CC BY
22
УДК 669.21'3:539.4.015
СТРУКТУРНЫЙ МЕХАНИЗМ НИЗКОЙ ПЛАСТИЧНОСТИ УПОРЯДОЧЕННОГО СПЛАВА CuAu ВБЛИЗИ Тс
© Н.Д. Земцова, И.А. Перегурина, И.Г. Кабакова
Zcnusova N.D.. Pcrcturina 1.А.. Kabanova I.G. Structural Mechanism of Low Plasticity of Ordered CuAu Alloy near Tt. High-lempcraturc and high-rcsolution electron microscopy and electron diffraction analysis were used to study changes in the structure of the ordered CuAu alloy with grains-singlc domains under heating. At temperatures from 200 to 400 °C local disordered nanoregions appeared in the grains and the volume fraction of those nanorcgions increased with growing temperature. A nanodisperscd two-phase /.I0+AI structure with disclination-type interfaces was formed at temperatures from 300 to 400 °C. The structure was characterized by brittle failure and zero plasticity.
При механических испытаниях упорядоченного сплава CuAu реализуется необратимая положительная температурная зависимость предела текучести (рис. 1а [I]). Такая зависимость получена нами на образцах CuAu стехиометрического состава, исходно характеризующихся высокой степенью порядка. Способ получения таких образцов не тривиален, поэтому подробнее остановимся на его описании. Сплав изготовлен вакуумной плавкой из высокочнстых компонентов меди и золота, взятых в пропорции, отвечающей эквиатомно-му составу. Потеря в весе слитка составила 0,02 %. Слиток гомогенизировали при 850 °С 24 ч, охлаждали с печью до 450 °С и закаливали в воде. Последующая деформация прокаткой при комнатной температуре на 90 % привела к формированию большого количества некристаллографнческих полос сдвига (объемная доля
- 65 %), разделенных матрицей, характеризующейся острой текстурой. Разориентация фрагментов в полосе сдвига достигает нескольких десятков градусов. Размер фрагментов порядка 0,1-0,2 мкм. Деформационная зона вокруг фрагментов довольно широкая (0,05 мкм) и содержит большое количество дислокаций, неразрешаемых электронно-микроскопически. Внутри фрагментов плотность дислокаций заметно ниже. Фрагменты полосы сдвига, наиболее отличающиеся по ориентации и совершенные по структуре, являются потенциальными зародышами новых зерен при последующем рекристаллизационном отжиге.
Процессы рекристаллизации деформированного сплава в интервале температур ниже критической точки перехода порядок - беспорядок Т, сопровождаются упорядочением атомов. Взаимосвязь этих явлений, а именно: будут ли они протекать одновременно или один из них будет опережать другой во времени, - играет основную роль в формировании структуры сплава [2].
Установлено наличие трех температурных интервалов различного взаимодействия процессов рекристаллизации и упорядочения:
1 - при высоких температурах рекристаллизация опережает упорядочение;
2 - упорядочение опережает рекристаллизацию в интервале температур максимальной скорости установления порядка в расположении атомов;
3 - упорядочение и рекристаллизация развиваются одновременно - налицо комплексная реакция, когда скорости перераспределения дислокаций и установления порядка в расположении атомов оказываются одинаковыми.
Показано, что только при совместной реализации обоих процессов (3-й случай) возможно получение высокоупорядоченной структуры. Для этого механо-гермическая обработка должна удовлетворять следующим условиям:
1. высокая степень предварительной пластической деформации, приводящая к формированию полос сдвига;
2. повышенная скорость нагрева до заданной температуры отжига, предотвращающая опережающее развитие упорядочения атомов.
Равенство скоростей перераспределения дислокаций и установления порядка в расположении атомов в каждом отдельном фрагменте полосы сдвига обеспечивается развитием непрерывной комплексной реакции. Фронтом развития этой реакции является движение стенок дислокаций, выметаемых из фрагментов. Движущей силой непрерывной комплексной реакции является сумма сил, обусловленная градиентом упругих напряжений и разницей в степени порядка, устанавливающейся внутри зерна-монодомена на стадии его зарождения и в окружающей матрице. После перераспределения дислокаций в границах фрагментов и превращения их в большеугловые границы вступает в действие прерывистая комплексная реакция упорядочения. Миграция большеугловых границ становится ведущим процессом в создании рекристаллизованной структуры сплава. Формирующейся структуре характерна мелкозернистость, причем каждое зерно является монодоменом. При всех температурах отжига образование зародышей рекристаллизации вне полос сдвига не отмечено. Поэтому зерна, зародившиеся на краю полос сдвига, имеют большую возможность роста в рядом расположенную матрицу, чем зерна, зародившиеся внутри полос сдвига. Вследствие этого возникает полосчатая макроструктура в распределении зерен по размеру.
Границы зерен обладают низкой миграционной способностью, обеспечивающей стабильность струк-
туры, что проявляется в отсутствии собирательной рекристаллизации в процессе увеличения длительности отжига. Малая подвижность границ обусловлена как высокой степенью дальнего порядка в зернах-монодоменах, так и необходимостью формоизменения вновь образующегося объема зерна в случае его роста.
Рекристаллнзационный отжиг осуществили при двух различных режимах: 350 °С 27,5 ч и 260 °С 142 ч, с последующим охлаждением вместе с отключенной печью. После отжига при 260 °С сформировалась исключительно мелкозернистая структура: размер зерна на месте полос сдвига в среднем - 0,2 мкм, вне полос
- I мкм. Механические характеристики такой структуры: о,, = 513,4 МПа; о0.2 = 310,2 МПа; б = 3,65 %.
После отжига при 350 °С зерно несколько крупнее: на месте полос сдвига - 1 мкм, вне полос ~ 2 мкм. Последнее обстоятельство оказалось решающим в выборе режима рскристаллизационного отжига для последующего исследования температурной зависимости механических свойств, так как одновременно преследовалась цель провести электронно-микроскопический анализ внутризеренной структуры, как с повышением температуры, так и после деформации растяжением при различных температурах. Более крупное зерно облегчит выполнение поставленной задачи. Механические характеристики последней структуры: о„ = 304,4 МПа; о(,.2 = 158.0 МПа; 8 = 4,7%.
Для создания максимально возможной степени порядка в исходных образцах режим охлаждения после рекристаллизационного отжига был изменен: применено медленное охлаждение со скоростью 10 град/сутки.
На рис. 2 приведена рентгенодифрактограмма этого образца.
Сформировавшаяся фаза /Л0 характеризуется острыми и весьма интенсивными максимумами сверх-структурных отражений: величина отношения
1оо|/1<ш > I и 11 к/Ьго > 2. Такое соотношение интенсивностей сверхструктурных и соответствующих структурных отражений, согласно расчетам [3], отвечает высокой степени порядка, весьма близкой к единице. Именно на таких образцах получена температурная зависимость прочностных характеристик упорядоченного сплава СиАи, представленная на рнс. 1. Значения предела текучести после закалки образцов от повышенных температур и испытания при комнатной температуре, показанные темными точками на рис. 1а, весьма близки к значениям, полученным непосредственно при температуре отжига. Таким образом, необратимость аномальной зависимости а0,2(7") выполняется для упорядоченного сплава СиАи, также как и для упорядоченного сплава Си3Аи [4].
Ранее методом высокотемпературной электронной микроскопии и электронографии было установлено, что увеличение предела текучести упорядоченного сплава Си-|Аи (сверхструктура ¿1:) с повышением температуры обусловлено формированием малых разупо-рядоченных областей внутри упорядоченных доменов начиная с - 220 °С вплоть до критической температуры Тс [4]. Такой же эксперимент был осуществлен и для сплава СиАи.
ТЕМПЕРАТУРА,°С
-200-100 0 100 200 300 400 500 ТЕМПЕРАТУРА ИСПЫТАНИЯ, *С б)
Рис. I. Изменение прочностных характеристик упорядоченного сплава СиАи с повышением температуры. Темными точками на а) отображены значения предела текучести при комнатной температуре после закалки сплава от соответствующих температур
Рнс. 2. Рентгенодифрактограмма образца, отожженного при 350 °С 27,5 ч с последующим охлажденном со скоростью 10 град/сутки до 20 °С
Наблюдение за изменением зеренно-моно-доменного состояния сплава СиАи в процессе его нагрева в колонне электронного микроскопа показало, что, начиная с температуры ~ 250 °С, имеет место «мерцание» структуры внутри каждого зерна, усиливающееся до ~ 350 °С. Это свидетельствует о ее динамически неустойчивом состоянии. В процессе дальнейшего нагрева до 400 °С «мерцание» прекращается, и в структуре появляется твидовый контраст. Четких электронограмм, снятых при повышенных температурах и фиксирующих присутствие разупорядоченной фазы в сплаве СиАи, получить не удалось.
Электронографическое доказательство реализации частичного разу порядочен ня при нагреве сплава СиАи получено от структуры, сформировавшейся после охлаждения от 300 °С с выдержкой в течение 45 мин. На электронограмме от одного зерна при комнатной температуре регистрируются отражения, принадлежащие только фазе /-10, но имеющей две ориентации кристаллической решетки, в то время как исходное состояние было монодоменным. Каждое зерно оказалось состоящим из нанообластей приблизительно одинакового размера в 6-8 нм, чередующихся по ориентации. Изменение структуры могло произойти только вследствие упорядочения разупорядоченных нанообластей в процессе охлаждения. Причем ось с тетрагональной кристаллической решетки вторично упорядоченных областей оказалась повернутой на - 90° по отношению к с оси областей, не испытывавших разупорядочение. Эта переориентация обусловлена наличием направленных упругих напряжений в двухфазной структуре 1Л0 + АI, содержащей нанообласти ¿1(,-фазы одинаковой ориентации.
Как показало электронографическое исследование структуры, угол между направлениями [001] одной и [010] другой ориентации составляет 4°. Именно такое значение угла разориентацин между направлениями <001 > является возможным для случая диффузионного зарождения упорядоченных ¿10-доменов в разупорядо-ченной матрице [5].
Весьма важно отметить, что однотипные отражения от двух ориентировок ¿1 о-фазы на электронограмме связаны четкими тяжами. Это, на наш взгляд, свидетельствует о том, что нанообласти 90°-разориентации упруго сопрягаются между собой посредством некоторой аккомодационной области, в которой совершается постепенный разворот кристаллической решетки дис-клинациониого характера. Формирование тяжа является отражением присутствия в аккомодационной области полного набора параметров кристаллической решетки от «о» до «с», то есть от (1ию до с1т. Подтверждением такого механизма сопряжения нанообластей является отсутствие на изображении структуры четких границ между ними. Это означает, что границы не мо-ноатомны, так как в этом случае наблюдались бы ан-тифазные границы. С другой стороны, не наблюдаются н малоугловые дислокационные границы, которые могли бы компенсировать разворот нанообластей в 4°. Таким образом, структура границ нанокристаллнческо-го сплава СиАн существенно отличается от структуры границ традиционного поликристаллического состояния. Это должно отражаться на механических свойствах таких материалов.
Возрастание о02 с температурой испытания удается наблюдать не вплоть до критической температуры
упорядочения Тс (как это происходит в сплаве Cu3Au [4]), а ограничивается температурой ~ 300 °С. Выше этой температуры, когда реализуется именно это наноструктурное состояние сплава, наблюдается резкое охрупчивание материала, не дающее возможности получить истинные значения пределов прочности и текучести при механическом испытании вплоть до Т(-. В указанном интервале температур кривые на рис. 1а, 16 проведены пунктиром. Нагрев сплава выше критической температуры упорядочения, переводящий сплав в состояние ближнего упорядочения, приводит к весьма заметному повышению характеристики пластичности 6 (рис. 16), что коррелирует с выходом сплава из наноструктурного состояния.
Известно, что низкая пластичность сплавов в наноструктурном состоянии обусловлена подавлением процессов генерации и движения дислокаций из-за малого размера зерна [6]. В нашем случае реализуется, по-видимому, именно такое структурное состояние в сплаве CuAu, вследствие чего чрезвычайно хрупкое разрушение при механическом испытании растяжением не дает возможности определить прочностные характеристики сплава.
Отметим, что закалка сплава CuAu из температурного интервала 300-400 °С, реализующая формирование нанодисперсного состояния, может быть ответственна за его самопроизвольное растрескивание в процессе вылеживания при комнатной температуре.
ЛИТЕРАТУРА
1. Земцова НМ. Перетурина И.А. Температурная зависимость предела текучести упорядоченного эквиатомного сплава CuAu // ФММ. 2000. Т. 90. № 5. С. 84-91.
2. Зин1/ояа НМ Ясы/жваЛ.П Взаимосвязь упорядочения и рекристаллизации в сплаве CuAu II ФММ. 1986. Т. 62. Вып. 3. С. 571 -582.
3. Соколова A.A., Миршев ДА Учет статических искажений в методике определения степени дальнего упорядочения в сплавах C'uAu н CujAu И Вопросы металловедения и термической обработки металлов и сплавов: Темат. сб. иауч. тр. Челябинск: ЧГГУ. 1994. С. 66-78.
4. Земцова НМ. Перетурина И. А К вопросу о природе положительной температурной зависимости предела текучести бинарного сплава CujAu. I. Механические свойства и структурные исследования // ФММ. 1994. Т. 77. Вып. 4. С. 152-168.
5. Земцова Н.Д.. Кабанова ИГ. Мехашпм низкотемпературного упорядочения эквиатомного сплава CuAu. II. Электроиномнкро-скопическос исследование первого этапа упорядочения // ФММ. 1997. Т. 84. Вып. 5. С. 78-87.
6. Поздняков В.А.. Глезер Л.М. Структурные механизмы пластической деформации нанокристалличсскнх материалов // ФТТ. 2002. Т. 44. Вып. 4. С. 705-709.
БЛАГОДАРНОСТИ: Авторы благодарны Российскому фонду фундаментальных исследований Р2002УРАЛ № 02-02-96414 за материальную поддержку.
