CC BY
204
УДК 5З9.З
ВЛИЯНИЕ СТРУКТУРНЫХ ПАРАМЕТРОВ НАНОКРИСТАЛЛОВ НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА АМОРФНО-НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ СПЛАВОВ
© А.М. Глезер1,2*, С.Е. Манаенков1*, И.Е. Пермякова1*, Н.А. Попкова1,2*
1 Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им. И.П. Бардина, г. Москва, Россия, e-mail: [email protected] 2 Московский государственный университет приборостроения и информатики, г. Москва, Россия, e-mail: [email protected]
Ключевые слова: нанокристаллизация; аморфная и нанокристаллическая структура; механические свойства. Изучено влияние структурных параметров нанокристаллических фаз, возникающих на первой стадии кристаллизации закаленных из расплава аморфных металлических сплавов Ре58М25В17, Ре50М33В17 и №44Ре29Со15В108і2, на прочностные характеристики аморфно-нанокристаллических сплавов.
ВВЕДЕНИЕ
Контролируемая кристаллизация аморфного состояния является одним из наиболее эффективных методов получения объемных нанокристаллических материалов с высокими функциональными характеристиками [1]. Поскольку переход из аморфного состояния в нанокристаллическое является фазовым переходом первого рода, в процессе нанокристаллизации, как правило, возникают двухфазные структуры, которые можно интерпретировать как аморфно-нано-кристалли-ческие. Необычность сплавов с аморфно-нанокристал-лической структурой (АНС) состоит, в первую очередь, в том, что структурные (фазовые) составляющие такой системы кардинальным образом различаются по характеру своей атомной структуры.
Можно условно выделить два основных структурных состояния, формирующихся в АНС [2]: аморфный металлический сплав (АМС) с равномерно расположенными наночастицами и нанокристаллический сплав с отдельными зернами, разделенными аморфными прослойками. Первый вариант соответствует начальным этапам перехода из аморфного состояния в кристаллическое, а второй вариант - более поздним стадиям этого процесса.
Если обратиться к АНС, состоящим из отдельных нанокристаллов, расположенных в аморфной матрице, то можно с уверенностью констатировать, что их механическое поведение изучено весьма фрагментарно. Существует лишь четко сложившееся мнение о том, что появление кристаллической или нанокристалличе-ской фазы почти всегда приводит к росту прочностных характеристик аморфного состояния [3]. Принято считать, что рост прочности при нанокристаллизации обусловлен, главным образом, появлением в структуре высокомодульной кристаллической фазы. В особой степени этот эффект проявляется в АМС типа металл-металлоид при наличии в структуре боридов, силицидов и других аналогичных фаз [4]. Аналогичная ситуация наблюдается и в АМС типа металл-металл в тех
случаях, когда различие модуля упругости аморфной и кристаллической фаз достаточно велико [5]. Вместе с тем, отмечены случаи, когда кристаллизация приводит к снижению прочности [6].
Помимо соотношения упругих модулей наночастиц и аморфной матрицы, важную роль в изменении прочности при нанокристаллизации должны, очевидно, играть структурные параметры самой нанокристалли-ческой фазы: размер частиц, их объемная плотность, объемная доля, тип кристаллической решетки, текстура, характер распределения по размерам и по объему аморфной матрицы и др. Существуют лишь отрывочные данные о влиянии режимов термической обработки на прочность или на твердость АНС [7], что не достаточно для понимания физической картины влияния наночастиц на механические свойства и механизмы пластического течения в АНС.
В связи с этим целью данной статьи явилось детальное экспериментальное изучение деформационного поведения сплавов, имеющих АНС первого типа (изолированные нанокристаллы, равномерно распределенные в аморфной матрице), полученных контролируемым отжигом исходно АМС. В работе определялись зависимости микротвердости и нескольких структурных параметров (средний размер, объемная плотность и объемная доля наночастиц) от режимов термической обработки (температура и время изотермического отжига), а затем анализировались зависимости микротвердости от трех вышеуказанных структурных параметров.
МАТЕРИАЛ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ
Объектами исследования являлись образцы трех исходно АМС Ее58№25В17 (сплав 1), Ее50№33В17 (сплав 2), №44Ее29Со15В108і2 (сплав 3), полученные методом спиннингования расплава, с шириной лент 10 мм и толщиной 20-25 мкм. Термическая обработка осуществлялась отжигом в вакууме при постоянной температуре в интервале 250-450 °С в течение от 0,5 до 2 ч. В
качестве основного метода исследования структуры использовался метод просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) при ускоряющем напряжении 120 кВ. Исследования методом рентгеноструктурного анализа (РСА) проводились с использованием излучений CoKa (X = 1,79021 А) и CuKa (X = 1,54178 А) с фокусировкой по Бреггу-Брентано. Расчеты структурных параметров на базе ПЭМ были реализованы с использованием специально разработанной компьютерной программы, первичный расчет в которой базируется на принципах метода секущих. Расчеты структурных параметров с помощью РСА производились с целью уточнения значений, полученных методом ПЭМ. Количественный рентгеновский фазовый анализ проводился посредством программы PHAN [8]. По относительной интенсивности рентгеновских линий от аморфной и нанокристаллической фаз определялась объемная доля нанокристаллов, а по степени уширения дифракционных максимумов - средний размер нанокристаллов. Измерения микротвердости проводились при нагрузке 0,25 Н на гладкой (контактной) поверхности ленты.
ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ
1. Кинетика кристаллизации. Систематизируя данные о фазовых превращениях при распаде аморфного состояния в процессе отжига, в табл. 1 приведены особенности начальной стадии кристаллизации изучаемых АМС, сопровождающейся выделением первичных кристаллов.
Сплав Fe58Ni25Bn (сплав 1). В результате проведенных исследований в сплаве 1 были определены зависимости структурных параметров от температуры отжига при фиксированном времени отжига и от времени отжига при фиксированной температуре.
На рис. 1 показаны типичные зависимости среднего размера нанокристаллов d, их объемной плотности NV и объемной доли VV от времени отжига t при температуре
380 °С. Для каждого экспериментального значения указана относящаяся к этому состоянию объемная плотность наночастиц МУ - для графика й(Г), и средний размер кристаллов й для графика М^), соответственно. Аналогичный характер зависимостей наблюдался и при других режимах отжига в интервале существования двухфазной АНС.
Сплав Ее50Ы(33В17 (сплав 2). Как показали исследования методом ПЭМ, на всех изученных стадиях кристаллизации средний размер (диаметр) й наночастиц был постоянным и составлял около 20 нм. Данные РСА подтвердили этот факт. В этой связи рост объемной доли нанокристаллов УУ происходил только за счет увеличения объемной плотности наночастиц МУ Учитывая это обстоятельство, зависимости МУ и УУ от температуры и времени отжига носили аналогичный характер. В интервале 360-370 °С обнаруживается инкубационный период кристаллизации, и только начиная с температуры 380 °С обнаруживается интенсивный рост параметра УУ (рис. 2, а). Графики зависимостей МУ и УУ от времени отжига при постоянной температуре носили сходный характер.
Сплав №44ре29Со1В1($12 (сплав 3). По мере роста температуры отжига наблюдался рост объемной плотности МУ и, соответственно, объемной доли УУ нанокристаллов, при этом значение й в пределах ошибки измерений практически не изменялось и составило 20 нм, как и в сплаве 2. Из-за постоянства значения й, зависимости для МУ и УУ от температуры и времени отжига носили аналогичный характер. Важно отметить, что рост значений МУ и, соответственно, УУ в различных температурных интервалах происходит с различной интенсивностью. При температурах, близких к 350-380 °С и к 420-460 °С, скорость увеличения МУ и УУ с температурой выше, чем в промежуточном интервале 380-420 °С (рис. 2, б). При других параметрах термической обработки зависимости носили аналогичный характер.
Таблица 1
Особенности начальной стадии кристаллизации АМС
Сплав Первичные нанокристаллы
Температура появления (“C) Форма Фаза Тип решетки Период решетки (нм)
Fe58Ni25B17 380 кубоид а ОЦК 0,287
Fe50Ni33B17 3б0 равноосная Y ГЦК 0,357
Ni44Fe29Co15BwSi2 340 равноосная Y ГЦК 0,357
ЧЛ У).1* У.У У.О • .V '.V 1.0
(.ч (■ Ч
а) б)
Рис. 1. Зависимости среднего размера нанокристаллов й, их объемной плотности Му (а) и объемной доли Уу (б) от времени отжига X при температуре 380 °С для сплава 1
2. Механические свойства. Сплав Еє58Мі25РІ7
(сплав І). На рис. 3, а представлена зависимость микротвердости НУ от среднего размера С наночастиц а-фазы, сформировавшихся после отжига сплава 1 при 380 °С. Возле каждой экспериментальной точки указано соответствующее значение объемной плотности наночастиц (мкм-3), при котором проводилось измерение НУ. Наблюдается заметное падение микротвердости по мере роста размера наночастиц. Аналогичным образом выглядят зависимости после отжига при других температурах и при постоянных продолжительностях отжига.
На рис. 3, б представлена зависимость микротвердости сплава 1 от другого структурного параметра на-
ночастиц, объемной плотности МУ, после отжига при 380 °С. У каждой экспериментальной точки указано значение соответствующего среднего размера наночастиц, при котором производилось измерение НУ. Наблюдается явный спад микротвердости по мере увеличения объемной плотности наночастиц. При других параметрах отжига зависимость микротвердости от объемной плотности наночастиц носит аналогичный характер. Зависимость НУ(УУ) (рис. 3, в) строилась аналитически на основе экспериментальных данных, представленных на рис. 3, а и б, с учетом того обстоятельства, что объемная доля УУ = пйЪЫУ /6 [9].
т, с
а)
0,35 0,30 0,25 -0,20 0,15 0,10 -0,05 -0,00
■■-----------1—
400
т.°с
б)
Рис. 2. Зависимость объемной доли нанокристаллов в сплаве 2 (а) и в сплаве 3 (б) от температуры отжига при выдержке 0,5 ч
<1, НІ.І 1%,мки'
а) б)
'У!', отн. ед.
в)
Рис. 3. Зависимость микротвердости сплава 1 от среднего размера (а), от объемной плотности (б) и от объемной доли (в) нанокристаллов при постоянной температуре отжига 380 °С
При значениях УУ < 0,1 отмечается заметное снижение микротвердости, а при более высоких значениях УУ зависимость НУ(УУ) выходит на насыщение. Зависимости НУ(УУ), соответствующие другим температурам, а также зависимости при различных фиксированных временах отжига подобны.
Сплав Ее50Мі33БІ7 (сплав 2). В сплаве 2 изменение значения НУ носит иной характер по сравнению со сплавом 1. В результате термической обработки значение НУ всегда линейно увеличивается относительно исходного аморфного состояния (8700 МПа), достигая максимального значения (10300 МПа) после отжига 390 °С - 2 ч. В связи с тем, что в сплаве 2 размер наночастиц в процессе отжига не изменялся (20 нм), мы исключили величину с из рассмотрения в качестве параметра, влияющего на измерение НУ, и анализировали только зависимость НУ(МУ), что эквивалентно в данном случае зависимости НУ(Уу). Зависимости НУ(Уу) для сплава 2 после отжига при постоянной температуре 360 °С или при постоянной длительности отжига 0,5 ч были близки к линейным (рис. 4). Для других параметров отжига они оказались аналогичными. В некоторых случаях зависимость НУ(Уу) можно было описать не линейным, а степенным законом с выходом значения НУ на насыщение.
Сплав Ш4/ре2сСоі;ВІо^І2-(сплав 3). В сплаве 3, как и в сплаве 2, увеличение температуры и времени отжига всегда приводило к росту значения НУ (от 8800 МПа в исходном аморфном состоянии до 12100 МПа после
отжига 440 °С - 2 ч.). Поскольку и в сплаве 3 наблюдается постоянство среднего размера наночастиц (20 нм) при различных параметрах отжига, мы в этом случае имеем возможность анализировать только зависимость НУ(А'У) и тождественную ей НУ(УУ). На рис. 5 представлены зависимости НУ(УУ) при постоянной длительности (а) и температуре (б) отжига. При других температурах и длительностях отжига характер зависимостей носит аналогичный характер.
Обсуждение результатов. Как известно, возможным фактором влияния наночастиц на прочность АМС является более высокое значение их модуля Юнга Е [10]. Рассмотрим такую возможность в нашем случае. Во всех изученных АМС выделяются наночастицы -ОЦК или ГЦК, твердые растворы замещения на основе железа и никеля (см. табл. 1). Имеющийся в сплавах в большом количестве бор (17 ат.% в сплавах 1 и 2, а также 10 ат.% в сплаве 3) в наночастицах практически не растворяется (менее 0,1 %) [11]. Это означает, что все атомы бора в процессе нанокристаллизации остаются в аморфной матрице. В этом случае резкое различие между значениями Е аморфных и кристаллических фаз, которое для одного и того же химического состава сплава может достигать 30-50 % [10], заметно нивелируется. В самом деле, для выделяющихся в исследованных сплавах нанокристаллов значение Е находится в интервале 200-210 ГПа [12], а значения Е для аморфной матрицы, сохраняющей высокую концентрацию бора, варьируется в пределах 195-200 ГПа [13].
а) б)
Рис. 4. Зависимость микротвердости сплава 2 от объемной доли нанокристаллов при 360 °С (а) и при 0,5 ч (б)
Уу .»
а)
12000 -
11000 -
9000
—I—
0,22
Т
"Г
т
0,26 0,28 0,30
V / . (ІТН. ед.
б)
Рис. 5. Зависимость микротвердости сплава 3 от объемной доли нанокристаллов при 1,5 ч (а) и при 420 °С (б) 1172
Предел текучести гу (или твердость HV) двухфазной АНС возрастает по мере роста объемной доли нанокристаллических частиц в соответствии с правилом аддитивного сложения модулей Юнга структурных составляющих в соответствии с зависимостью [14]:
Гу(HV)=гM(HVM{l + vf {(EK /EM)-1]}, (1)
где ryM и HVM - соответственно предел текучести и твердость аморфной матрицы; Vf - объемная доля на-нокристаллической фазы; EM и EK - модуль Юнга аморфной матрицы и нанокристаллической фазы соответственно. Для сплавов 1-3 максимально возможное значение EK/EM составляет незначительную величину 1,076, и, следовательно, упрочнение за счет различия упругих модулей аморфной и кристаллической фаз нельзя рассматривать в нашем случае как основную причину изменения прочности АМС на стадии их кристаллизации.
Другой возможной причиной может явиться торможение наночастицами полос сдвига, которые распространяются в аморфной матрице. Процесс подобен торможению движущихся дислокаций в кристалле, содержащем когерентные или некогерентные частицы второй фазы. Такие эффекты действительно были обнаружены экспериментально методом ПЭМ [15] и рассчитаны теоретически [16]. Таким образом, представляется уникальная возможность проанализировать в чистом виде (без дополнительного значимого влияния эффекта упругих модулей) упрочнение, связанное с взаимодействием при пластической деформации полос сдвига и наночастиц в зависимости от их объемной плотности и размера.
На рис. 6 показаны суммарные зависимости HV(VV) для всех использованных в работе режимов термической обработки и, следовательно, для всех реализованных двухфазных состояний. При их анализе необходимо учитывать два обстоятельства. Во-первых, сравнивая структурные состояния, полученные при различных температурах и временах отжига, мы допускаем определенную погрешность, связанную с тем, что структурные состояния аморфной матрицы и, возможно, нанокристаллических частиц при этом могут несколько отличаться. Во-вторых, т. к. для сплавов 2 и 3 наблюдается эффект стабилизации размеров наночастиц, обнаруженный ранее для аморфных сплавов типа «Файнмет» Fe-Si-B-Nb-Cu [17], мы имеем по существу возможность анализировать с помощью графика на
рис. 6 зависимость HV(NV), поскольку VV = Kd3NV ,
где K - численная константа.
График на рис. 6, а для сплава 2 может быть описан
зависимостью типа HV = K(VV) , где n = 1/3. Зависимость на рис. 6, б для сплава 3 разбивается на два участка ((VV)Kp = 0,2), каждый из которых аналогичен зависимости, полученной для сплава 2.
Проведем аналогию между нашим случаем и упрочнением за счет торможения скользящих в кристалле дислокаций на некогерентных и неперерезаемых частицах. В соответствии с механизмом Орована, развитыми на его основе теорией Эшби и модифицированной теорией плоских скоплений оровановских петель на частицах, которые удовлетворительно описывают экспериментальные результаты, имеем [18]:
ст = ст0 + сО (ууЬ / й )1/2 е, (2)
где ст - деформирующее напряжение, ст0 - деформирующее напряжение в кристалле, не содержащем частицы, с - константа, равная 0,1-0,6, О - модуль сдвига, Уу - объемная доля частиц, Ь - вектор Бюргерса скользящих дислокаций, й - размер частиц, е - степень пластической деформации.
Как мы видим, наблюдается заметное сходство между влиянием объемной доли частиц (в нашем случае и объемной плотности частиц) на упрочнение в кристаллах и в АМС. Различие заключается в том, что значение показателя степени п в кристаллах составляет 1/2, а в АМС - 1/3. Подобная аналогия не является неожиданной, поскольку полосы сдвига, реализующие пластический сдвиг в аморфном состоянии, являются на мезоуровне по существу эффективными дислокациями, вектор Бюргерса которых точно не определен. При этом мощность сдвиговой деформации в такой полосе составляет тысячи процентов [19]. Более низкое значение п свидетельствует о том, что торможение полос сдвига частицами в АМС менее эффективно, нежели в кристаллах по механизму Орована. По всей видимости, нанокристаллические частицы размером около 20 нм являются частично перерезаемыми, или существует иной, более эффективный, чем в кристаллах, механизм преодоления полосами сдвига частиц нанокристалли-ческой фазы.
Обратимся теперь к рассмотрению вопроса о том, каким образом влияет размер нанокристаллов на упрочнение аморфной матрицы. Ситуация осложняется тем, что в сплавах 2 и 3 обнаруживается эффект торможения роста нанокристаллической фазы на стадии кристаллизации («эффект Файнмета»), и, следовательно, размерный эффект определить не представляется возможным. В сплаве 1 после выбранных режимов термической обработки наблюдается изменение среднего размера кристаллов от 100 до 170 нм, и мы в принципе могли бы проследить за размерным эффектом для значения НУ. Но подобное рассмотрение будет некорректным, поскольку при изменении среднего размера частиц в сплаве 1 одновременно изменяется их объемная плотность. Чтобы исключить влияние параметра Му , мы воспользуемся следующей процедурой.
Как видно из рис. 6, зависимость НУ = /(Уу) носит в сплавах 2 и 3 одинаковый характер: НУ ~ Му1/3. Можно предположить, что эта же зависимость будет справедлива и для сплава 1. В этом случае мы можем привести все значения НУ, полученные для сплава 1, к некоторым значениям, соответствующим одному и тому же, постоянному значению (Му)0. За стандартное значение мы выбрали (Му)0 = 100 мкм-3, поскольку оно находится в середине интервала всех полученных значений Му для сплава 1 после использованных в работе режимов термической обработки (50-160 мкм-3). Коэффициент корректировки рассчитывался как среднее значение коэффициентов для сплава 2 и 3 и составил Ккорр = 38,5 МПа-мкм3. На рис. 7 показана такая зависимость скорректированного значения НУкорр для сплава 1 от среднего размера нанокристаллов й. Темными кружками обозначены значения НУкорр, соответствующие исходному аморфному состоянию (й = 0) и состояниям, полученным после реализованных в работе термических обработок (й = 100-170 нм). Видно, что
№, отн. ед.
а)
б)
Рис. 6. Зависимость микротвердости сплава 2 (а) и сплава 3 (б) от объемной доли нанокристаллов для всех исследованных состояний
Рис. 7. Зависимость микротвердости НУкорр от среднего размера й нанокристаллов для сплава 1 для всех исследованных состояний
при значениях С > 100 нм микротвердость (прочность) падает с ростом среднего размера наночастиц. Вместе с тем, сопоставляя значения НУкорр для С = 0 (аморфное состояние) и для С > 100 нм, можно предполагать, что характер зависимости НУкорр = /(С) носит в целом
сложный и немонотонный характер. Для того чтобы воспроизвести эту зависимость в полном виде нам не достает значений НУкорр в интервале С < 100 нм
Для получения этих данных были проведены дополнительные эксперименты. Образцы сплава 1 отжигались изотермически при 400 °С в течение очень коротких временных интервалах (3, 5 и 10 мин) с целью зафиксировать самые ранние стадии нанокристаллизации. Для полученных значений среднего размера нанокристаллов, расположенных в аморфной матрице, были рассчитаны скорректированные значения микротвердости при МУ = 100 мкм-3, которые нанесены на график НУкорр = /(сС), представленный на рис. 7 в
виде светлых кружков. В более полном виде эта зависимость - кривая с максимумом, соответствующим С = 70-90 нм.
Известно, что в однофазных нанокристаллах наблюдается аномальная зависимость прочности от размера зерна, которая для обычных поликристаллов, как правило, описывается соотношением Холла-Петча [22] (рис. 8):
НУ (а у ) = НУ0Ю + кНу (ку )С
-1/2
(3)
где НУ - твердость, ау - предел текучести, НУ0 и а0 -соответственно твердость и напряжение пластического течения в теле зерна; кНУ и ку - коэффициенты пропорциональности и С - средний размер зерна.
Если сравнить зависимость 2 на рис. 8 и зависимость НУКорр = /(С) на рис. 7, то на лицо их явное
сходство. При этом важно иметь в виду, что мы сравниваем зависимость от среднего размера нанокристаллов для двух совершенно различных структурных состояний. Зависимости на рис. 8 получены для однофазного поликристаллического (нанокристаллического) состояния. В нашем случае (рис. 7) речь идет о двухфазной АНС, когда кристаллическая фаза распределена в виде статистически расположенных равноосных наночастиц с объемной долей, не превышающей величину 0,4. Условно будем считать, что зависимость, находящаяся справа от области максимума НУ на рис. 7, является «нормальной», поскольку она плавно переходит в область кристаллических частиц обычного размера, далекого от нанометрового диапазона. Эта зависимость несколько отличается от тех, которые реализуются в кристаллах, содержащих частицы второй фазы [18], но физически ее легко понять из следующих
теоретическим предел текучести
1 -ч. Закон Холлл-Петчл
10 100 1000 10000 (I. НМ
Рис. 8. Зависимость предела текучести от размера зерна в материале: 1, 2 - экспериментальные зависимости в области нарушения закона Холла-Петча - 3 [20, 21]
рассуждений: по мере роста размера частиц второй фазы торможение полос сдвига на кристаллических частицах становится все менее эффективным за счет более активного протекания деформационных процессов в самих частицах. При снижении их размера и при переходе в область наночастиц скольжение внутри них становится все менее активным, и наступает момент, когда нанокристаллическая фаза ведет себя как жесткие неперерезаемые частицы второй фазы, в которых полностью подавлены дислокационные и иные релаксационные процессы. Вместе с тем, при С < 70 нм начинают происходить аномальные процессы, не укладывающиеся в развитую выше структурную модель. Преодоление наночастиц полосами сдвига заметно облегчается и в пределе выходит на уровень напряжений, при котором полосы сдвига распространяются в аморфной матрице, не содержащей наночастицы (С = 0). Следует подчеркнуть, что аномальное поведение микротвердости (прочности) проявляется именно тогда, когда размер наночастиц кристаллической фазы становится меньше толщины полос сдвига (60-70 нм [19]), распространяющихся в аморфной матрице при пластической деформации.
ВЫВОДЫ
1. Детально исследовано влияние структурных параметров нанокристаллических фаз, возникающих на первой стадии кристаллизации закаленных из расплава -АМС (РЄ58^І25В17, РЄ50^І33В17, Мі44рЄ29С015Вю8і2), на прочностные характеристики двухфазных АНС.
2. Объемная доля кристаллической фазы (а-нано-частиц Ее-№ (ОЦК) в сплаве 1, у-наночастиц Ее-№ (ГЦК) в сплаве 2 и у-наночастиц №-Ре-Со (ГЦК) в сплаве 3) не превышала значения 0,4.
3. В сплавах 2 и 3 обнаружено явление стабилизации размеров нанокристаллической у-фазы (около 20 нм) в широком интервале параметров термической обработки, аналогичное «эффекту Файнмета».
4. Показано, что упрочнение за счет различия упругих модулей аморфной и кристаллической фаз нельзя рассматривать как основную причину изменения прочности исследованных АНС.
5. На основании ранее проведенных экспериментальных и теоретических исследований высказано предположение, что упрочнение при кристаллизации обусловлено торможением распространяющихся в аморфной матрице сильно локализованных полос сдвига кристаллическими наночастицами по аналогии с
торможением скользящих дислокаций некогерентными частицами второй фазы.
6. Показано, что при постоянном размере наночастиц (d = 20 нм) в сплавах 2 и 3 зависимость микротвердости HV от объемной доли VV или объемной плотности NV наночастиц может быть описана зависимостью типа HV = K (VV )n , где n = 1/3. Отмечено заметное сходство между влиянием объемной плотности и объемной доли наночастиц на упрочнение в двухфазных кристаллах и в АНС. Различие заключается лишь в том, что значение показателя степени n для
зависимости HV = K (VV )n в кристаллах, содержащих частицы второй фазы, в соответствии с механизмом Орована, теорией Эшби и модифицированной теорией плоских скоплений оровановских петель на частицах составляет 1/2, а в АНС - 1/3.
7. Установлено, что в сплаве 1 при фиксированном значении NV = 100 мкм~3 и при среднем размере нанокристаллов d свыше 80-100 нм наблюдается размерная зависимость HV = f (d), аналогичная соотношению
Холла-Петча. При d < 70-80 нм обнаружено аномальное снижение значений HV с уменьшением d, что связано, по-видимому, с превышением толщины зоны пластической деформации в полосах сдвига, распространяющихся в аморфной матрице, над размером наночастиц кристаллической фазы.
ЛИТЕРАТУРА
1. Glezer A.M. Melt quenched nanocrystals //Nanostructured Materials: Science and Technology / ed. Gan-Moog Chow, N.I. Noskova, NATO ASI Series, Kluver Acad. Publ. Dordrecht; Boston; London. 1998. P. 163-182.
2. Глезер А.М. Особенности структуры и механического поведения нанокристаллов, полученных закалкой из жидкого состояния // Материаловедение. 1999. № 3. С. 10-19.
3. Носкова Н.И., Мулюков Р. Р. Субмикрокристаллические и нано-кристаллические металлы и сплавы. Екатеринбург: Изд-во ИФМ УрО РАН, 2003. 117 с.
4. Глезер А.М., Овчаров В.П., Утевская О.Л., Чичерин Ю.Е. Структура и механические свойства сплавов Fe-Cr-B при переходе из аморфного состояния в кристаллическое // ФММ. 1987. Т. 64. № 6. С. 1106-1109.
5. Freed R.L., Vander J.B. The effects of devitrification on the mechanical properties of Cu46Zr54 metallic glass // Met. Trans. 1979. V. 10A. № 11. P. 1621-1626.
6. Кекало И.Б., Чичерин Ю.Е., Глезер А.М. и др. Особенности механического поведения аморфных магнитно-мягких сплавов Co80MoxCr10-xZr10 // ФММ. 1987. Т. 64. № 5. С. 983-990.
7. Андриевский Р.А., Глезер А.М. Прочность наноструктур // УФН. 2009. Т. 179. № 4. С. 337-358.
8. Горелик C.C., Скаков Ю.А., Расторгуев Л.Н. Рентгенографический и электронно-оптический анализ. М.: МИСиС. 2002. С. 352-356.
9. Чернявский К.С. Стереология в металловедении. М.: Металлургия, 1977. С. 95-100.
10. Глезер А.М., Пермякова И.Е., Громов В.Е., Коваленко В.В. Механическое поведение аморфных сплавов. Новокузнецк: Изд-во СибГИУ, 2006. 416 с.
11. Диаграммы состояния двойных металлических систем / под ред. Н.П. Лякишева. Т. 2. М.: Машиностроение, 2000. 464 с.
12. Самсонов Г.В., Винницкий И.М. Тугоплавкие соединения. М.: Металлургия, 1976. 295 с.
13. Алехин В.П., Хоник В.А. Структура и физические законмерности деформации аморфных сплавов. М.: Металлургия, 1992. 248 с.
14. Zielinski P.G., Ast D.G. Yield and reformation of metallic glasses strengthened by post-extrusion addition of second phase particles // Acta Met. 1984. V. 32. № 3. P. 397-405.
15. Глезер А.М., Манаенков С.Е., Пермякова И.Е. Структурные механизмы пластической деформации аморфных сплавов, содержащих наночастицы кристаллической фазы // Известия РАН. Сер. физическая. 2007. Т. 71. № 12. С. 1745-1748.
16. Поздняков В.А. Развитие полос сдвига в аморфно-кристаллических металлических сплавах // ФММ. 2004. Т. 97. № 1. С. 9-17.
17. Yamauchi K., Yoshihito Y. Recent development of nanocrystalline soft magnetic alloys // Nanostructured Materials. 1995. V. 6. P. 247-254.
18. Гольдштейн М.И., Литвинов В.С., Бронфин Б.М. Металлофизика высокопрочных сплавов. М.: Металлургия, 1986. 312 с.
19. Глезер А.М., Молотилов Б.В., Утевская О.Л. Электронно-микроскопическое изучение полос деформации при негомогенном пластическом течении аморфных сплавов // ДАН СССР. 1985. Т. 283. № 1. С. 106-109.
20. Головин Ю.И. Введение в нанотехнологию. М.: Изд-во «Машино-стороение-1». 2003. 112 с.
21. Андриевский Р.А., Глезер А.М. Размерные эффекты в нанокристал-лических материалах. II Механические и физические свойства // ФММ. 2000. Т. 89. № 1. С. 91-112.
22. Глезер А.М. Нанокристаллические материалы: структурные механизмы пластической деформации и аномалия соотношения Холла-Петча // Деформация и разрушение материалов. 2006. № 2. С. 10-16.
БЛАГОДАРНОСТИ: Работа выполнена при финансовой поддержке Российского фонда фундаментальных
исследований (грант 09-02-90439) и программы Министерства образования и науки «Научные и научно-образовательные кадры инновационной России» (проект № 2291).
Поступила в редакцию 15 апреля 2010 г.
Glezer A.M., Manaenkov S.E., Permyakova I.E., Popkova N.A. Influence of nanocrystals structural parameters on mechanical properties of amorphous-nanocrystal alloys. Influence of nanocrystal phases structural parametres, arising at the first stage crystallisation of amorphous metal alloys Fe58Ni25Bi7, Fe50Ni33B17 and Ni44Fe29Coi5BioSi2, on the strength characteristics of amorphous-nanorystal alloys, is studied.
Key words: nanocrystallisation; amorphous and nanocrystal structure; mechanical properties.
