и термическая устойчивость аморфных лент сплава Al87Ni8La5,
полученных из расплавов, предварительно перегретых до различных темпе-
ратур выше температуры ликвидус. Выбранный сплав рассматривается в ка-
честве базового для последующей разработки более сложных по составу
композиций с высокой аморфизующей способностью, перспективных для
получения высокопрочных массивных Al-композитов с аморфной и нанок-
ристаллической структурой.
2. Методика эксперимента
Исходные слитки сплава Al87Ni8La5 (до 50 g) готовили в дуговой печи в
инертной атмосфере He или Ar сплавлением Al чистотой 99.99 mass%, La
(99.5) и электролитического Ni (99.96).
Аморфные ленты толщиной 30–50 µm получали спиннингованием распла-
ва по методу литья плоской струи. Расплав перегревали до различных темпе-
ратур Т+ (1100, 1175, 1300 и 1350°С), после выдержки длительностью 30 s
температуру понижали до 980°С, от которой и производили его эжектирова-
ние на поверхность закалочного диска. Температуры нагрева расплава T+ вы-
браны с учетом полученных ранее данных для расплава Al86Ni8La6, для кото-
рого при T+ ~ 1300°C наблюдался гистерезис кинематической вязкости [13].
Температуру расплава и ее изменения в процессе литья регистрировали
системой цифровой компьютерной регистрации на базе скоростного пиро-
метра «IMPAC». Температура ликвидус сплава TL, определенная пиромет-
рически, составляла ~ 770°C, что практически совпадает с данными ДСК.
Физика и техника высоких давлений 2010, том 20, № 2
83
Химический состав сплавов и приготовленных аморфных лент контроли-
ровали методом флуоресцентного рентгеновского анализа.
Дифрактограммы от аморфных образцов снимали в монохроматическом
Мо Kα-излучении (θ–θ-геометрия, монохроматор – монокристалл графита на
первичном пучке) в диапазоне вектора дифракции от 1 до 12.5 Å–1 с шагом
сканирования 0.1° в области главного максимума и 0.5° на других углах рас-
сеяния. Из экспериментальных кривых интенсивности с учетом необходи-
мых поправок [22] рассчитывали СФ i(s) и полные ФРРА. Погрешности в
определении структурных характеристик составляли: положения s1 первого
максимума интенсивности и СФ – ±0.01 Å–1, высоты первого максимума СФ
i(s1) – ±0.05, наиболее вероятного межатомного расстояния r – ±0.01 Å, пло-
щади под первым максимумом ФРРА (выделение по минимуму) Amin – ±0.8.
Характерные температуры фазовых превращений при нагреве аморфных
лент определяли с использованием дифференциального сканирующего кало-
риметра DSC 404 F1 Netzsch в защитной атмосфере гелия с точностью ±0.3 K.
Измерения микротвердости Hµ аморфных лент выполняли с использова-
нием стандартного прибора ПМТ-3, откалиброванного на монокристалле
NaCl. Измерения осуществляли на гладких участках (преимущественно на
свободной поверхности лент) при нагрузке 0.29 N (30 gf) со среднеквадра-
тичной ошибкой ≤ 1.5%.
3. Экспериментальные результаты и их обсуждение
Исследования показали, что все полученные спиннингованием ленты (№ 1–4)
в исходном (свежеприготовленном) состоянии имели аморфную структуру.
Об этом свидетельствует как от-
сутствие признаков кристаллично-
сти на дифрактограммах образцов,
так и типичные для металлических
стекол размеры Ld областей коге-
рентного рассеяния (ОКР) (табл. 1),
рассчитанные по полуширине перво-
го гало с помощью соотношения Се-
лякова–Шерера: Ld = 0.9λ/(ВθcosθВ),
где Вθ – полуширина главного ди-
фракционного максимума интен-
сивности (111) и θВ – его угловое
положение [23]. В качестве приме-
ра на рис. 1 приведена рентгено-
грамма ленты № 1 (Т+ = 1100°С),
на которой присутствует лишь
размытое гало в области главного
дифракционного максимума. На
5 10 15 20 25 30 35 40
0
1
2
3
4
5
6
2θ, grad
I(2
θ)
, 1
04 4
3
2
1
Рис. 1. Дифрактограммы слитка сплава
Al87Ni8La5 (кривая 4) и аморфной ленты
в различных состояниях: 1 – исходное, 2 –
частично закристаллизованное при Ta =
= 232°C, 3 – полностью закристаллизован-
ное при Ta = 341°C; продолжительность от-
жига 15 min; ◆ – Al3Ni, ● – Al, □ – Al11La3
Физика и техника высоких давлений 2010, том 20, № 2
84
этом же рисунке представлены рентгенограммы образцов после отжига на
протяжении 15 min при температурах Тa = 232 и 341°C, а также для исходно-
го литого слитка. Из данных рентгеноструктурного анализа следует, что на
начальной стадии кристаллизации образуются нанокристаллы Al, а при
дальнейшем повышении температуры – интерметаллиды Al3Ni и Al11La3, т.е.
фазы, присутствующие на равновесной диаграмме состояния Al–Ni–La [24].
По экспериментальным рентгенограммам были построены СФ (рис. 2,а) и
ФРРА (рис. 2,б), из которых были рассчитаны основные структурные харак-
теристики, приведенные в табл. 1.
На рис. 3 показаны калориметрические кривые для всех исследованных
образцов, характеризующие их переход из аморфного в кристаллическое со-
стояние при скорости нагрева β = 10 K/min. Из этих данных следует, что
кристаллизация осуществляется в две стадии, что характерно для аморфных
сплавов Al–Ni–La с содержанием La < 6 at.% [25].
а б
Рис. 2. Структурные факторы (а) и функции радиального распределения атомов (б)
аморфных образцов Al87Ni8La5, полученных после различных температур перегре-
ва (T+, °C: 1 – 1100, 2 – 1175, 3 – 1300, 4 – 1350) перед закалкой
Таблица 1
Структурные характеристики аморфных лент с различной термической
предысторией расплава
r1′ r1′′№ об-
разца Т+, °С s1, Å–1 i(s1), e.u. Δs1/2, Å–1
Å Amin Ld, nm
1 1100 2.62 1.80 0.89 2.74 3.38 8.2 1.27
2 1175 2.60 1.82 0.94 2.69 3.29 8.5 1.14
3 1300 2.61 1.80 0.91 2.65 3.28 8.3 1.03
4 1350 2.59 1.81 0.90 2.66 3.27 8.3 0.95
Примечание: s1 – положение первого максимума СФ, Δs1/2 – его полуши-
рина, r1′ и r1′′ – межатомные расстояния для микрогруппировок различного
типа, Amin – площадь первого максимума ФРРА по минимуму (характери-
стика координационного числа), Ld – размер ОКР.
Физика и техника высоких давлений 2010, том 20, № 2
85
200 250 300 350
T+, °C
4
3
2
1
En
do
th
er
m
. h
ea
t f
lo
w
, a
rb
. u
ni
ts
Анализ термограмм, приведенных на рис. 3, показал, что по мере увели-
чения Т+ температура начала 1-й стадии кристаллизации Тх1 возрастает от
490 до 497 K, а температуры начала 2-й стадии кристаллизации Тх2 лежат в
интервале 597–604 K (табл. 2). При этом значение приведенной температуры
начала кристаллизации Тх1/ТL как меры термической устойчивости аморф-
ного состояния в образцах возрастает с 0.470 в образце № 1 (Т+ = 1100°С) до
0.477 в образце № 4 (Т+ = 1350°С).
Таблица 2
Параметры термической устойчивости и микротвердость аморфных лент
Al87Ni8La, полученных после разных перегревов расплава перед закалкой
Tх1, K Tх1/TL Tх2, K 1
aE 2
aE№
образца Т+, °С
β = 10 K/min kJ/mol
Hµ, MPa
1 1100 490 0.470 597 266 217 2773
2 1175 496 0.476 600 277 270 3067
3 1300 492 0.472 602 291 234 2773
4 1350 497 0.477 598 293 275 3020
По изменению значений температур пиков Тр первой и второй стадий
кристаллизации на термограммах ДСК в зависимости от скорости нагрева β
(5, 10, 20 и 40 K/min) из соотношения ( )2ln / /p aT E RT Cβ = − + были по-
строены соответствующие линейные зависимости (метод Киссинджера,
[26]), из наклона которых определены значения эффективной энергии актива-
ции кристаллизации 1,2
aE . Для 1-й стадии кристаллизации (именно она и оп-
ределяет степень термической устойчивости аморфной фазы) 1
aE возрастает
от 266 до 293 kJ/mol, для 2-й стадии значения 2
aE составляют 217–275 kJ/mol.
Основные параметры, характеризующие термическую устойчивость иссле-
дованных образцов и протекающие при их нагревании кристаллизационные
процессы, а также характер изменения размеров ОКР (областей ближнего по-
рядка) и значения микротвердости аморфных образцов приведены в табл. 2.
Рис. 3. Термограммы ДСК при
скорости нагрева 10 K/min аморф-
ных лент, полученных после раз-
личных температур перегрева рас-
плава T+, °C: 1 – 1100, 2 – 1175, 3 –
1300, 4 – 1350
Физика и техника высоких давлений 2010, том 20, № 2
86
При обсуждении представленных здесь экспериментальных данных целе-
сообразно кратко остановиться на полученных ранее в [13] результатах изу-
чения температурной зависимости кинематической вязкости расплава
Al86Ni8La6. Характерным для нее было наличие максимума при температуре
1130°C при нагреве и гистерезиса вязкости при 1250–1300°C в процессе ох-
лаждения. Эти результаты, пусть и косвенно, указывают на сложный характер
атомных перестроек в расплаве при нагреве и сохранении вызванных темпе-
ратурным воздействием изменений в структуре расплава при его обратном
охлаждении. Происходящие в расплаве при нагреве атомные перестройки
можно трактовать как свидетельство некоторой трансформации структурных
элементов вязкого течения. Наиболее вероятным механизмом такой транс-
формации, как это наблюдалось нами ранее для сплава Al86Ni8Ce6 [21], может
быть перегруппировка атомов с изменением состава нанокластеров, форми-
рующих ближний порядок в расплаве. Отражением происходящих процессов
являются, надо полагать, изменения с повышением температуры приведен-
ных в табл. 1 структурных характеристик. В частности, речь идет об умень-
шении областей ближнего порядка Ld с увеличением T+, а также об изменени-
ях наиболее вероятных межатомных расстояний r1′, r1′′ в нанокластерах раз-
ного типа (рис. 2,б). Кроме того, обращает внимание наличие препика в об-
ласти главного максимума СФ, увеличение его асимметрии и смещение в сто-
рону меньших значений волнового вектора (рис. 2,а).
Из полученных данных также следует, что первый дифракционный мак-
симум СФ и первый максимум ФРРА (рис. 2,а,б) можно рассматривать в ка-
честве суперпозиции нескольких отдельных максимумов, обусловленных
существованием нескольких типов атомных микрогруппировок (кластеров),
различающихся по типу топологического и композиционного упорядочения
атомов. Сопоставление профиля СФ с дифракционными данными возмож-
ных кристаллических фаз в системе Al–Ni–La показывает, что наиболее ве-
роятными для описания структуры образца оказались упаковки типа
Al11La3, Al3Ni и чистый Al (рис. 4).
Положение 1-го максимума СФ (2.69–2.52 Å–1) соответствует позициям
наиболее интенсивных отражений кристаллической фазы чистого Al (2.69 Å)
и интерметаллида Al11La3 (~ 2.36 Å), а асимметрия максимума СФ (наплыв
на правой ветви, рис. 4) связан главным образом с сосуществованием в этой
области нанокластеров Al, Al–La (по типу Al11La3) и Al–Ni (Al3Ni).
Разложение первых максимумов ФРРА также свидетельствует о наличии
расстояний, характерных именно для этих типов кластеров (рис. 5, приведен
пример разложения для образца с T+ = 1300°С). Отметим, что к аналогичному
выводу пришли и авторы [27], которые при исследовании структуры аморфно-
го сплава методами электронной дифракции и на основании анализа ФРРА, а
также моделирования (методом обратного Монте-Карло) показали в аморфном
сплаве Al87Ni5La6 наличие именно этих трех типов кластеров с межатомными
расстояниями, практически совпадающими с приведенными в табл. 1.
Физика и техника высоких давлений 2010, том 20, № 2
87
0 1 2 3 4 5 6
0.0
0.5
1.0
1.5
i(s
)
s, Å–1
2.0 2.5 3.0 3.5 4.0
0
5
10
r, Å
R
D
F
La–La
Al–La
Ni–Ni
Al–Ni
Al–Al
Рис. 4. Фрагмент СФ аморфной ленты Al87Ni8La5 и положения рефлексов основных
фазовых составляющих относительно кривой СФ: ⎯ Al, ⋅ ⋅ ⋅ – La3Al11, - - - – Al3Ni
Рис. 5. Разложение первого максимума ФРРА для аморфной ленты, полученной
при T+ = 1175°C
Так, первый субпик при 1r′ = 2.74–2.66 Å связывается с наличием нанокла-
стеров Al–Al, Ni–Ni и Al–Ni (по типу Al3Ni) с кратчайшими межатомными рас-
стояниями 2.86, 2.48 и 2.67 Å соответственно, а второй (при 1r′′ = 3.27–3.39 Å) –
c более крупными нанокластерами Al–La по типу фазы Al11La3 (рис. 5).
Исходя из атомных размеров компонентов сплава (rAl = 1.43 Å, rNi = 1.24 Å,
rLa = 1.83 Å) [24] и их рассеивающей способности, можно полагать, что
характерный для всех образцов препик на СФ при s1 ~ 1.3 Å–1 (см. рис. 2,а)
соответствует нанокластерам с характером композиционного и топологиче-
ского упорядочения, близким к интерметаллиду Al11La3.
Проведенный анализ дифракционных данных позволяет дать следующую
интерпретацию влияния предварительного перегрева расплава на структуру
аморфной фазы. Так, некоторое уменьшение положений субпиков на ФРРА
1r′ и 1r′′ (табл. 1) указывает на пере-
распределение атомов чистого Al
между кластерами, следствием кото-
рого является возрастание доли нано-
кластеров интерметаллидного типа.
В свою очередь, смещение углового
положення основного максимума СФ
s1 в сторону меньших значений с
ростом Т+ может свидетельствовать
об увеличении относительной доли
нанокластеров, ближний порядок в
которых близок к Al11La3. Дополни-
тельным подтверждением этого пред-
положения является возрастание ин-
тенсивности связанного с нанокла-
0.5 1.0 1.5 2.0 2.5
0.0
0.2
0.4
0.6
0.8
1.0
1.2
A
l 11
La
3
A
l 11
La
3
i(s
)
s, Å–1
Рис. 6. Фрагмент СФ аморфных лент,
полученных после разных температур
нагрева расплава (T+, °C: ···· – 1175, ⎯ –
1300) перед закалкой
Физика и техника высоких давлений 2010, том 20, № 2
88
стерами Al11La3 препика на СФ с увеличением Т+ (рис. 6). При этом ширина
препика несколько увеличивается, что свидетельствует об уменьшении раз-
меров обогащенных La нанокластеров.
4. Заключение
Проведенный анализ показывает, что увеличение температуры расплава
перед закалкой до 1150°C и выше приводит к заметным изменениям в атом-
ной структуре расплава, происходящим вследствие перераспределения ато-
мов компонентов (прежде всего Al). При этом растет доля нанокластеров
интерметаллидного типа с составом характерных для этого сплава фаз
Al11La3 и Al3Ni, и проявляется тенденция к уменьшению их размера. Эти
особенности атомного строения расплава наследуются при его аморфиза-
ции, что подтверждают соответствующие тенденции изменений структур-
ных характеристик аморфных лент с разной термической предысторией. Пе-
рестройка композиционного порядка в нанокластерах и уменьшение их раз-
меров при увеличении температуры перегрева расплава перед закалкой на-
ходят проявление в повышении термической устойчивости аморфного со-
стояния за счет снижения термодинамического стимула к образованию пер-
вичных кристаллов Al, а также в тенденции к увеличению значений микро-
твердости лент, которому, по-видимому, способствует рост относительной
доли нанокластеров интерметаллидного типа при увеличении перегрева
расплава.
Полученные и приведенные здесь результаты являются дополнительным
обоснованием возможности направленной корректировки технологических
режимов сверхбыстрого охлаждения расплавов при их аморфизации для из-
менения их структурного состояния как резерва возможного улучшения
свойств аморфных сплавов. Безусловно, исследования в направлении изуче-
ния взаимосвязи структуры расплавов и особенностей атомного строения и
свойств аморфных сплавов разного типа требуют продолжения ввиду их на-
учного и практического значения.
1. A. Inoue, K. Ohtera, A.-P. Tsai and T. Masumoto, Japan J. Appl. Phys. 27, L479
(1988).
2. L. Katgerman, F. Domb, Mater. Sci. Eng. A375–377, 1212 (2004).
3. A. Inoue, Y. Horio, Y.H. Kim, T. Masumoto, Mater. Trans. JIM 33, 669 (1992).
4. W.S. Sanders, J.S. Warner, D.B. Miracle, Intermetallics 14, 348 (2006).
5. 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).
6. Б.А. Баум, Металлические жидкости, Наука, Москва (1979).
7. V. Manov, S. Popel, P. Buhler, A. Manuchin, D. Komlev, Mater. Sci. Eng. A133, 535
(1991).
8. В.В. Молоканов, М.И. Петржик, Т.Н. Михайлова и др., Расплавы № 4, 40 (2000).
9. А.Л. Бельтюков, В.И. Ладьянов и др., Расплавы № 5, 47 (2001).
Физика и техника высоких давлений 2010, том 20, № 2
89
10. V. Sidorov, P. Popel, M. Calvo-Dahlborg, U. Dahlborg, V. Manov, Mater. Sci. Eng.
A304–306, 480 (2001).
11. V.I. Lad’yanov, A.L. Bel’tyukov, V.V. Maslov, A.I. Shishmarin, M.G. Vasin, V.K.
Nosenko, V.A. Mashira, J. Non-Cryst. Solids 353, 3264 (2007).
12. V. Manov, A. Rubshtein, A. Voronel, P. Popel and A. Vereshagin, Mater. Sci. Eng.
A179–180, 91 (1994).
13. V.I. Lad’yanov, A.L. Bel’tyukov, S.G. Men’shikova, V.V. Maslov, V.K. Nosenko, V.A.
Mashira, Phys. Chem. Liquids 46, 71 (2008).
14. L. Novak, L. Potochy, A. Lovas, Korp. Riz. Kut. Int. Publ. 88, 1 (1975).
15. E.D. Tabachnikova, V.Z. Bengus, D.V. Egorov, V.S. Tsepelev, V. Ocelik, Mater. Sci.
Eng. A226–228, 887 (1997).
16. V. Bengus, A. Beznosov, V. Desnenko et al., Mater. Sci. Forum 3, 43 (2000).
17. M. Calvo-Dahlborg, J.M. Ruppert, E.D. Tabachnikova, V.Z. Bengus, U. Dahlborg, F.
Haussler, V.E. Sidorov, P.S. Popel, J. Phys. IV France 11, 41 (2001).
18. V. Sidorov, P. Popel, M. Calvo-Dahlborg, U. Dahlborg, V. Manov, Mater. Sci. Eng.
A304–306, 480 (2001).
19. В.В. Маслов, А.Г. Ильинский, В.К. Носенко, В.А. Машира, А.Л. Бельтюков, В.И.
Ладьянов, А.И. Шишмарин, ФТВД 15, № 2, 105 (2005).
20. V.V. Maslov, V.I. Lad'yanov, A.G. Ilinsky, V.K. Nosenko, J. Phys.: Conference Series
98, 072007 (2008).
21. В.В. Маслов, О.И. Слуховский, В.К. Носенко, В.А. Машира, А.С. Роик, Т.Н. Хри-
стенко, Металлофиз. новейшие технол. 25, 1533 (2003).
22. Аморфные металлические сплавы, В.В. Немошкаленко (ред.), Наукова думка,
Киев (1987).
23. С.С. Горелик, Ю.А. Скаков, Л.Н. Расторгуев, Рентгенографический и
электронно-оптический анализ, МИСИС, Москва (1994).
24. Lange’s Handbook of Chemistry, J.A. Dean (ed.), McGraw-Hill, New York (1999).
25. Z. Huang, J. Li, Q. Rao, Y. Zhou, J. Non-Cryst. Solids 354, 1671 (2008).
26. H.E. Kissiger, Anal. Chem. 29, 1702 (1957).
27. G. Li, K.B. Borisenko, Y. Chen, D. Nguyen-Manh, E. Ma, D.J.H. Cockayne, Acta
Mater. 57, 804 (2009).
В.В. Маслов, В.К. Носенко, В.І. Ткач, Е.А. Сегіда, Г.М. Зелінськая, О.О. Назаренко
ВПЛИВ ТЕМПЕРАТУРИ РОЗПЛАВУ НА СТРУКТУРУ, ТЕРМІЧНУ
СТІЙКІСТЬ І МІКРОТВЕРДІСТЬ АМОРФНОГО СПЛАВУ Al87Ni8La5
Методами рентгенографії, диференціальної скануючої калориметрії (ДСК) і вимірів
мікротвердості вивчено структуру і термічну стійкість аморфного сплаву Al87Ni8La5,
отриманого спинінгуванням після нагріву розплаву перед загартуванням до різних
температур Т+ вище за температуру ліквідус ТL. У міру збільшення Т+ зростають
приведена температура Тх1/ТL початку і енергія активації 1-ї стадії кристалізації
(утворення нанокристалів Al), зменшуються середні розміри областей ближнього
порядку і виявляється тенденція до збільшення мікротвердості аморфних зразків.
Ефекти, що спостерігаються, розглядаються з урахуванням результатів моделюван-
ня змін в їх атомній будові із збільшенням Т+, які полягають в перерозподілі атомів
Физика и техника высоких давлений 2010, том 20, № 2
90
компонентів сплаву між мікронеоднорідностями (нанокластерами) різного типу з
тенденцією до збільшення долі нанокластерів інтерметалідного типу з компо-
зиційним і топологічним ближнім впорядкуванням за типом фаз Al11La3 та Al3Ni.
Ключові слова: аморфні металеві сплави, структура, термічна стійкість, перегрів
розплаву
V.V. Maslov, V.K. Nosenko, V.I. Tkatch, E.A. Segida, G.M. Zelinskaya, A.A. Nazarenko
INFLUENCE OF MELT TEMPERATURE ON STRUCTURE, THERMAL
STABILITY AND MICROHARDNESS OF THE AMORPHOUS Al87Ni8La5
ALLOY
Structure, thermal stability and mechanical properties of Al87Ni8La5 amorphous alloy
obtained by melt-spinning after preheating the melt up to different temperatures Т+ above
liquidus ТL have been investigated by X-ray diffraction, differential scanning calorimetry
(DSC) and measurements of microhardness. The reduced onset crystallization tempera-
ture Тх1/ТL, the activation energy of the first crystallization stage (formation of Al nano-
crystals) as well as the microhardness increase, while the average sizes of the short-range
order areas decrease with increase of Т+. The observed effects have been considered ac-
counting the results of modeling changes in the atomic structure with Т+, which consist in
redistribution of atoms between the microheterogeneities (nanoclusters) of different types
with tendency to increasing of the fraction of nanoclusters with compositional and topo-
logical short-range order corresponding to that in the Al11La3 and Al3Ni intermetallic
phases.
Keywords: amorphous metallic alloys, structure, thermal stability, melt superheat
Fig. 1. Diffraction patterns of Al87Ni8La5 alloy ingot (curve 4) and of amorphous strip in
different states: 1 – original, 2 – partially crystallized at Ta = 232°C, 3 – completely
crystallized at Ta = 341°C; the annealing duration 15 min; ◆ – Al3Ni, ● – Al, □ – Al11La3
Fig. 2. Structure factors (SF) (а) and radial distribution functions (RDF) (б) of Al87Ni8La5
amorphous samples obtained after different overheat temperatures (T+, °C: 1 – 1100, 2 –
1175, 3 – 1300, 4 – 1350) prior to hardening
Fig. 3. DSC thermograms for 10 K/min rate of heating amorphous strips obtained after
melt overheat at different temperatures, T+, °C: 1 – 1100, 2 – 1175, 3 – 1300, 4 – 1350
Fig. 4. A fragment of Al87Ni8La5 amorphous strip SF and positions of reflections of basic
phase components relatively to SF curve: ⎯ Al, --- – La3Al11, ···· – Al3Ni, T+ = 1100°C
Fig. 5. Resolution of RDF first maximum for amorphous strip obtained at T+ = 1175°C
Fig. 6. SF fragment for amorphous strips produced after melt heating to different tem-
peratures (T+, °C: ···· – 1175, ⎯ 1300) prior to hardening
|
| id | nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-69280 |
| institution | Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| issn | 0868-5924 |
| language | Russian |
| last_indexed | 2025-12-02T13:34:49Z |
| publishDate | 2010 |
| publisher | Донецький фізико-технічний інститут ім. О.О. Галкіна НАН України |
| record_format | dspace |
| spelling | Маслов, В.В. Носенко, В.К. Ткач, В.И. Сегида, Е.А. Зелинская, Г.М. Назаренко, А.А. 2014-10-10T06:54:44Z 2014-10-10T06:54:44Z 2010 Влияние температуры расплава на структуру, термическую устойчивость и микротвердость аморфного сплава Al₈₇Ni₈La₅ / В.В. Маслов, В.К. Носенко, В.И. Ткач, Е.А. Сегида, Г.М. Зелинская, А.А. Назаренко // Физика и техника высоких давлений. — 2010. — Т. 20, № 2. — С. 80-90. — Бібліогр.: 27 назв. — рос. 0868-5924 PACS: 81.05.Kf, 61.43.Dq, 68.60.Dv https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/69280 Методами рентгенографии, дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК) и измерения микротвердости изучены структура и термическая устойчивость аморфного сплава Al₈₇Ni₈La₅, полученного спиннингованием после нагрева расплава перед закалкой до различных температур Т⁺ выше температуры ликвидус TL. По мере увеличения Т⁺ возрастают приведенная температура начала Тх1/ТL и энергия активации 1-й стадии кристаллизации (образование нанокристаллов Al), уменьшаются средние размеры областей ближнего порядка и проявляется тенденция к увеличению микротвердости аморфных образцов. Наблюдаемые эффекты рассматриваются с учетом результатов моделирования изменений в их атомном строении с повышением Т⁺, которые состоят в перераспределении атомов компонентов сплава между микронеоднородностями (нанокластерами) различного типа с тенденцией к увеличению доли нанокластеров интерметаллидного типа с композиционным и топологическим ближним порядком по типу фаз Al₁₁La₃ и Al₃Ni. Методами рентгенографії, диференціальної скануючої калориметрії (ДСК) і вимірів мікротвердості вивчено структуру і термічну стійкість аморфного сплаву Al₈₇Ni₈La₅, отриманого спинінгуванням після нагріву розплаву перед загартуванням до різних температур Т⁺ вище за температуру ліквідус ТL. У міру збільшення Т⁺ зростають приведена температура Тх1/ТL початку і енергія активації 1-ї стадії кристалізації (утворення нанокристалів Al), зменшуються середні розміри областей ближнього порядку і виявляється тенденція до збільшення мікротвердості аморфних зразків. Ефекти, що спостерігаються, розглядаються з урахуванням результатів моделювання змін в їх атомній будові із збільшенням Т⁺, які полягають в перерозподілі атомів компонентів сплаву між мікронеоднорідностями (нанокластерами) різного типу з тенденцією до збільшення долі нанокластерів інтерметалідного типу з композиційним і топологічним ближнім впорядкуванням за типом фаз Al₁₁La₃ та Al₃Ni. Structure, thermal stability and mechanical properties of Al₈₇Ni₈La₅ amorphous alloy obtained by melt-spinning after preheating the melt up to different temperatures Т⁺ above liquidus ТL have been investigated by X-ray diffraction, differential scanning calorimetry (DSC) and measurements of microhardness. The reduced onset crystallization temperature Тх1/ТL, the activation energy of the first crystallization stage (formation of Al nanocrystals) as well as the microhardness increase, while the average sizes of the short-range order areas decrease with increase of Т⁺. The observed effects have been considered accounting the results of modeling changes in the atomic structure with Т⁺, which consist in redistribution of atoms between the microheterogeneities (nanoclusters) of different types with tendency to increasing of the fraction of nanoclusters with compositional and topological short-range order corresponding to that in the Al₁₁La₃ and Al₃Ni intermetallic phases. ru Донецький фізико-технічний інститут ім. О.О. Галкіна НАН України Физика и техника высоких давлений Влияние температуры расплава на структуру, термическую устойчивость и микротвердость аморфного сплава Al₈₇Ni₈La₅ Вплив температури розплаву на структуру, термічну стійкість і мікротвердість аморфного сплаву Al₈₇Ni₈La₅ Influence of melt temperature on structure, thermal stability and microhardness of the amorphous Al₈₇Ni₈La₅ alloy Article published earlier |
| spellingShingle | Влияние температуры расплава на структуру, термическую устойчивость и микротвердость аморфного сплава Al₈₇Ni₈La₅ Маслов, В.В. Носенко, В.К. Ткач, В.И. Сегида, Е.А. Зелинская, Г.М. Назаренко, А.А. |
| title | Влияние температуры расплава на структуру, термическую устойчивость и микротвердость аморфного сплава Al₈₇Ni₈La₅ |
| title_alt | Вплив температури розплаву на структуру, термічну стійкість і мікротвердість аморфного сплаву Al₈₇Ni₈La₅ Influence of melt temperature on structure, thermal stability and microhardness of the amorphous Al₈₇Ni₈La₅ alloy |
| title_full | Влияние температуры расплава на структуру, термическую устойчивость и микротвердость аморфного сплава Al₈₇Ni₈La₅ |
| title_fullStr | Влияние температуры расплава на структуру, термическую устойчивость и микротвердость аморфного сплава Al₈₇Ni₈La₅ |
| title_full_unstemmed | Влияние температуры расплава на структуру, термическую устойчивость и микротвердость аморфного сплава Al₈₇Ni₈La₅ |
| title_short | Влияние температуры расплава на структуру, термическую устойчивость и микротвердость аморфного сплава Al₈₇Ni₈La₅ |
| title_sort | влияние температуры расплава на структуру, термическую устойчивость и микротвердость аморфного сплава al₈₇ni₈la₅ |
| url | https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/69280 |
| work_keys_str_mv | AT maslovvv vliânietemperaturyrasplavanastrukturutermičeskuûustoičivostʹimikrotverdostʹamorfnogosplavaal87ni8la5 AT nosenkovk vliânietemperaturyrasplavanastrukturutermičeskuûustoičivostʹimikrotverdostʹamorfnogosplavaal87ni8la5 AT tkačvi vliânietemperaturyrasplavanastrukturutermičeskuûustoičivostʹimikrotverdostʹamorfnogosplavaal87ni8la5 AT segidaea vliânietemperaturyrasplavanastrukturutermičeskuûustoičivostʹimikrotverdostʹamorfnogosplavaal87ni8la5 AT zelinskaâgm vliânietemperaturyrasplavanastrukturutermičeskuûustoičivostʹimikrotverdostʹamorfnogosplavaal87ni8la5 AT nazarenkoaa vliânietemperaturyrasplavanastrukturutermičeskuûustoičivostʹimikrotverdostʹamorfnogosplavaal87ni8la5 AT maslovvv vplivtemperaturirozplavunastrukturutermíčnustíikístʹímíkrotverdístʹamorfnogosplavual87ni8la5 AT nosenkovk vplivtemperaturirozplavunastrukturutermíčnustíikístʹímíkrotverdístʹamorfnogosplavual87ni8la5 AT tkačvi vplivtemperaturirozplavunastrukturutermíčnustíikístʹímíkrotverdístʹamorfnogosplavual87ni8la5 AT segidaea vplivtemperaturirozplavunastrukturutermíčnustíikístʹímíkrotverdístʹamorfnogosplavual87ni8la5 AT zelinskaâgm vplivtemperaturirozplavunastrukturutermíčnustíikístʹímíkrotverdístʹamorfnogosplavual87ni8la5 AT nazarenkoaa vplivtemperaturirozplavunastrukturutermíčnustíikístʹímíkrotverdístʹamorfnogosplavual87ni8la5 AT maslovvv influenceofmelttemperatureonstructurethermalstabilityandmicrohardnessoftheamorphousal87ni8la5alloy AT nosenkovk influenceofmelttemperatureonstructurethermalstabilityandmicrohardnessoftheamorphousal87ni8la5alloy AT tkačvi influenceofmelttemperatureonstructurethermalstabilityandmicrohardnessoftheamorphousal87ni8la5alloy AT segidaea influenceofmelttemperatureonstructurethermalstabilityandmicrohardnessoftheamorphousal87ni8la5alloy AT zelinskaâgm influenceofmelttemperatureonstructurethermalstabilityandmicrohardnessoftheamorphousal87ni8la5alloy AT nazarenkoaa influenceofmelttemperatureonstructurethermalstabilityandmicrohardnessoftheamorphousal87ni8la5alloy |