Full Text

Введение Сплавы на основе золота достаточно широко используются на практике: их применяют для изготовления ювелирных сплавов [1], солнцезащитных фильтров [2], в биомедицине и химических технологиях [3] и т.д. Важной областью применения сплавов золота является приборостроение: коррозионно-стойкие проводники и покрытия, припои для ответственных деталей и др. [4]. Контактные пары для передачи слабого электрического сигнала с вращающихся узлов в приборах управления авиакосмической техники также изготавливаются из сплавов золота [5]. К материалу таких контактных пар применяют очень жесткие требования: он должен иметь целый набор высоких физико-механических свойств (электропроводность, прочность, упругость, коррозионную стойкость). Кроме того, для стабильной работы при включении и выключении детали контактной пары должны иметь пониженную взаимную диффузию. За рубежом для изготовления контактной пары используют сплавы с высоким содержанием золота, платины, палладия и серебра [6]. Как правило, для упрочнения таких сплавов используется сильная пластическая деформация [7]. Атомно-упорядоченные сплавы золото-медь со сверхструктурой типа L10 характеризуются высокими прочностными свойствами и пониженным электросопротивлением. Кроме того, ввиду высокого содержания золота (около 75 мас. %) они обладают высокой коррозионной стойкостью. Также известно, что скорость диффузии в упорядоченных сплавах в разы меньше, чем в тех же сплавах, находящихся в разупорядоченном состоянии. Набор таких высоких функциональных свойств позволил использовать эквиатомный сплав CuAu в упорядоченном состоянии для применения в качестве контактного материала в ответственных узлах и приборах управления [8]. Вследствие применения на практике кинетика атомного упорядочения эквиатомного сплава CuAu хорошо изучена, процессы перестройки ГЦК-разупорядоченной фазы в ГЦТ-упорядоченную по типу L10 в целом понятны, исследованию структуры и свойств сплава в различных структурных состояниях посвящено большое количество работ [8-10]. В настоящее время возникла потребность в новых контактных материалах с повышенными прочностными свойствами и низким электросопротивлением. Сплав золото-медь с более высоким содержанием золота удовлетворяет этим требованиям: прочностные свойства сплава Cu-80 мас. % Au выше по сравнению с эквиатомным CuAu при сопоставимом удельном электросопротивлении. Согласно фазовой диаграмме (рис. 1) ниже определенной, критической, температуры в сплаве меди с 80 мас. % золота происходят процессы атомного упорядочения. Температура, при которой происходит фазовое превращение беспорядок↔порядок, называется критической температурой упорядочения (Тс). Согласно фазовой диаграмме Тс в сплаве Cu-80 мас. % Au составляет ≈380 °С. Рис. 1. Фазовая диаграмма золото-медь На рис. 1 хорошо видно, что в зависимости от температуры обработки этот сплав может находиться в различных структурных состояниях: разупорядоченном и упорядоченном по типу CuAuI или CuAuII. Между вышеперечисленными фазами имеются температурные интервалы двухфазных состояний. Схемы кристаллических решеток медно-золотого сплава представлены на рис. 2. В высокотемпературной области сплав Cu-80 мас. % Au имеет разупорядоченную ГЦК-решетку. На рис. 2, а хорошо видно, что атомы каждого сорта в такой решетке расположены случайным образом. В низкотемпературной области в сплаве формируется сверхструктура типа L10 (см. рис. 2, б). На рисунке хорошо видно, что при упорядочении по типу L10 атомы каждого сорта поочередно занимают одну из плоскостей типа (100) исходной ГЦК-решетки. Наличие выделенного направления в расположении атомов приводит к возникновению тетрагональности упорядоченной решетки. При этом параметры а и b исходной решетки несколько увеличиваются, а параметр с уменьшается. Известно, что степень тетрагональности кристаллической решетки эквиатомного сплава CuAu составляет с/а = 0,92 [11]. Перестройка кристаллической решетки сплава в ходе атомного упорядочения приводит к сильным внутренним напряжениям. В литературе неоднократно обсуждалось коробление и самопроизвольное растрескивание при упорядочении медно-золотых сплавов после закалки от высокой температуры [12]. а б в Рис. 2. Схематическое изображение кристаллических решеток, формирующихся в сплаве Cu-80 мас. % Au: а - ГЦК-решетка разупорядоченного сплава; б - сверхструктура L10; в - сверхструктура CuAuII В температурном интервале от 380 до 300 °С в этом сплаве формируется сложная орторомбическая фаза, упорядоченная по типу CuAuII (см. рис. 2, б). Она состоит из состыкованных между собой по направлению b 10 ячеек, упорядоченных по типу L10. Антифазная граница (АФГ), проходящая посередине длинной трансляции этой решетки, делит ее таким образом, что заполненные атомами золота плоскости типа (001) с другой стороны АФГ сменяются плоскостями, заполненными атомами меди. Фактически упорядоченная по типу CuAuII решетка является примером одномерной длиннопериодной структуры. Анализ литературных данных выявил, что кинетика атомного упорядочения в сплаве Cu-80 мас. % Au практически не изучена, неизвестны также оптимальные термообработки, позволяющие сформировать в этом сплаве набор высоких функциональных характеристик. Кроме того, физико-механические свойства сплава со структурой, упорядоченной по типу CuAuII, практически не исследовались, термическая стабильность этой фазы при пониженных значениях температуры ранее не изучалась, влияние двухфазного упорядоченного состояния (CuAuI + CuAuII) на структуру и свойства сплава неизвестно. Мы планируем постепенно ответить на все эти вопросы. Однако на начальном этапе исследования необходимо понять влияние нестехиометрии на кинетику атомного упорядочения. Целью данного исследования является изучение кинетики атомного упорядочения по типу L10 в золотомедном сплаве нестехиометрического состава (Cu-80 мас. % Au) с использованием рентгеноструктурного анализа. Материалы и методы В работе исследовали сплав золото-медь, содержащий 80 мас. % золота (или Cu-56 ат. % Au). Далее этот сплав будет обозначаться как ЗлМ-80. Выплавка сплава производилась из меди чистотой 99,98 % и золота чистотой 99,99 % в вакууме не хуже 10-2 Па методом двойного переплава с разливкой в графитовый тигель. Cлитки диаметром 5 мм гомогенизировались в течение 3 ч при температуре 750 ºС, охлаждались вместе с печью до температуры 450 °С, после чего производилась закалка в воду. Слитки подвергались деформации прокаткой до толщины 3 мм и отжигались при температуре 600 °С в течение 1 ч, после чего следовали охлаждение с печью до 450 °С и закалка в воду. Затем вновь следовала прокатка до получения пластинок толщиной 0,3 мм. В работе исследовались образцы в виде пластинок толщиной 0,3 мм, которые находились в 2 состояниях: деформированное (степень деформации 90 %) и закаленное. Закаленное состояние получали по режиму: выдержка 1 ч при температуре 600 °С, охлаждение вместе с печью до температуры 450 °С с последующей закалкой в воду. Температура старения имела следующие значения: 200, 250, 300, 325, 350 и 375 °С; время выдержки составляло от 10 мин до 4 нед. Для получения хорошо упорядоченного состояния сплава образец после отжига при 600 °С охлаждался до комнатной температуры со скоростью 120 °/ч. Все термообработки выполнялись в вакуумированных кварцевых или стеклянных ампулах. Рентгеноструктурный анализ (далее - РСА) выполнялся на дифрактометре DMAX 2200 фирмы Rigaku методом непрерывной съемки со скоростью 4 °/мин. Излучение Cu-Kα было монохроматизировано графитовым монокристаллом. На основе анализа уширения рентгеновских пиков определяли размер областей когерентного рассеивания (ОКР) по методике, представленной в работе [10]. Степень дальнего порядка на основе данных РСА определяли по методике, разработанной Буйновым [13], развитой в работе [14] и описанной в статье [15]. Применение этих методик будет описано ниже на конкретных примерах. Микротвердость измеряли на микротвердомере КВ 30 S с нагрузкой в 50 г. Результаты работы и их обсуждение Изучение кинетики фазового превращения беспорядок→порядок подразумевает анализ температурно-временных параметров формирования атомного дальнего порядка из разупорядоченного состояния сплава. Как было описано выше, в нашей работе было получено 2 исходных состояния сплава: разупорядоченное состояние достигалось либо сильной деформацией (90 %), либо закалкой от температуры выше Тс. Таким образом, для понимания кинетики атомного упорядочения на 1-м этапе исследования необходимо изучить исходное (разупорядоченное) и конечное (хорошо упорядоченное) состояния образцов. Исходное, разупорядоченное состояние На рис. 3 представлены рентгенограммы сплава ЗлМ-80 в 2 исходных состояниях: деформированном и закаленном. Как следует из фазовой диаграммы на рис. 1, в разупорядоченном состоянии исследуемый сплав имеет ГЦК-решетку. Это подтверждают полученные данные: на рентгенограммах (см. рис. 3) наблюдаются характерные для ГЦК-решетки пики с высокой интенсивностью. Несмотря на одинаковое, разупорядоченное, состояние, на рис. 3 хорошо заметны отличия рентгенограмм, полученные с закаленного и деформированного образцов сплава. Это вызвано разными подходами к формированию разупорядоченного состояния в нем. Структурные пики закаленного образца более интенсивные и узкие по сравнению со структурными пиками деформированного сплава. Напомним, что закалку сплава проводили по режиму: выдержка 1 ч при температуре 600 °С, охлаждение вместе с печью до температуры 450 °С с последующей закалкой в воду. Ранее в различных работах неоднократно была описана повышенная хрупкость закаленных образцов сплава CuAu, что проявлялось в их самопроизвольном разрушении в ходе упорядочения [12, 16]. Было установлено [16], что это вызвано высокой скоростью роста упорядоченных микродоменов с разной ориентировкой тетрагональной оси с, которые формируются в сплаве в процессе закалки. В ходе прямых наблюдений [17] показано, что размер таких микродоменов в закаленном сплаве составляет 20-30 Å. Причем чем выше температура закалки, тем большее количество таких микродоменов образуется. Был сделан вывод, что закалку сплава CuAu следует проводить от значений температуры, находящихся в непосредственной близости от Тс [11]. Дифракционные пики на рентгенограмме деформированного сплава характеризуются заметным уширением по сравнению с закаленным образцом. Это вызвано уменьшением размеров характерных структурных элементов в деформированном материале (иными словами, областей когерентного рассеивания - ОКР), что приводит к уширению линий на рентгенограмме. Применение известных методик [10] позволяет определить средний размер ОКР на основе анализа уширения пиков. Рис. 3. Рентгенограммы сплава ЗлМ-80 в исходном закаленном и деформированном состояниях: --- закаленный сплав; - - - - деформированный сплав Для определения размеров ОКР выбрали и построили часть рентгенограммы деформированного сплава, содержащую отдельный пик вблизи заданного угла 2θ. Рассчитывали уширение пика β(2θ) на полувысоте максимума (FWHM) в градусах, переводили полученное значение в радианы: (1) где FWHM - общее уширение диффракционной линии для исследуемого образца; FWHMэталон - общее уширение диффракционной линии для эталона (в качестве эталона выступал аналогичный пик закаленного сплава). Результаты, полученные из расчетов по формуле (1), использовали для оценки размера ОКР D по формуле Шеррера где λ - длина волны рентгеновского излучения, нм; θ - половина угла рассеяния, град; K - расчетный коэффициент, определяемый формой пика, . Результаты расчета, полученные для разных пиков, сведены в табл. 1. Таблица 1 Размер ОКР в деформированном на 90 % сплаве ЗлМ-80 № п/п Рентгеновский максимум Средний размер ОКР, нм 1 (200) 13 2 (202) 10 3 (311) 9 Таким образом, среднее значение размера ОКР в деформированном на 90 % сплаве ЗлМ-80 на основе анализа уширения 3 пиков составляет ~10 нм. Полученный результат позволяет объяснить несовпадение некоторых рентгеновских пиков на рис. 3. Дело в том, что при таком малом размере ОКР большой вклад в формирование рентгеновских пиков вносит сильно дефектная матрица с большим количеством дислокаций, вакансий и других дефектов. Это приводит к отклонению положений рентгеновских пиков от своих равновесных состояний. К примеру, аналогичное явление (отклонение структурных пиков в сторону меньших углов) наблюдалось в сильно деформированном сплаве Cu-Pd [15]. По нашим оценкам, размер зерна в закаленном сплаве составляет ~30 мкм, и в данном случае такое состояние материала вполне может рассматриваться как равновесное. На основе полученных результатов можно сделать вывод, что деформация на 90 % позволяет сформировать в сплаве ЗлМ-80 высоко дефектную структуру. Как правило, такая структура обладает высокими прочностными свойствами. Однако для практических приложений такое состояние использовать весьма проблематично: сильно деформированные материалы имеют малую пластичность и высокое удельное электросопротивление [18]. Функциональные свойства закаленного сплава ЗлМ-80 не представляют интереса для практики. Хорошо упорядоченное состояние сплава ЗлМ-80 Для получения хорошо упорядоченного состояния образец охлаждался со скоростью 120 °/ч после 1-часового отжига при температуре 600 °С. Как было показано в работе [16], именно медленное охлаждение от температуры выше Тс позволяет сформировать в эквиатомном сплаве CuAu высокую степень атомного дальнего порядка с минимальными внутренними напряжениями, вызванными перестройкой ГЦК-решетки в ГЦТ. На рис. 4 представлена рентгенограмма исследуемого сплава в полученном структурном состоянии. При сравнении рентгенограмм на рис. 4 и 3 хорошо видна разница в количестве пиков. Значительно большее количество отражений от хорошо упорядоченного сплава вызвано несколькими причинами. Во-первых, можно заметить, что пик (200)ГЦК после упорядочения разбился на 2 пика - (200)ГЦТ и (002)ГЦТ. Аналогично пик (220)ГЦК разбился на пики (220)ГЦТ и (202)ГЦТ. Это вызвано перестройкой кубической решетки в тетрагональную: выше мы уже упоминали, что при этом параметры a и b несколько увеличиваются, а параметр c уменьшается. Как результат, на начальных стадиях атомного упорядочения исходный пик (200)ГЦК начинает снижать свою интенсивность, при этом справа и слева от него начинают появляться своеобразные «плечи». В процессе дальнейшего упорядочения на месте этих «плечей» постепенно формируются пики (200)ГЦТ и (002)ГЦТ. На рис. 4 хорошо видно, что интенсивность этих 2 новых пиков различается. Это объясняется так называемым фактором повторяемости: плоскостей, чередующихся с межплоскостным параметром с, в 2 раза меньше по сравнению с плоскостями с межплоскостным параметром a. Как результат, интенсивность пика (200)ГЦТ в 2 раза выше по сравнению с (002)ГЦТ. Кроме того, справа и слева от Рис. 4. Рентгенограмма сплава ЗлМ-80, полученная медленным охлаждением от 600 °С некоторых пиков (к примеру, (110)) хорошо видны пики малой интенсивности. Это так называемые сателлиты, формирование которых обусловлено отражениями от орторомбической длиннопериодной сверхструктуры CuAuII. Таким образом, эксперимент по формированию в исследуемом сплаве хорошо упорядоченного состояния привел к получению неожиданного результата: даже при низкой скорости охлаждения в материале сохраняется двухфазная упорядоченная структура (CuAuI + CuAuII). Этот результат интересен с практической точки зрения: длиннопериодная структура имеет большое количество различных границ, что можно использовать для упрочнения материала. Таким образом, двухфазный упорядоченный сплав ЗлМ-80 может демонстрировать повышенные механические свойства. Длительные изотермические отжиги Для изучения кинетики фазового превращения беспорядок→порядок сплавы в закаленном и деформированном состояниях подвергались старению продолжительностью от 10 мин до 4 нед. при различных значениях температуры ниже Тс (от 200 до 375 °С). Для фиксации полученного структурного состояния образцы подвергались закалке от температуры старения. На рис. 5 представлены рентгенограммы образцов, состаренных при температуре 200 °С в течение 4 нед. На полученной рентгенограмме отсутствуют сателлитные пики, которые наблюдаются на рентгенограмме образца после медленного охлаждения (см. рис. 4). Это полностью соответствует фазовой диаграмме: при такой низкой температуре длиннопериодная структура CuAuII не формируется. Проведенные эксперименты показали, что скорость атомного упорядочения исследуемого сплава при данной температуре чрезвычайно мала. Особенно это хорошо видно на рентгенограмме предварительно деформированного сплава: пик (002)ГЦТ остается практически не сформировавшимся даже после такого длительного отжига. К этому же выводу можно прийти, анализируя форму пиков: на рентгенограмме предварительно деформированного сплава отмечается их заметное уширение. Таким образом, из рентгенограмм на рис. 5 следует, что отжиг предварительно деформированного сплава ЗлМ-80 при температуре 200 °С в течение 4 нед. привел к получению начальных стадий упорядочения, матрица при этом остается практически нерекристаллизованной. Исходя из этого результата, степень дальнего порядка на разных этапах старения определяли только для предварительно закаленного сплава. Рис. 5. Рентгенограммы образцов сплава ЗлМ-80 после старения при 200 °С 4 нед. из различных исходных состояний: - - - - деформированный сплав; --- закаленный сплав Степень дальнего порядка S определяли из соотношения сверхструктурных и структурных рефлексов: где числитель - отношение интегральных интенсивностей сверхструктурного и структурного пиков при неполном упорядочении (S < 1), знаменатель - отношение пиков в хорошо упорядоченном сплаве (S ≈ 1). Для получения эталона - хорошо упорядоченного сплава - мы пытались использовать медленное охлаждение образца от температуры выше Тс (см. рис. 4). Однако присутствие длиннопериодной фазы CuAuII не позволяет использовать эту рентгенограмму для расчетов. Ввиду этого в качестве эталона хорошо упорядоченного сплава ЗлМ-80 со сверхструктурой типа L10 была использована синтезированная рентгенограмма, полученная расчетным методом в программе Karina. Результаты определения степени дальнего порядка после длительных отжигов исходного закаленного сплава представлены в табл. 2. После двухнедельного старения закаленного сплава при температуре 200 °С степень дальнего порядка в образцах составляет S ≈ 0,56. При увеличении продолжительности старения до 4 нед. степень дальнего порядка несколько увеличивается (до S ≈ 0,65), но еще далеко не достаточна. Использовать такой материал в практических целях нецелесообразно: он имеет нестабильное, двухфазное состояние, его удельное электросопротивление также неоптимально. Как правило, для ускорения различных реакций используется повышение температуры обработки. Однако температурно-временная зависимость фазового превращения беспорядок→порядок в исследуемом сплаве имеет с-образный вид [19]. При низких значениях температуры диффузия мала, поэтому перестройка структуры происходит с минимальной скоростью. Мы продемонстрировали это на рис. 5. Максимальная температура старения в нашем исследовании составляла 375 °С. Эта температура находится на границе перехода порядок→беспорядок (см. рис. 1), переохлаждение минимально, поэтому скорость появления зародышей упорядочения должна быть низкой. Действительно, по нашим результатам кинетика атомного упорядочения при этой температуре приблизительно такая же, как при температуре 200 °С. Проведенным исследованием установлено, что температурным интервалом максимальной скорости атомного упорядочения по типу L10 в сплаве ЗлМ-80 является 300-350 °С. В табл. 3 приведены данные расчета степени дальнего порядка после старения закаленного сплава в течение 1 нед. при температуре 325 °С. Как хорошо видно из табл. 3, через 1 нед. старения при температуре 325 °С в исследуемом сплаве достигается такая же степень дальнего по- Таблица 2 Расчет степени дальнего порядка в исследуемом сплаве в зависимости от продолжительности старения при 200 °С Режим термообработки Сравниваемые пары пиков S < 1 S = 1 Степень дальнего порядка Сверхструктурный пик Структурный пик Закаленный, 200 °С, 2 нед. 001 111 0,146 0,23 0,562 112 311 0,116 0,4 Закаленный, 200 °С, 4 нед. 001 111 0,146 0,23 0,656 310 311 0,093 0,15 112 311 0,116 0,4 112 220 0,2 0,8 Таблица 3 Расчет степени дальнего порядка после старения сплава при 325 °С 1 нед. Режим термообработки Сравниваемые пары пиков S < 1 S = 1 Степень дальнего порядка Сверхструктурный пик Структурный пик Закаленный, 325 °С, 1 нед. 001 111 0,056 0,225 0,653 201 111 0,1375 0,23 001 200 0,057 0,12 рядка (S ≈ 0,65), как после месячной выдержки при температуре 200 °С. Сравнение полученных результатов с известными данными по эквиатомному сплаву CuAu позволяет уверенно заключить, что скорость атомного упорядочения в сплаве ЗлМ-80 существенно ниже. К примеру, в работе [20] было показано, что отжиг при температуре 250 °С в течение нескольких часов позволяет практически полностью упорядочить эквиатомный сплав. Выше обсуждались результаты РСА, которые дают представление о кинетике перестройки структуры, но не позволяют понять, что при этом происходит со свойствами. В то же время известно [4, 16], что атомное упорядочение сильно влияет на все физико-механические свойства золотомедного сплава. Кривые на рис. 6 показывают, как изменяется микротвердость от логарифма времени выдержки при 350 °С закаленного и деформированного образцов исследуемого сплава. Рис. 6. Зависимость микротвердости сплава ЗлМ-80 от логарифма времени выдержки при температуре 350 °С: закаленный сплав; деформированный сплав Можно видеть, что вне зависимости от исходного состояния на начальном этапе упорядочения микротвердость образцов растет. Это вызвано большим количеством упругих напряжений, которые возникают при перестройке решетки ГЦК→ГЦТ. На рис. 6 хорошо видно, что прочностные свойства закаленного сплава в ходе упорядочения существенно возрастают. В исходно деформированном материале на определенном этапе отжига начинаются процессы рекристаллизации, что приводит к снижению микротвердости. Микротвердость образцов становится равной лишь через 1 нед. старения при 350 °С, что указывает на практически полное завершение фазового превращения. Анализу изменения электросопротивления в ходе фазового превращения беспорядок→порядок мы планируем посвятить отдельную работу. Полученные результаты показывают необходимость проведения комплексного исследования для установления методов и подходов, которые позволят за минимальный промежуток времени сформировать в исследуемом сплаве ЗлМ-80 структурное состояние, представляющее интерес с точки зрения практического использования. Обсуждение результатов Как было указано выше, конечной целью нашего исследования является разработка контактного материала с повышенными прочностными свойствами и низким электрическим сопротивлением. Опираясь на результаты предыдущих исследований, мы предположили, что нестехиометрический медно-золотой сплав ЗлМ-80 в упорядоченном состоянии должен обладать набором искомых характеристик. Однако кинетика атомного упорядочения в данном сплаве была неизвестна, вопрос о влиянии исходного состояния на формирование упорядоченной структуры в данном сплаве также ранее не рассматривался. Фактически в данной работе мы приступили к изучению эволюции структуры и свойств сплава ЗлМ-80 в процессе фазового превращения беспорядок→порядок. В данной работе в основном описаны РСА-результаты. Однако и этих данных достаточно, чтобы сделать ряд интересных заключений. Во-первых, исследуемый сплав - один из немногих, в которых предварительная деформация не приводит к ускорению фазового превращения. Как правило, при отжиге деформированных сверхструктур одновременно осуществляются 2 твердотельные реакции: рекристаллизация и атомное упорядочение [21]. В этом случае граница нового, растущего зерна разделяет не только рекристаллизованный участок от нерекристаллизованной матрицы, но и является межфазной границей. Как результат, эти 2 реакции взаимно ускоряют друг друга [22]. В исследуемом сплаве описанный вариант не реализуется. Как хорошо видно на рис. 5, рентгеновский пик (002)ГЦТ практически не успел сформироваться после отжига предварительно деформированного сплава в течение 1 мес. при температуре 200 °С. В свою очередь, рентгенограмма, полученная после аналогичного отжига закаленного сплава, характеризуется вполне четкими и интенсивными пиками. В то же время расчет степени дальнего порядка выявил, что даже такая большая продолжительность отжига далеко не достаточна для получения хорошо упорядоченного состояния в сплаве ЗлМ-80. Очевидно, что для снижения времени отжига необходимо проводить старение при повышенных значениях температуры. Проведенным исследованием установлено, что максимальная скорость фазового превращения в исследуемом сплаве приходится на температурный интервал 300-350 °С (см. табл. 3 и рис. 6). Однако, как показывает фазовая диаграмма, при температуре выше ~300 °С в исследуемом сплаве начинается формирование длиннопериодной структуры CuAuII. Влияние этой фазы, а также двухфазного (CuAuI + CuAuII) состояния на физико-механические свойства медно-золотых сплавов практически не изучено. Еще одним интересным результатом нашей работы является выяснение высокой стабильности сверхструктуры CuAuII в исследуемом сплаве. Как следует из рентгенограммы на рис. 4, отражения от орторомбической фазы четко фиксируются после медленного (со скоростью 120 °/ч) охлаждения от температуры 600 °С. Если сравнивать с известными результатами по эквиатомному сплаву CuAu, то в нем переход из длиннопериодной фазы CuAuII в CuAuI успевал произойти при более высоких значениях скорости охлаждения. С другой стороны, с точки зрения стоящей перед нами задачи по разработке высокопрочного контактного материала полученный результат, скорее, обнадеживает. Действительно, в таком двухфазном (CuAuI + + CuAuII) упорядоченном сплаве формируется большое количество границ различного рода (межзеренных, с-доменных, термических АФГ и периодических АФГ). Как известно, такие границы являются прочными, но преодолимыми препятствиями для движущихся дислокаций [23]. Как результат, прочностные свойства двухфазного (CuAuI + CuAuII) сплава ЗлМ-80 могут быть достаточно высокими, а электросопротивление - низким, характерным для упорядоченных сплавов. В настоящее время мы проводим резистометрическое исследование, а также измеряем микротвердость и проводим механические испытания образцов сплава ЗлМ-80 в различных структурных состояниях. Полученные в данной работе РСА-результаты, а также набор новых данных позволят нам построить кинетическую с-кривую фазового превращения беспорядок→порядок в зависимости от исходного состояния нестехиометрического сплава ЗлМ-80. Результаты данной работы представляют как научный, так и практический интерес. Выводы 1. Максимальная скорость атомного упорядочения в сплаве Cu-80 мас. % Au приходится на температурный интервал 300-350 °С, и она много ниже скорости упорядочения эквиатомного сплава CuAu. 2. В отличие от большинства упорядочивающихся систем скорость атомного упорядочения сплава ЗлМ-80 нельзя увеличить предварительной деформацией. 3. Орторомбическая упорядоченная фаза CuAuII, сформировавшаяся в сплаве ЗлМ-80, имеет высокую термическую стабильность и сохраняется в материале даже после длительных низкотемпературных отжигов. 4. Двухфазное упорядоченное состояние (CuAuI + CuAuII), которое формируется в сплаве ЗлМ-80 в ходе медленного охлаждения от температуры выше Тс, может представлять интерес с точки зрения практического использования.

About the authors

K. N Generalova

Perm National Research Polytechnic University

A. V Glukhov

Perm National Research Polytechnic University

A. Y Volkov

M.N. Miheev Institute of Metal Physics of Ural Branch of Russian Academy of Sciences

References

Statistics

Views

Abstract - 82

PDF (Russian) - 32

Refbacks

• There are currently no refbacks.