Влияние содержания иттрия на термическую устойчивость и процессы нанокристаллизации аморфных сплавов Al86Ni6Co2Gd6−xYx и Al86Ni2Co6Gd6−xYx

Влияние содержания иттрия на термическую устойчивость и процессы нанокристаллизации аморфных сплавов Al86Ni6Co2Gd6−xYx и Al86Ni2Co6Gd6−xYx

Методами рентгеновской дифрактометрии, малоуглового рассеяния рентгеновских лучей, дифференциальной сканирующей калориметрии и измерения микротвёрдости исследовано влияние частичной замены Gd иттрием (до 3-х ат.%) в аморфных сплавах Al₈₆Ni₆Co₂Gd6 и Al₈₆Ni₂Co₆Gd₆ на термическую устойчивость, механи...

Ausführliche Beschreibung

Gespeichert in:
Bibliographische Detailangaben
Veröffentlicht in:Наносистеми, наноматеріали, нанотехнології
Datum:2013
Hauptverfasser: Носенко, В.К., Сегида, Е.А., Назаренко, А.А., Максимов, В.В., Свиридова, Е.А., Костыря, С.А.
Format: Artikel
Sprache:Russian
Veröffentlicht: Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України 2013
Online Zugang:https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/75898
Tags: Tag hinzufügen
Keine Tags, Fügen Sie den ersten Tag hinzu!
Назва журналу:Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
Zitieren:Влияние содержания иттрия на термическую устойчивость и процессы нанокристаллизации аморфных сплавов Al86Ni6Co2Gd6−xYx и Al86Ni2Co6Gd6−xYx / В.К. Носенко, Е.А. Сегида, А.А. Назаренко, В.В. Максимов, Е.А. Свиридова, С.А. Костыря // Наносистеми, наноматеріали, нанотехнології: Зб. наук. пр. — К.: РВВ ІМФ, 2013. — Т. 11, № 1. — С. 57-71. — Бібліогр.: 25 назв. — рос.

Institution

Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
id nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-75898
record_format dspace
spelling Носенко, В.К.
Сегида, Е.А.
Назаренко, А.А.
Максимов, В.В.
Свиридова, Е.А.
Костыря, С.А.
2015-02-05T17:53:57Z
2015-02-05T17:53:57Z
2013
Влияние содержания иттрия на термическую устойчивость и процессы нанокристаллизации аморфных сплавов Al86Ni6Co2Gd6−xYx и Al86Ni2Co6Gd6−xYx / В.К. Носенко, Е.А. Сегида, А.А. Назаренко, В.В. Максимов, Е.А. Свиридова, С.А. Костыря // Наносистеми, наноматеріали, нанотехнології: Зб. наук. пр. — К.: РВВ ІМФ, 2013. — Т. 11, № 1. — С. 57-71. — Бібліогр.: 25 назв. — рос.
1816-5230
PACSnumbers:61.05.cf,61.43.Dq,62.20.Qp,62.23.Pq,81.30.Fb,81.40.Ef,81.70.Pg
https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/75898
Методами рентгеновской дифрактометрии, малоуглового рассеяния рентгеновских лучей, дифференциальной сканирующей калориметрии и измерения микротвёрдости исследовано влияние частичной замены Gd иттрием (до 3-х ат.%) в аморфных сплавах Al₈₆Ni₆Co₂Gd6 и Al₈₆Ni₂Co₆Gd₆ на термическую устойчивость, механизм первой стадии кристаллизации, структуру и свойства нанофазных композитов. Установлено, что добавки Y приводят к некоторому снижению термической устойчивости и микротвёрдости аморфных сплавов, а в сплавах, обогащённых кобальтом, – к изменению механизма первой стадии кристаллизации от сложного (первичный+ эвтектический) к первичному. Показано, что формирование на первой стадии кристаллизации нанокристаллов Al со средними размерами 14—19 нм и объёмной плотностью (1—3,6)⋅10²³ м⁻³ приводит к повышению микротвёрдости от 3150—3470 МПа до 4140—5220 МПа. Установлено, что по термическим, структурным и механическим характеристикам аморфный сплав Al₈₆Ni₂Co₆Gd₃Y₃ является наиболее перспективным для получения объёмных образцов путём консолидации.
Методами Рентґенової дифрактометрії, малокутового розсіяння Рентґенових променів, диференційної сканувальної калориметрії та міряння мікротвердости досліджено вплив часткової заміни Gd ітрієм (до 3-х ат.%) в аморфних стопах Al₈₆Ni₆Co₂Gd6 і Al₈₆Ni₂Co₆Gd₆ на термічну стійкість, механізм першої стадії кристалізації, структуру і властивості нанофазних композитів. Встановлено, що добавки Y призводять до деякого зниження термічноїстійкости та мікротвердости аморфних стопів, а в стопах, збагачених кобальтом, – до зміни механізму першої стадії кристалізації від складного (первинний + евтектичний) до первинного. Можна бачити, що формування на першій стадії кристалізації нанокристалів Al із середніми розмірами 14—19 нм і об’ємною щільністю (1—3,6)⋅10²³ м⁻³ призводить до підвищення мікротвердости від 3150—3470 МПа до 4140—5220 МПа. Встановлено, що за термічними, структурними і механічними характеристикам аморфний стоп Al₈₆Ni₂Co₆Gd₃Y₃ є найбільш перспективним для одержання об’ємних зразків шляхом консолідації.
The effect of partial replacement of Gd with Y (up to 3 at.%) in the amorphous Al₈₆Ni₆Co₂Gd6 and Al₈₆Ni₂Co₆Gd₆ alloys on thermal stability, mechanism of the first crystallization stage, structure and properties of nanophase composites is studied by X-ray diffractometry, small-angle X-ray scattering, and microhardness-measurement techniques. As revealed, the additions of Y result in somewhat lowering both thermal stability and microhardness of amorphous alloys as well as in the change of the first crystallization stage mechanism from complex (primary + eutectic) to primary one in the Co-enriched glasses. As shown, the formation at the first crystallization stage of Al nanocrystals with average grain sizes of 14—19 nm and the volume density of (1—3,6)⋅10²³ m⁻³ leads to increase of microhardness from 3150—3470 MPa to 4140—5220 MPa. As found, with respect to its thermal, structural and mechanical characteristics, the Al₈₆Ni₂Co₆Gd₃Y₃ amorphous alloy is the most attractive for the fabrication of bulk samples by the consolidation processing.
Исследования выполнены при частичной финансовой поддержке в рамках целевой комплексной программы фундаментальных исследований НАН Украины «Фундаментальные проблемы наноструктурных систем, наноматериалов, нанотехнологий» (проект № 23-12-Н). Авторы благодарят д.ф.-м.н. В.И. Ткачаик. ф.-м.н. С.Г. Рассолова заценные критические замечания, высказанные при подготовке рукописи к публикации.
ru
Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України
Наносистеми, наноматеріали, нанотехнології
Влияние содержания иттрия на термическую устойчивость и процессы нанокристаллизации аморфных сплавов Al86Ni6Co2Gd6−xYx и Al86Ni2Co6Gd6−xYx
Article
published earlier
institution Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
collection DSpace DC
title Влияние содержания иттрия на термическую устойчивость и процессы нанокристаллизации аморфных сплавов Al86Ni6Co2Gd6−xYx и Al86Ni2Co6Gd6−xYx
spellingShingle Влияние содержания иттрия на термическую устойчивость и процессы нанокристаллизации аморфных сплавов Al86Ni6Co2Gd6−xYx и Al86Ni2Co6Gd6−xYx
Носенко, В.К.
Сегида, Е.А.
Назаренко, А.А.
Максимов, В.В.
Свиридова, Е.А.
Костыря, С.А.
title_short Влияние содержания иттрия на термическую устойчивость и процессы нанокристаллизации аморфных сплавов Al86Ni6Co2Gd6−xYx и Al86Ni2Co6Gd6−xYx
title_full Влияние содержания иттрия на термическую устойчивость и процессы нанокристаллизации аморфных сплавов Al86Ni6Co2Gd6−xYx и Al86Ni2Co6Gd6−xYx
title_fullStr Влияние содержания иттрия на термическую устойчивость и процессы нанокристаллизации аморфных сплавов Al86Ni6Co2Gd6−xYx и Al86Ni2Co6Gd6−xYx
title_full_unstemmed Влияние содержания иттрия на термическую устойчивость и процессы нанокристаллизации аморфных сплавов Al86Ni6Co2Gd6−xYx и Al86Ni2Co6Gd6−xYx
title_sort влияние содержания иттрия на термическую устойчивость и процессы нанокристаллизации аморфных сплавов al86ni6co2gd6−xyx и al86ni2co6gd6−xyx
author Носенко, В.К.
Сегида, Е.А.
Назаренко, А.А.
Максимов, В.В.
Свиридова, Е.А.
Костыря, С.А.
author_facet Носенко, В.К.
Сегида, Е.А.
Назаренко, А.А.
Максимов, В.В.
Свиридова, Е.А.
Костыря, С.А.
publishDate 2013
language Russian
container_title Наносистеми, наноматеріали, нанотехнології
publisher Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України
format Article
description Методами рентгеновской дифрактометрии, малоуглового рассеяния рентгеновских лучей, дифференциальной сканирующей калориметрии и измерения микротвёрдости исследовано влияние частичной замены Gd иттрием (до 3-х ат.%) в аморфных сплавах Al₈₆Ni₆Co₂Gd6 и Al₈₆Ni₂Co₆Gd₆ на термическую устойчивость, механизм первой стадии кристаллизации, структуру и свойства нанофазных композитов. Установлено, что добавки Y приводят к некоторому снижению термической устойчивости и микротвёрдости аморфных сплавов, а в сплавах, обогащённых кобальтом, – к изменению механизма первой стадии кристаллизации от сложного (первичный+ эвтектический) к первичному. Показано, что формирование на первой стадии кристаллизации нанокристаллов Al со средними размерами 14—19 нм и объёмной плотностью (1—3,6)⋅10²³ м⁻³ приводит к повышению микротвёрдости от 3150—3470 МПа до 4140—5220 МПа. Установлено, что по термическим, структурным и механическим характеристикам аморфный сплав Al₈₆Ni₂Co₆Gd₃Y₃ является наиболее перспективным для получения объёмных образцов путём консолидации. Методами Рентґенової дифрактометрії, малокутового розсіяння Рентґенових променів, диференційної сканувальної калориметрії та міряння мікротвердости досліджено вплив часткової заміни Gd ітрієм (до 3-х ат.%) в аморфних стопах Al₈₆Ni₆Co₂Gd6 і Al₈₆Ni₂Co₆Gd₆ на термічну стійкість, механізм першої стадії кристалізації, структуру і властивості нанофазних композитів. Встановлено, що добавки Y призводять до деякого зниження термічноїстійкости та мікротвердости аморфних стопів, а в стопах, збагачених кобальтом, – до зміни механізму першої стадії кристалізації від складного (первинний + евтектичний) до первинного. Можна бачити, що формування на першій стадії кристалізації нанокристалів Al із середніми розмірами 14—19 нм і об’ємною щільністю (1—3,6)⋅10²³ м⁻³ призводить до підвищення мікротвердости від 3150—3470 МПа до 4140—5220 МПа. Встановлено, що за термічними, структурними і механічними характеристикам аморфний стоп Al₈₆Ni₂Co₆Gd₃Y₃ є найбільш перспективним для одержання об’ємних зразків шляхом консолідації. The effect of partial replacement of Gd with Y (up to 3 at.%) in the amorphous Al₈₆Ni₆Co₂Gd6 and Al₈₆Ni₂Co₆Gd₆ alloys on thermal stability, mechanism of the first crystallization stage, structure and properties of nanophase composites is studied by X-ray diffractometry, small-angle X-ray scattering, and microhardness-measurement techniques. As revealed, the additions of Y result in somewhat lowering both thermal stability and microhardness of amorphous alloys as well as in the change of the first crystallization stage mechanism from complex (primary + eutectic) to primary one in the Co-enriched glasses. As shown, the formation at the first crystallization stage of Al nanocrystals with average grain sizes of 14—19 nm and the volume density of (1—3,6)⋅10²³ m⁻³ leads to increase of microhardness from 3150—3470 MPa to 4140—5220 MPa. As found, with respect to its thermal, structural and mechanical characteristics, the Al₈₆Ni₂Co₆Gd₃Y₃ amorphous alloy is the most attractive for the fabrication of bulk samples by the consolidation processing.
issn 1816-5230
url https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/75898
citation_txt Влияние содержания иттрия на термическую устойчивость и процессы нанокристаллизации аморфных сплавов Al86Ni6Co2Gd6−xYx и Al86Ni2Co6Gd6−xYx / В.К. Носенко, Е.А. Сегида, А.А. Назаренко, В.В. Максимов, Е.А. Свиридова, С.А. Костыря // Наносистеми, наноматеріали, нанотехнології: Зб. наук. пр. — К.: РВВ ІМФ, 2013. — Т. 11, № 1. — С. 57-71. — Бібліогр.: 25 назв. — рос.
work_keys_str_mv AT nosenkovk vliâniesoderžaniâittriânatermičeskuûustoičivostʹiprocessynanokristallizaciiamorfnyhsplavoval86ni6co2gd6xyxial86ni2co6gd6xyx
AT segidaea vliâniesoderžaniâittriânatermičeskuûustoičivostʹiprocessynanokristallizaciiamorfnyhsplavoval86ni6co2gd6xyxial86ni2co6gd6xyx
AT nazarenkoaa vliâniesoderžaniâittriânatermičeskuûustoičivostʹiprocessynanokristallizaciiamorfnyhsplavoval86ni6co2gd6xyxial86ni2co6gd6xyx
AT maksimovvv vliâniesoderžaniâittriânatermičeskuûustoičivostʹiprocessynanokristallizaciiamorfnyhsplavoval86ni6co2gd6xyxial86ni2co6gd6xyx
AT sviridovaea vliâniesoderžaniâittriânatermičeskuûustoičivostʹiprocessynanokristallizaciiamorfnyhsplavoval86ni6co2gd6xyxial86ni2co6gd6xyx
AT kostyrâsa vliâniesoderžaniâittriânatermičeskuûustoičivostʹiprocessynanokristallizaciiamorfnyhsplavoval86ni6co2gd6xyxial86ni2co6gd6xyx
first_indexed 2025-11-25T21:07:12Z
last_indexed 2025-11-25T21:07:12Z
_version_ 1850549284808687616
fulltext 57 PACS numbers: 61.05.cf, 61.43.Dq,62.20.Qp,62.23.Pq,81.30.Fb,81.40.Ef, 81.70.Pg Влияние содержания иттрия на термическую устойчивость и процессы нанокристаллизации аморфных сплавов Al86Ni6Co2Gd6−xYx и Al86Ni2Co6Gd6−xYx В. К. Носенко, Е. А. Сегида, А. А. Назаренко, В. В. Максимов*, Е. А. Свиридова*,**, С. А. Костыря* Институт металлофизики им. Г. В. Курдюмова НАН Украины, бульв. Акад. Вернадского, 36, 03680, ГСП, Киев-142, Украина *Донецкий физико-технический институт НАН Украины, ул. Р. Люксембург, 72, 83114 Донецк, Украина **Луганский национальный университет им. Тараса Шевченко, ул. Оборонная, 2, 91011 Луганск, Украина Методами рентгеновской дифрактометрии, малоуглового рассеяния рент- геновских лучей, дифференциальной сканирующей калориметрии и из- мерения микротвёрдости исследовано влияние частичной замены Gd ит- трием (до 3-х ат.%) в аморфных сплавах Al86Ni6Co2Gd6 и Al86Ni2Co6Gd6 на термическую устойчивость, механизм первой стадии кристаллизации, структуру и свойства нанофазных композитов. Установлено, что добавки Y приводят к некоторому снижению термической устойчивости и микро- твёрдости аморфных сплавов, а в сплавах, обогащённых кобальтом, – к изменению механизма первой стадии кристаллизации от сложного (пер- вичный + эвтектический) к первичному. Показано, что формирование на первой стадии кристаллизации нанокристаллов Al со средними размера- ми 14—19 нм и объёмной плотностью (1—3,6)⋅1023 м −3 приводит к повыше- нию микротвёрдости от 3150—3470 МПа до 4140—5220 МПа. Установлено, что по термическим, структурным и механическим характеристикам аморфный сплав Al86Ni2Co6Gd3Y3 является наиболее перспективным для получения объёмных образцов путём консолидации. Методами Рентґенової дифрактометрії, малокутового розсіяння Рентґено- вих променів, диференційної сканувальної калориметрії та міряння мікро- твердости досліджено вплив часткової заміни Gd ітрієм (до 3-х ат.%) в амо- рфних стопах Al86Ni6Co2Gd6 і Al86Ni2Co6Gd6 на термічну стійкість, механізм першої стадії кристалізації, структуру і властивості нанофазних компози- тів. Встановлено, що добавки Y призводять до деякого зниження термічної Наносистеми, наноматеріали, нанотехнології Nanosystems, Nanomaterials, Nanotechnologies 2013, т. 11, № 1, сс. 57—71 © 2013 ІМФ (Інститут металофізики ім. Г. В. Курдюмова НАН України) Надруковано в Україні. Фотокопіювання дозволено тільки відповідно до ліцензії 58 В. К. НОСЕНКО, Е. А. СЕГИДА, А. А. НАЗАРЕНКО и др. стійкости та мікротвердости аморфних стопів, а в стопах, збагачених коба- льтом, – до зміни механізму першої стадії кристалізації від складного (пе- рвинний + евтектичний) до первинного. Можна бачити, що формування на першій стадії кристалізації нанокристалів Al із середніми розмірами 14—19 нм і об’ємною щільністю (1—3,6)⋅1023 м −3 призводить до підвищення мікрот- вердости від 3150—3470 МПа до 4140—5220 МПа. Встановлено, що за термі- чними, структурними і механічними характеристикам аморфний стоп Al86Ni2Co6Gd3Y3 є найбільш перспективним для одержання об’ємних зраз- ків шляхом консолідації. The effect of partial replacement of Gd with Y (up to 3 at.%) in the amorphous Al86Ni6Co2Gd6 and Al86Ni2Co6Gd6 alloys on thermal stability, mechanism of the first crystallization stage, structure and properties of nanophase composites is studied by X-ray diffractometry, small-angle X-ray scattering, and micro- hardness-measurement techniques. As revealed, the additions of Y result in somewhat lowering both thermal stability and microhardness of amorphous alloys as well as in the change of the first crystallization stage mechanism from complex (primary + eutectic) to primary one in the Co-enriched glasses. As shown, the formation at the first crystallization stage of Al nanocrystals with average grain sizes of 14—19 nm and the volume density of (1—3,6)⋅1023 m −3 leads to increase of microhardness from 3150—3470 MPa to 4140—5220 MPa. As found, with respect to its thermal, structural and mechanical characteris- tics, the Al86Ni2Co6Gd3Y3 amorphous alloy is the most attractive for the fabri- cation of bulk samples by the consolidation processing. Ключевые слова: аморфный сплав, нанокомпозитная структура, легирова- ние, термическая устойчивость, механизм кристаллизации, микротвёрдость. (Получено 11 сентября 2012 г.) 1. ВВЕДЕНИЕ Со времени открытия в 1988 г. [1, 2] и до настоящего времени аморфные сплавы на основе Al (≥ 80 ат.% Al), легированные редко- земельными (РЗМ) и переходными (ПМ) металлами, и их кристал- лизация, являются объектами многочисленных исследований, прежде всего, благодаря высокому уровню их прочностных харак- теристик. В частности, как показано в обзоре [3], предел прочности сплавов Al—РЗМ—ПМ, который в аморфном состоянии может дости- гать 1200 МПа, существенно повышается (до 1560 МПа) при фор- мировании в аморфной матрице наномасштабных (порядка 10 нм) кристаллитов чистого Al. Исключительно высокий уровень меха- нических характеристик такого рода двухфазных аморфно- кристаллических структур, которые получили в литературе назва- ние «нанофазные композиты» [4], позволяет выделить их в отдель- ный класс композитных структур, перспективных для использова- ния в качестве новых конструкционных материалов. ВЛИЯНИЕ Y НА ТЕРМОУСТОЙЧИВОСТЬ И ПРОЦЕССЫ НАНОКРИСТАЛЛИЗАЦИИ 59 Несмотря на то, что высокопрочные нанокомпозитные состояния в сплавах Al—РЗМ—ПМ были получены впервые непосредственно в процессе закалки расплава [5], наиболее распространенным методом получения нанофазных композитов в настоящее время является кристаллизация аморфных фаз при нагреве [6]. Это позволяет кон- тролировать параметры нанофазных композитов (объемную долю нанокристаллов Al и их размеры) и, соответственно, уровень меха- нических свойств. Исследования процесса кристаллизации аморф- ных сплавов на основе Al показывают, что их переход в полностью кристаллическое состояние происходит в несколько четко разделен- ных стадий. На первой из них, как правило, формируются нанокри- сталлы Al, а на последующих — метастабильные или равновесные интерметаллические соединения. Последнее обстоятельство пред- ставляется исключительно важным, поскольку формирование ин- терметаллидов приводит не только к снижению прочностных харак- теристик [7, 8], но и к резкому снижению пластичности [4]. Существенным препятствием для практического использования сплавов Al—РЗМ—ПМ с нанокомпозитной структурой является их относительно низкая склонность к аморфизации. Действительно, несмотря на большой объем выполненных исследований, макси- мальная толщина отливок сплавов на основе Al с аморфной структу- рой, полученных до настоящего времени, не превышает 1 мм (напр., Al86Ni6Y4,5Co2La1,5 [9]). Это обстоятельство стимулировало разработку методов получения объемных образцов путем консолидации дис- персных материалов (лент, чешуек, порошков), получаемых в стек- лообразном состоянии различными методами закалки расплавов. Использование различных методов компактирования (горячая экс- трузия [3], горячее прессование [11], искровое плазменное спекание [12], интенсивная пластическая деформация [13]) позволило полу- чить объемные образцы с уровнем механических свойств, близким к свойствам быстроохлажденных материалов. В то же самое время эксперименты показали, что в температурных диапазонах, в кото- рых достигается близкая к 100% плотность, в аморфных образцах происходит полная или частичная кристаллизация, существенно влияющая на свойства объемных образцов. Это свидетельствует, что исследования процесса кристаллизации аморфных фаз играют важ- ную роль как для выбора компактируемых материалов, так и для разработки оптимальных термических режимов консолидации. Ис- ходя из сказанного выше, основные критерии для выбора сплавов, перспективных для последующей консолидации, включают в себя не только высокие уровни термической устойчивости аморфной фазы и механических характеристик в аморфном и нанокомпозитном со- стояниях, но и относительно широкий температурный интервал су- ществования нанокомпозитной структуры. В настоящей работе представлены результаты эксперименталь- 60 В. К. НОСЕНКО, Е. А. СЕГИДА, А. А. НАЗАРЕНКО и др. ных исследований влияния частичной замены Gd иттрием на терми- ческую устойчивость, характер нанокристаллизации и микротвер- дость двух групп аморфных сплавов Al86Ni6Co2Gd6 и Al86Ni2Co6Gd6. Выбор объектов исследований обусловлен следующими соображени- ями. Во-первых, как было показано ранее [8], полная замена гадоли- ния иттрием в тройных сплавах Al87Ni8RE5 приводит к увеличению температуры начала первой стадии кристаллизации на 25 К и увели- чению твердости нанокомпозитной структуры примерно на 400 МПа. Во-вторых, плотность иттрия (4,472 г/см 3) существенно меньше плотности гадолиния (7,901 г/см 3), а стоимость несколько ниже. Вы- бор базовых сплавов обусловлен тем, что температура начала кри- сталлизации аморфной фазы в сплаве Al86Ni2Co6Gd6 на 44 К выше, чем сплава Al86Ni6Co2Gd6 [13], из аморфных лент которого методом винтовой экструзии был получен объемный образец с нанокомпозит- ной структурой, твердость которого составляла 5,5 ГПа [12]. 2. МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА Слитки исходных сплавов с номинальными составами Al86Ni6Co2Gd6−xYx (x = 0 и 2 ат.%) и Al86Ni2Co6Gd6−xYx (х = 0, 2 и 3 ат.%) готовились из химически чистых элементов в дуговой печи в инертной атмосфере Ar. Редкоземельные элементы вводились в сплав в форме предварительно приготовленных лигатур, состав ко- торых соответствовал интерметаллидам Al3РЗМ. Аморфизация расплавов осуществлялась методом спиннингования расплава в за- щитной атмосфере чистого гелия. Перед литьем расплав в кварце- вом тигле перегревался до температуры Т = 1323 К, выдерживался в течение 2 минут, а затем охлаждался до температуры 1253 К, от ко- торой эжектировался сжатым гелием под давлением ≥ 25 кПа на поверхность вращающегося медного валка. Аморфные ленты тол- щиной 40—60 мкм выдерживали испытания на изгиб, а их химиче- ский состав по данным рентгеновского флуоресцентного анализа соответствовал номинальному в пределах ±0,2 ат.%. Структура полученных лент в свежеприготовленном и термообра- ботанном состояниях исследовались стандартным рентгенографиче- ским методом (автоматизированный ДРОН-3М с фильтрованным СоKα-излучением) и методом измерения угловой зависимости интен- сивности рентгеновских лучей, рассеянных под малыми углами (МУР) на стандартной установке КРМ-1 в схеме с трехщелевой кол- лимацией в фильтрованном CuKα-излучении. Положение счетчика при измерении МУР изменялось от 0,1 до 2° (диапазон размеров рас- сеивающих частиц 4—106 нм) с шагом 0,02° при выдержке 100 с. Данные собирались при двух положениях образца относительно ще- лей (рассеивающем и поглощающем), что позволило исключить па- разитное рассеяние на воздухе и учесть временную нестабильность ВЛИЯНИЕ Y НА ТЕРМОУСТОЙЧИВОСТЬ И ПРОЦЕССЫ НАНОКРИСТАЛЛИЗАЦИИ 61 параметров измерительной системы. Дифрактограммы образцов с аморфной и частично кристалличе- ской наноструктурой анализировались с использованием процеду- ры деконволюции [1, 2], позволяющей определить площади от рас- сеяния аморфной (Aa) и кристаллической (Ac) фазами, угловые по- ложения максимумов θ и их полуширину B. В свою очередь, эти па- раметры использовались для оценки объемной доли кристалличе- ской фазы X = Ac/(Ac + Aa) [12, 13], средних размеров нанокристал- лов d = λ/Bcos(θ) [3] (λ – длина рентгеновской волны) и их объем- ной плотности N = 6X/(πL3). Для уменьшения разброса экспериментальные угловые зависи- мости интенсивности МУР I(q) (q = 4πsinϕ/λ – модуль волнового вектора, ϕ – угол рассеяния, λ – длина волны излучения) сглажи- вались методом медиан по пяти точкам и интерполировались куби- ческими сплайнами с последующей корректировкой на щелевую коллимацию рентгенооптической схемы [17]. Анализ кривых МУР выполнялся как методом Гинье [17], который разработан для ана- лиза системы идентичных хаотически ориентированных невзаимо- действующих частиц, так и методом построения «формы» [18] (свертки профиля электронной плотности) рассеивающих частиц по корреляционной функции γ(r): max 2 0 1 ( ) ( ) ( ) ( ) sin 2 q r u u r du qI q qrdq r γ = Δρ Δρ + = π  (1) и функции распределения по расстояниям p(r) = r2γ(r). Термическую устойчивость аморфных сплавов и процессы их кристаллизации изучали с помощью дифференциального сканиру- ющего калориметра DSC 404F1 Pegasus Netzsch в защитной атмо- сфере гелия. Исследования выполнялись в интервале температур от комнатной до 823 К в условиях непрерывного нагрева со скоростями 5, 10, 20 и 40 К/мин. Погрешность определения температур начала и максимума скоростей превращений на термограммах ДСК составля- ла ±1 К и ±0,3 К соответственно. Микротвердость Hμ ленточных об- разцов измеряли на приборе ПМТ-3 под нагрузкой 0,29 Н (30 гс) с погрешностью ≤ 1,5%. 3. ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ Рентгенографические исследования показали, что все полученные ленты в исходном состоянии характеризовались аморфной структу- рой (рис. 1). Об этом свидетельствует наличие размытого гало в об- ласти главного дифракционного максимума и отсутствие признаков кристалличности на дифрактограммах образцов. На рисунке 2 приведены термограммы ДСК исследованных в рабо- 62 В. К. НОСЕНКО, Е. А. СЕГИДА, А. А. НАЗАРЕНКО и др. те сплавов. Ввиду того, что, как установлено ранее [8, 13], изменение соотношения Ni/Co 3/1 на 1/3 в сплавах Al86(Ni,Co)8Gd6 приводит к изменению механизма первой стадии кристаллизации, для анализа влияния замены гадолиния иттрием исследованные в работе сплавы были разделены на две группы: Al86Ni6Co2Gd6—x (x = 0 и 2 ат.%) и Al86Ni2Co6Gd6—x (x = 0, 2 и 3 ат.%). Как следует из рис. 2, термограммы аморфных лент содержат не- сколько (2—3) экзотермических максимумов, что свидетельствует о Рис. 1. Дифрактограммы быстроохлажденных лент исследуемых спла- вов в исходном состоянии: 1 – Al86Ni6Co2Gd6, 2 – Al86Ni2Co6Gd6, 3 – Al86Ni6Co2Gd4Y2, 4 – Al86Ni2Co6Gd4Y2, 5 – Al86Ni2Co6Gd3Y3. а б Рис. 2. Термограммы ДСК ленточных образцов сплавов а) 1 – Al86Ni6Co2Gd6, 2 – Al86Ni6Co2Gd4Y2; б) 1 – Al86Ni2Co6Gd6, 2 – Al86Ni2Co6Gd4Y2, 3 – Al86Ni2Co6Gd3Y3 при нагреве со скоростью10К/мин. ВЛИЯНИЕ Y НА ТЕРМОУСТОЙЧИВОСТЬ И ПРОЦЕССЫ НАНОКРИСТАЛЛИЗАЦИИ 63 многостадийном характере процесса кристаллизации, характерном для подавляющего большинства аморфных сплавов на основе Al [5— 8]. Отмеченные выше различия механизмов кристаллизации аморф- ных сплавов Al86Ni6Co2Gd6 и Al86Ni2Co6Gd6, которые будут обсуждены ниже, проявляются на форме максимумов тепловыделения: пологом и размытом в первом случае (кривая 1 на рис. 2, а) и резком – во вто- ром (кривая 1 на рис. 2, б). По термограммам, полученным при непрерывном нагреве образ- цов со скоростью 10 К/мин, были определены температуры начала первой и второй стадий кристаллизации Tx1 и Tx2, температуры экзо- термических максимумов Tp1 Tp2 и температурные диапазоны суще- ствования нанокомпозитных структур Tx2 − Tx1, характеризующихся максимальными прочностными характеристиками (табл. 1). Как видно из приведенных данных, температуры начала кристаллиза- ции аморфных сплавов с повышенным содержанием кобальта замет- но выше, чем сплавов, обогащенных никелем, и в обеих группах сплавов, в отличие от тройных сплавов Al87Ni8RE5 [8], частичная за- мена гадолиния иттрием приводит к снижению термической устой- чивости. Особенно резко температура Tx1 снижается при увеличении концентрации Y от 2 до 3-х ат.% в аморфных сплавах, обогащенных Co (табл. 1). Следует отметить, что высокая чувствительность терми- ческой устойчивости аморфных фаз к малым изменениям состава характерна для сплавов на основе Al [13, 19]. Однако, как видно из сопоставления формы первых экзотермических максимумов на тер- мограммах этих сплавов (кривые 2 и 3 на рис. 2), резкое изменение температуры начала кристаллизации для этих сплавов, вероятнее всего, обусловлено изменением механизма кристаллизации. Для проверки этого предположения и анализа причин, приводя- щих к изменению кинетики первой стадии кристаллизации, в работе были выполнены рентгеноструктурные исследования образцов, нагретых со скоростью 10 К/мин до температур завершения первой стадии кристаллизации в соответствии с данными ДСК. Дифракто- граммы исследованных образцов, показаны на рис. 3, а установлен- ные по этим картинам фазовый состав и параметры нанофазных композитов приведены в табл. 2. Как видно из рис. 3, а, дифракто- граммы образцов сплавов Al86Ni6Co2Gd6 и Al86Ni6Co2Gd4Y2 после пер- вой стадии кристаллизации кроме диффузного гало от аморфной матрицы содержат относительно широкие линии, угловое положе- ние которых в пределах точности эксперимента соответствует отра- жениям от плоскостей (111) и (200) Al. Это означает, что на первой стадии кристаллизации аморфных сплавов, обогащенных Ni, по, так называемому, первичному механизму [20] формируется нанокомпо- зитная структура, типичная для многих стекол на основе Al [4—7, 15, 18]. Анализ дифрактограмм образцов сплавов Al86Ni6Co2Gd6 и Al86Ni6Co2Gd4Y2 показал, что средние размеры нанокристаллов ле- 64 В. К. НОСЕНКО, Е. А. СЕГИДА, А. А. НАЗАРЕНКО и др. жат в пределах 15—19 нм, их средняя доля превышает 0.4, что соот- ветствует объемной плотности > 1023 м −3 (табл. 2). В отличие от аморфных сплавов, обогащенных Ni, на дифракто- грамме частично закристаллизованного образца сплава Al86Ni2Co6Gd6 (кривая 1 на рис. 3, б) дополнительно к отражениям от нанокристал- лов Al наблюдается серия слабых линий еще одной кристаллической фазы. Выполненный недавно [21] подробный анализ кинетики нано- кристаллизации и структуры частично кристаллических образцов сплава Al86Ni2Co5,8Gd5,7Si0,5 показал, что дополнительная серия линий принадлежат метастабильной фазе с ГЦК-структурой, являющейся составной частью относительно крупных (≅ 200 нм) эвтектических колоний, формирующихся одновременно с нанокристаллами Al. Как видно из табл. 2, доля нанокристаллов Al в структуре частично за- ТАБЛИЦА 1. Параметры термической устойчивости исследованных аморфных сплавов, измеренные при скорости нагрева 10 К/мин. Химический состав сплава Tx1, К Tp1, К Tx2, К Tp2, К Tx2 − Tx1, К Eа1, кДж/моль Al86Ni6Co2Gd6 500 513,4 582 592,7 82 245 ± 12 Al86Ni6Co2Gd4Y2 497 517,5 580 596,8 83 265 ± 13 Al86Ni2Co6Gd6 556 560,1 597 619,6 41 491 ± 25 Al86Ni2Co6Gd4Y2 550 554,5 598 622,1 48 523 ± 26 Al86Ni2Co6Gd3Y3 509 520,3 607 615,6 98 262 ± 13 а б Рис. 3. Дифрактограммы образцов лент после непрерывного нагрева со скоростью 10 К/мин до температур окончания первой стадии кристалли- зации: а) 1 – Al86Ni6Co2Gd6, 2 – Al86Ni6Co2Gd4Y2; б) 3 – Al86Ni2Co6Gd6, 4 – Al86Ni2Co6Gd4Y2, 5 – Al86Ni2Co6Gd3Y3. Стрелками отмечены слабые ре- флексы от неидентифицированных интерметаллических фаз. ВЛИЯНИЕ Y НА ТЕРМОУСТОЙЧИВОСТЬ И ПРОЦЕССЫ НАНОКРИСТАЛЛИЗАЦИИ 65 кристаллизованного образца сплава Al86Ni2Co6Gd6 существенно меньше (0,22), чем в нанокомпозитных структурах сплавов, обога- щенных Ni. Этот факт свидетельствует о более низкой скорости за- рождения нанокристаллов Al в сплаве, с повышенным содержанием Co, что в свою, очередь является причиной повышенной термической устойчивости аморфной фазы. Приблизительно такой же температурной устойчивостью харак- теризуется и аморфный сплав Al86Ni2Co6Gd4Y2 (табл. 1), хотя на ди- фрактограмме образца этого сплава, нагретого до завершения пер- вой стадии кристаллизации, дополнительные рефлексы проявля- ются крайне слабо. Тем не менее, на сложный характер его первой стадии кристаллизации этого аморфного сплава (аналогичный сплаву Al86Ni2Co6Gd6) указывают как профиль максимума тепловы- деления (рис. 2), так и относительно небольшая доля нанокристал- лов Al в частично закристаллизованном образце (табл. 2). Для более подробного анализа структуры частично закристаллизованных об- разцов в работе были выполнены рентгенографические исследова- ния МУР и сопоставлены кривые рассеяния образцов базовых спла- вов Al86Ni6Co2Gd6, Al86Ni2Co6Gd6 и легированных Y сплавов Al86Ni6Co2Gd4Y2, Al86Ni2Co6Gd4Y2 (рис. 4). Как видно из рис. 4, кривые МУР частично закристаллизованных образцов сплавов Al86Ni6Co2Gd6 и Al86Ni6Co2Gd4Y3, структура кото- рых по данным рентгеноструктурного анализа состоит из нанокри- сталлов Al и остаточной аморфной матрицы, имеют относительно гладкий (спадающий) характер. Существенно более сложный харак- тер имеют I(ϕ) сплавов Al86Ni2Co6Gd6 и Al86Ni2Co6Gd4Y2, (показанные светлыми символами на рис. 4), на дифрактограммах которых, кро- ме линий Al, присутствуют дополнительные рефлексы. Согласно ТАБЛИЦА 2. Фазовый состав и структурные параметры нанофазных композитов, сформированных в исследованных аморфных сплавах на первой стадии кристаллизации при скорости нагрева 10 К/мин. Химический состав сплава Фазовый состав на 1-ой стадии кристаллизации X LAl, нм NAl, м —3 Hμ, MПa Hμ1, MПa Al86Ni6Co2Gd6 АФ + Al 0,41 19 ± 1 1,1⋅1023 3350 4520 Al86Ni6Co2Gd4Y2 АФ + Al 0,46 15 ± 1 3,1⋅1023 3210 4220 Al86Ni2Co6Gd6 АФ + Al + m1 0,22 0,14* 16 ± 1 1,3⋅1023 3470 5100 Al86Ni2Co6Gd4Y2 АФ + Al + m2 0,22 ≅ 0,05* 14 ± 1 9,9⋅1022 3170 4140 Al86Ni2Co6Gd3Y3 АФ + Al 0,39 14 ± 1 3,6⋅1023 3150 5220 Примечание : * относительное количество интерметаллических фаз m1 и m2. 66 В. К. НОСЕНКО, Е. А. СЕГИДА, А. А. НАЗАРЕНКО и др. [17], наличие немонотонных участков на угловых зависимостях ин- тенсивности излучения, рассеянного под малыми углами, является результатом интерференции рассеивающих частиц. Перестройка кривых МУР сплавов Al86Ni6Co2Gd6 и Al86Ni2Co6Gd3Y3 в координатах Гинье ln(I)—ln(q2) показала наличие в их структуре рассеивающих частиц с двумя характерными размерами, подобно тому, как это наблюдалось для сплава Al86Ni6Co2Gd6Cd3Y2Tb1 [22]. Размер более крупных рассеивающих частиц в этих сплавах приблизительно оди- наков и составляет ≅ 30 нм. Диаметры меньших лежат в диапазоне 13—18 нм, практически совпадающим с размерами нанокристаллов Al в этих сплавах, оцененными по данным рентгеноструктурного анализа (табл. 2). Как обсуждалось в работе [22], неоднородности большего размера представляют собой области с повышенной кон- центрацией легирующих элементов («диффузионные зоны»), фор- мирующиеся вокруг растущих нанокристаллов чистого Al, экспери- ментальные доказательства существования которых были впервые представлены в работе [23]. Таким образом, данные, полученные ме- тодом МУР, для частично закристаллизованных образцов аморфных сплавов Al86Ni6Co2Gd6 и Al86Ni2Co6Gd3Y3, согласуются с результатами дифрактографии и существующими в литературе представлениями о характере структуры нанофазных композитов. Сопоставление результатов оценки объемной плотности нано- кристаллов Al в частично закристаллизованных образцах (табл. 2) показывает, что значения NAl во всех исследованных сплавах близ- ки между собой и лежат в диапазоне ≅ (1—4)⋅1023 м −3. Это означает, а б Рис. 4. Угловые зависимости интенсивности МУР для образцов исследу- емых сплавов, нагретых до температур окончания первой стадии кри- сталлизации: а ■) – Al86Ni6Co2Gd6 (573 К), ο – Al86Ni2Co6Gd6 (570 К); (б ■) – Al86Ni2Co6Gd4Y3 (573 К), ο – Al86Ni2Co6Gd4Y2 (570 К). ВЛИЯНИЕ Y НА ТЕРМОУСТОЙЧИВОСТЬ И ПРОЦЕССЫ НАНОКРИСТАЛЛИЗАЦИИ 67 что природа сильной межчастичной интерференции на кривых МУР сплавов Al86Ni2Co6Gd6 и Al86Ni2Co6Gd4Y2 обусловлена не высо- кой объемной плотностью нанокристаллов Al, а является следстви- ем наличия в структуре наномасштабных флуктуаций электронной плотности другой природы. Для проверки этого утверждения по экспериментальным угловым зависимостям кривых МУР, приве- денным на рис. 4, были построены функции распределения по рас- стояниям p(r) = r2γ(r) (рис. 5), где корреляционная функция γ(r) рас- считывалась по уравнению 1. По своему физическому смыслу функция p(r) характеризует рас- пределение отклонений от средней плотности рассеивающих частиц, ее экстремумы связаны с размерами и формой рассеивающих неод- нородностей [18]. Для полного и корректного анализа кривых, при- веденных на рис. 5, необходимо восстановить по экспериментальным данным или теоретически рассчитать значения электронной плотно- сти частиц, что не входило в задачу настоящей работы. Тем не менее, характер изменений функций p(r) позволяет получить определенную информацию о структурных параметрах частично закристаллизо- ванных сплавов. Из данных, приведенных на рис. 5, видно, что фор- мы кривых функции p(r) для сплавов обогащенных никелем Al86Ni6Co2Gd6 и Al86Ni6Co2Gd4Y2 в целом совпадают: имеются 3 мак- симума в положительной части и один глубокий минимум в отрица- тельной части. В то время как на кривых p(r) сплавов Al86Ni2Co6Gd6 и Al86Ni2Co6Gd4Y2 количество экстремумов больше. Как показано в работе [2], максимумы положительной части а б Рис. 5. Функции распределения по расстояниям, восстановленные из экс- периментальных кривых МУР в сплавах: а) ■ – Al86Ni6Co2Gd6 (573 К), ο – Al86Ni2Co6Gd6 (520 К); б) ■ – Al86Ni2Co6Gd3Y3 (563 К), ο – Al86Ni2Co6Gd4Y2 (570 К). Сплошная линия на графике разделяет положительную и отрица- тельную область значений. 68 В. К. НОСЕНКО, Е. А. СЕГИДА, А. А. НАЗАРЕНКО и др. функции p(r) до первого пересечения с нулевой линией функции со- ответствуют характерным размерам рассеивающих частиц. Это означает, что в структуре частично закристаллизованных сплавов Al86Ni2Co6Gd6 и Al86Ni2Co6Gd4Y2 присутствуют 2 типа рассеивающих частиц с одинаковым отклонением от среднего электронной плот- ности, характерные размеры которых составляют 13—20 и 35—37 нм для Al86Ni2Co6Gd6 и Al86Ni2Co6Gd4Y2, соответственно. Как отмеча- лось выше, электронно-микроскопические исследования частично закристаллизованного образца сплава Al86Ni2Co6Gd6 показали [21], что его структура состоит из нанокристаллов Al и относительно крупных (150—200 нм) эвтектических колоний, состоящих из пла- стин чистого Al и метастабильного интерметаллида. Из сопоставле- ния этих данных с кривой p(r) для этого сплава следует (рис. 5, а), что первый максимум на этой кривой обусловлен рассеянием от нанокристаллов, в то время как второй, вероятнее всего, является результатом рассеяния от Al пластин, входящих в состав колоний. Относительно глубокий минимум на кривой p(r) образца сплава Al86Ni2Co6Gd6 указывает на существование наномасштабных неод- нородностей с противоположным от первых частиц отклонением от средней электронной плотности. Исходя из особенностей структуры этого образца, можно предположить, что такими неоднородностями могут быть либо обогащенные легирующими элементами диффузи- онные зоны, либо пластины метастабильной фазы, входящие в со- став эвтектических колоний, либо оба вида неоднородностей, если их размеры близки. В пользу последнего предположения может свидетельствовать более сложный профиль кривой p(r) образца сплава Al86Ni2Co6Gd4Y2 в «отрицательной» области (рис. 5, б). Безусловно, для строгой интерпретации данных, полученных ме- тодом МУР, многофазной структуры частично закристаллизованных аморфных сплавов Al86Ni2Co6Gd6 и Al86Ni2Co6Gd4Y2 нужны дополни- тельные исследования. Тем не менее, совокупность приведенных выше результатов термографического и структурного анализа позво- ляет сделать вывод об аналогии механизмов первой стадии кристал- лизации этих двух сплавов. Учитывая это обстоятельство, результа- ты, приведенные в табл. 1, свидетельствуют, что частичная замена Gd иттрием в изученной группе сплавов приводит к незначительному снижению термической устойчивости аморфных фаз, независимо от механизма их кристаллизации. Возможными причинами отличия этих результатов от установленного в работе [8] эффекта повышения термической устойчивости вследствие полной замены гадолиния ит- трием в тройных аморфных сплавах Al87Ni8RE5 могут быть как нали- чие кобальта в составе исследованных сплавов, так и немонотонный характер изменения Tp1 в зависимости от содержания Y. Результаты термографических исследований, выполненных при разных скоростях нагрева, были использованы в работе для опреде- ВЛИЯНИЕ Y НА ТЕРМОУСТОЙЧИВОСТЬ И ПРОЦЕССЫ НАНОКРИСТАЛЛИЗАЦИИ 69 ления эффективной энергии активации первой стадии кристаллиза- ции Ea1, которая, по мнению некоторых авторов (напр., [19]), может служить характеристикой термической устойчивости аморфных фаз. Значения Ea1 рассчитывались по сдвигу температуры максиму- ма скорости превращения Tp1 на термограммах ДСК в зависимости от скорости нагрева β по широко используемому соотношению Киссин- джера [24] 2 1 1 ln( ) ( ) const p a T E RTβ = − + , где R – универсальная га- зовая постоянная. Как видно из результатов, приведенных в табл. 1, энергии активации первой стадии кристаллизации аморфных спла- вов Al86Ni2Co6Gd6 и Al86Ni2Co6Gd4Y2, температуры начала которой лежат в диапазоне 550—556 К, составляют 491 и 523 кДж/моль соот- ветственно, что, примерно, в 2 раза выше значений Ea1 для осталь- ных сплавов, Tx1 которых приблизительно на 50 К ниже (497—509 К). Наблюдаемые заметные различия значений Tx1 и Ea1 исследованных аморфных сплавов обусловлены различиями механизмов кристал- лизации. И в этом плане величина энергии активации действительно может служить индикатором термической устойчивости. Однако для сплавов, кристаллизующихся по одинаковым механизмам кристал- лизации, тенденции изменений значений Tx1 и Ea1 противоположны (табл. 1). Учитывая, что величина Ea1 зависит от скоростей зарожде- ния и роста кристаллов, последний результат означает, что вклады этих процессов в кинетику первичной кристаллизации исследован- ных аморфных сплавов различны. Таким образом, выполненные в работе исследования термической устойчивости аморфных сплавов Al86(Ni, Co)8(Gd, Y)6 показали, что частичная замена гадолиния иттрием приводит не только к сниже- нию термической устойчивости аморфных фаз и их микротвердости (табл. 2), но и к изменению механизма первой стадии кристаллиза- ции (подавлению формирования интерметаллидов) в сплавах, обо- гащенных Co. Аналогичный переход к первичному механизму кри- сталлизации наблюдался во многих сплавах Al—ПМ—РЗМ при уменьшении содержания РЗМ и, по мнению авторов работы [25], обусловлен изменением соотношений размеров атомов компонентов. Однако для исследованных в работе сплавов Al86(Ni,Co)8Gd6 и Al86Ni2Co2(Gd,Y)6 предложенный в работе [25] критерий неприме- ним, поскольку, атомные радиусы как Ni и Co (0,1246 и 0,1251 нм), так Gd и Y (0,1801 и 0,1802 нм) практически одинаковы. По всей ви- димости, причина возрастания склонности к формированию интер- металлических соединений в аморфной матрице при неизменном со- держании переходных и редкоземельных элементов заключается в изменениях локального ближнего порядка (уменьшении концентра- ции обогащенных алюминием кластеров). Это приводит к торможе- нию процесса зарождения нанокристаллов Al. В пользу этого пред- положения свидетельствуют более высокие температуры начала кристаллизации аморфных сплавов, в которых формируются интер- 70 В. К. НОСЕНКО, Е. А. СЕГИДА, А. А. НАЗАРЕНКО и др. металлиды (Al86Ni2Co6Gd6 и Al86Ni2Co6Gd4Y2) (табл. 1) и пониженные объемные доли нанокристаллов Al в частично закристаллизованных образцах этих сплавов (табл. 2). Несмотря на то, что во всех исследованных в работе сплавах нано- кристаллизация приводит к существенному возрастанию микротвер- дости (табл. 2) и, в частности, в сплаве Al86Ni2Co6Gd6 в 1,47 раза, важ- ность контроля механизма процесса нанокристаллизации обусловле- на тем обстоятельством, что формирование интерметаллических со- единений сопровождается резким падением пластичности. Кроме этого, в аморфных сплавах Al86Ni2Co6Gd6 и Al86Ni2Co6Gd4Y2 со слож- ным механизмом нанокристаллизации температурные диапазоны существования нанокомпозитного структурного состояния (Tx2 − Tx1) с максимальным уровнем прочностных характеристик относительно малы (табл. 1), что осложняет условия получения объемных образ- цов. С практической точки зрения для последующей консолидации из впервые изученной группы сплавов, легированных иттрием, наиболее перспективным является аморфный сплав Al86Ni2Co6Gd3Y3. Он обладает не только наиболее протяженным температурным интер- валом существования нанокомпозитного состояния, но и наибольшей микротвердостью в этом состоянии (5220 МПа). 4. ВЫВОДЫ Результаты выполненных экспериментальных исследований структуры, термической устойчивости и микротвердости двух групп сплавов Al86Ni6Co2Gd6—x (x = 0 и 2 ат.%) и Al86Ni2Co6Gd6—x (x = 0, 2 и 3 ат.%) с аморфной и нанокомпозитной структурой позво- ляют сформулировать следующие выводы: В отличие от тройных Al87Ni8RE5 (RE = Gd, Y) сплавов, частичная замена гадолиния иттрием приводит к снижению термической устойчивости и микротвердости исследованных аморфных сплавов. Установлено, что первая стадия кристаллизации аморфных сплавов, обогащенных никелем, протекает по первичному меха- низму, в то время как увеличение содержания Y от 2 до 3-х ат.% в аморфных сплавах, обогащенных кобальтом, приводит к измене- нию механизма первой стадии кристаллизации от сложного (пер- вичный + эвтектический) к чисто первичному. На первой стадии кристаллизации всех исследованных в работе аморфных сплавов формируются нанокристаллы Al, средний размер которых составляет 14—19 нм, а объемная плотность лежит в преде- лах (1—3,6)⋅1023 м −3, что приводит к возрастанию микротвердости в 1,31—1,66 раза. Установлено, что наиболее перспективным для получения объ- емных образцов является аморфный сплав Al86Ni2Co6Gd3Y3, кото- рый обладает не только максимальным температурным интервалом ВЛИЯНИЕ Y НА ТЕРМОУСТОЙЧИВОСТЬ И ПРОЦЕССЫ НАНОКРИСТАЛЛИЗАЦИИ 71 существования нанокомпозитного состояния (98 К) и наибольшей микротвердостью в этом состоянии (5220 МПа), но и не содержит включений интерметаллических фаз. Исследования выполнены при частичной финансовой поддержке в рамках целевой комплексной программы фундаментальных исследо- ваний НАН Украины «Фундаментальные проблемы наноструктур- ных систем, наноматериалов, нанотехнологий» (проект № 23-12-Н). Авторы благодарят д.ф.-м.н. В. И. Ткача и к.ф.-м.н. С. Г. Рассолова за ценные критические замечания, высказанные при подготовке руко- писи к публикации. ЦИТИРОВАННАЯ ЛИТЕРАТУРА 1. Y. He, S. J. Poon, and G. J. Shiflet, Science, 241: 1640 (1988). 2. A. Inoue, K. Ohtera, A. P. Tsai, and T. Masumoto, Jpn. J. Appl. Phys., 27: L280 (1988). 3. A. Inoue and H. Kimura, J. Light Met., 1: 31 (2001). 4. Z. C. Zhong, X. Y. Jiang, and A. L. Greer, Mater. Sci. Eng., A226—228: 531 (1997). 5. A. Inoue, Y. Horio, Y.-H. Kim, and T. Masumoto, Mater. Trans. JIM, 33: 669 (1992). 6. H. Chen, Y. He, G. J. Shiflet, and S. J. Poon, Scr. Met. Mater., 25: 1421 (1991). 7. P. Rizzi and L. Battezzati, J. Alloys Compounds, 434—435: 36 (2007). 8. В. В. Маслов, В. И. Ткач, В. К. Носенко, С. Г. Рассолов, В. В. Попов, В. В. Мак- симов, Е. С. Сегида, Металлофиз. новейшие технол., 33, № 5: 663 (2011). 9. B. J. Yang, J. H. Yao, J. Zhang et al., Scr. Mater., 61: 423 (2009). 10. Y. Kawamura, H. Mano, and A. Inoue, Scripta Mater., 44: 1599 (2001). 11. K. B. Surreddi, S. Scudino, H. V. Nguyen et al., J. Phys.: Conf. Ser., 144: 012079 (2009). 12. A. P. Shpak, V. N. Varyukhin, V. I. Tkatch et al., Mater. Sci. Eng. A, 425: 172 (2006). 13. В. В. Попов, С. Г. Рассолов, В. И. Ткач и др., Физ. техн. высок. давл., 19: 76 (2009). 14. A. R. Yavari and D. Negri, Nanostruct. Mater., 8: 969 (1997). 15. P. Wesseling, B. C. Ko, and J. J. Lewandowski, Scr. Mater., 48: 1537 (2003). 16. С. С. Горелик, Ю. А. Скаков и Л. Н. Расторгуев, Рентгенографический и элек- тронно-оптический анализ (Москва: МИСиС: 2002). 17. A. Guinier and G. Fournet, Small-Angle Scattering of X-Rays (New York—London: Chapman and Hall Ltd.: 1955). 18. J. Antonowicz, M. Kedzierski, E. Jezierska et al., J. Alloys Compd., 483: 116 (2009). 19. J. Q. Wang, Y. H. Liu, S. Imhoff et al., Intermetallics, 29: 35 (2012). 20. У. Кёстер, У. Герольд, Металлические стекла (Москва: Мир: 1983), с. 323. 21. V. I. Tkatch, S. G. Rassolov, V. V. Popov et al., J. Non-Cryst. Sol., 357: 1628 (2011). 22. S. G. Rassolov, V. I. Tkatch, V. V. Maslov et al., phys. stat. sol. (c), 7: 1340 (2010). 23. K. Hono, Y. Zhang, A. P. Tsai et al., Scr. Metall. Mater., 32: 191 (1995). 24. H. E. Kissinger, J. Res. Nat. Bur. Stand., 57: 217 (1956). 25. R. D. Sa Lisboa, C. Bolfarini, F. Botta et al., Appl. Phys. Lett., 86: 211904 (2005).

Ähnliche Einträge