Содержание к диссертации
Введение
Глава 1 Состояние вопроса 9
1.1 Бинарные упорядочивающиеся сплавы системы Fe-Al 9
1.1.1 Виды сверхструктур и фазовые превращения в сплавах на основе интерметаллида Fe3Al 10
1.1.2 Особенности атомного строения и механические свойства сплавов на основе интерметаллида РЄЗАІ 16
1.2 Основы теории неупругости 18
1.3 Неупругие явления в склонных к упорядочению сплавах на основе состава РезАІ 27
1.4 Тройные сплавы на основе состава РезАІ 33
1.5 Выводы по главе. Постановка задач исследования 37
Глава 2 Материалы и методики исследования 40
2.1 Обоснование выбора объектов исследования 40
2.2 Методы исследования 43
2.2.1 Структурные методы исследования 43
2.2.2 Метод механической спектроскопии 44
2.2.3 Обработка результатов эксперимента 47
2.2.4 Компьютерный анализ спектров релаксации 50
2.3 Выводы по главе 54
Глава 3 Механизмы релаксационных процессов в склонных к упорядочению сплавах на основе интерметаллида РезАІ 55
3.1 Влияние исходной обработки на структуру сплавов на основе интерметаллида Fe3Al 55
3.2 Неупругость сплавов на основе интерметаллида Fe3Al 60
3.2.1 Механизмы неупругости в Fe3Al, контролируемые диффузией углерода в твердом растворе 67
3.2.2 Неупругость интерметаллида Fe3Al, обусловленная атомами замещения 74
3.2.3 Низкотемпературное дислокационное ВТ в интерметаллиде Fe3Al.. 76
3.3 Выводы по главе 84
Глава 4 Влияние легирования на структуру и релаксационную неупругость в сплавах на основе интерметаллида Fe3Al 87
4.1 Влияние легирования на структуру и температуры превращений в интерметаллиде Fe3Al
4.2 Релаксационные эффекты в сплавах на основе интерметаллида Fe3Al, дополнительно легированных хромом и кремнием 98
4.2.1 Механизмы релаксационных эффектов в сплавах тройных систем Fe-Al-Cr и Fe-Al-Si 98
4.2.2 Особенности высокотемпературного ВТ в сплавах на основе интерметаллида Fe3А1, дополнительно легированного кремнием 101
4.2.3 Влияние хрома на низкотемпературное дислокационное ВТ в интерметаллиде Fe3Al
4.3 Выводы по главе 115
Заключение 118
Основные выводы по работе 118
Список литературы 121
- Виды сверхструктур и фазовые превращения в сплавах на основе интерметаллида Fe3Al
- Структурные методы исследования
- Неупругость сплавов на основе интерметаллида Fe3Al
- Релаксационные эффекты в сплавах на основе интерметаллида Fe3Al, дополнительно легированных хромом и кремнием
Введение к работе
Явление упорядочения в сплавах на основе ОЦК железа привлекает внимание в связи с практической и научной значимостью: фазовые переходы порядок-беспорядок определяют формирование многих свойств сплавов [1,2]. Развитие представлений о структуре и свойствах упорядочивающихся сплавов на основе ОЦК железа является актуальным вопросом физического металловедения.
Процесс упорядочения и образование упорядоченных сверхструктур характерны для следующих систем на основе ОЦК железа: Fe-Al, Fe-Si, Fe-Co, Fe-Ge, Fe-Ga, Fe-Be [3]. Среди указанных систем перспективными для промышленного применения являются сплавы системы Fe-Al, т.к. они обладают уникальным сочетанием свойств: высокая прочность и твердость, стойкость в коррозионной и сульфидной средах, низкая плотность и стоимость производства [4-9]. В сплавах системы Fe-Al при упорядочении образуются сверхструктуры, которые наиболее распространены в упорядочивающихся сплавах на основе ОЦК железа [3]. Эти сверхструктуры соответствуют составам FeAl (сверхструктура В2) и РезАІ (сверхструктура DCb). Интерметаллид РезАІ является хорошим модельным сплавом системы Fe-Al вследствие двухстадийного характера установления дальнего порядка: при понижении температуры из неупорядоченного твердого раствора Fe-Al образуется сверхструктура типа В2, которая при понижении температуры переходит в сверхструктуру типа DO3. Таким образом, в зависимости от температуры, интерметаллид Fe3Al может иметь оба типа наиболее распространенных в сплавах на основе ОЦК железа сверхструктур: В2 или DO3.
Образование упорядоченной сверхструктуры D03 обусловливает экстремальные механические свойства сплавов не основе интерметаллида РезАІ при комнатной температуре и определяет области промышленного применения этих материалов [2, 3]. Сплавы на основе интерметаллида Fe3Al применяются в качестве материала, работающего в условиях динамических нагрузок, для изго-
5 товления лопаток газовых турбин авиадвигателей и производства дисков регенераторов автомобильных газотурбинных систем; как заменители нержавею-щей стали в системе выхлопа [8, 9]; в качестве магнитострикционного материала в сердечниках магнитомеханических преобразователей ультразвуковой техники [10]. Сплавы на основе интерметаллида Fe3Al образуют класс относительно легких конструкционных недорогостоящих материалов, предназначенных для работы при температурах до 680 С [11].
Ограничения при производстве и эксплуатации связаны с низкой пластичностью интерметаллида БезАІ при комнатных температурах (5 < 4 %) [12] и с нестабильностью структуры при повьппенных температурах. Повышение пластичности БезАІ возможно посредством дополнительного легирования, например хромом, и управлением размером зерна [13,14]. Получение мелкозернистой структуры возможно при применении особых методов литья или деформирования, например, литья из расплава [15] или интенсивной пластической деформации (ИПД) [16]. Нестабильность структуры при повышенных температурах связана с изменением физических и механических свойств интерметаллида РезАІ при фазовом превращении D03-B2. Частичная замена А1 на Si в интерме-таллиде РезАІ повышает температуру фазового перехода и стабильность DO3 структуры [3].
Неупругая деформация, возникающая при динамическом нагружении изделий из интерметаллида Fe3Al, и указанные ограничения при его эксплуатации делают очевидной необходимость исследования структуры и выявления механизмов неупругих процессов в этом материале. Метод механической спектроскопии позволяет изучать неупругие эффекты, обусловленные поведением точечных и линейных дефектов кристаллической структуры [17]. В сочетании со структурными методами исследования он позволяет расширить представления о строении изучаемых объектов.
Актуальность исследований интерметаллида РезАІ и сплавов на его основе обусловлена необходимостью определения механизмов неупругих процессов, оказывающих влияние на стабильность упорядоченной структуры при на-
греве и, соответственно, на формирование свойств. Результаты таких исследований способствуют расширению возможностей применения интерметаллида Fe3Al в качестве основы для конструкционного материала и оптимизации условий эксплуатации сплавов на его основе. Полученные закономерности могут быть полезны при изучении и прогнозировании свойств интерметаллидов на основе ОЦК железа, склонных к упорядочению.
Оценка степени научной разработанности проблемы структурообразова-ния и неупругих процессов в интерметаллиде БезАІ выявила вопросы, требующие решения или уточнения:
недостаточно полно изучена структура сплавов на основе интерметаллида Fe3Al, в том числе и легированных третьим компонентом, в неравновесном (закаленном или деформированном) состоянии;
неупругие эффекты и их механизмы в интерметаллиде Fe3Al изучены не в полной мере и требуют систематических исследований и обоснования;
практически отсутствуют данные по влиянию третьего элемента (хрома или кремния) на неупругость железоалюминида.
Нерешенные вопросы позволили определить цель работы: установление закономерностей структурообразования и механизмов неупругости, обусловленных перераспределением точечных дефектов и атомно-дислокационным взаимодействием в сплавах на основе интерметаллида Fe3Al.
Цель работы и анализ состояния вопроса позволили поставить задачи исследования:
определение влияния режимов термической обработки, ИПД и легирования хромом и кремнием на структуру и температуры превращений в интерметаллиде Fe3Al;
исследование температурных зависимостей внутреннего трения (ВТ), отвечающих различным составам и режимам термической обработки и ИПД сплавов на основе интерметаллида Fe3Al, в интервале температур от -190 С до 650 С в герцевом и килогерцовом диапазонах частот;
7 - обоснование механизмов релаксационных процессов в интерметаллиде БезАІ и сплавах Fe-Al-Cr, Fe-Al-Si на основе комплексного анализа данных.
Для решения поставленных задач было проведено систематическое исследование интерметаллида БезАІ и легированных хромом и кремнием сплавов на его основе методами механической спектроскопии (МС), просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ), рентгеноструктурного, калориметрического и термомагнитного анализов, аннигиляции позитронов и меченых атомов. Проведенные исследования выявили новые релаксационные эффекты в интерметаллиде Fe3Al в различных состояниях и позволили установить их механизмы; были определены особенности структурообразования в интенсивно-деформированных сплавах на основе интерметаллида и т.д. С практической точки зрения, полученные результаты представляют интерес 1) для оптимизации условий эксплуатации изделий из сплавов на основе интерметаллида РезАІ, в том числе легированных третьим компонентом, 2) для использования интенсивно-деформированного интерметаллида с субмикрокристаллической структурой в качестве альтернативы используемой в промышленности микрокристаллической ленте, полученной литьем из расплава, 3) для использования БезАІ в качестве материала с определенным уровнем демпфирующей способности в заданных температурных областях и т.д. Результаты исследования упругих и демпфирующих свойств сплавов на основе интерметаллида БезАІ использованы в справочной литературе [18] и курсе «Механическая спектроскопия» для студентов физических специальностей Тульского государственного университета.
Научные и практические разработки по теме диссертации выполнялись в отраслевой лаборатории "Физика металлов и прочность" Тульского государственного университета в соответствии с тематическим планом НИР (темы 22-01, 28-06), координируемым Министерством образования РФ, и в лабораториях исследования структуры и неупругих свойств Института Материалов и Института физики твердого тела Технического Университета Брауншвайга в рамках программ DAAD (Deutscher Akademischer Austauschdienst) и INTAS-2005 (Inter-
8 national Association for the promotion of co-operation with scientists from the New Independent States).
Автор выражает благодарность своему научному руководителю профессору, д.ф.-м.н. Головину И.С., научному консультанту профессору, д.т.н. Головину С.А. за постоянное внимание к работе, дискуссии и совместные публикации; профессорам Х.-Р. Зиннигу и X. Нойхойзеру за образцы, научные дискуссии и возможность проведения исследований в Техническом Университете Брауншвайга; докт. А. Штралю за совместное проведение экспериментов и научные дискуссии; сотрудникам кафедр "Физика металлов и материаловедение", "Физика" Тульского государственного университета и Института Материалов, Института физики твердого тела Технического Университета Брауншвайга за помощь в проведении исследований и обсуждение результатов.
Виды сверхструктур и фазовые превращения в сплавах на основе интерметаллида Fe3Al
В соответствии с диаграммой состояния системы Fe-Al (рис. 1.1), высокотемпературное состояние упорядочивающегося сплава РезАІ представляет собой однородный твердый раствор А1 в Fe (а) , в котором атомы компонентов случайным образом распределены по узлам кристаллической решетки (решетка типа А2). При понижении температуры происходит фазовый переход, в результате которого кристаллическая решетка неупорядоченного раствора разбивается на несколько подрешеток с определенным размещением атомов компонентов. Ин-терметаллид Fe3 А1 при охлаждении от температур солидуса (пунктирная линия на рис. 1.1) претерпевает фазовые превращения а-аг (неупорядоченная структура А2 переходит в упорядоченную по типу В2) и аг -аі (структура, упорядоченная по типу В2 переходит в структуру, упорядоченную по типу D03). 1310 c Fe 10 20 ЗО 40 50 во ат.%АІ Фаза В2 существует в двух полиморфных модификациях: высоко- и низкотемпературной. При упорядочении слава стехиометрического состава РєзАІ при 800 С происходит образование низкотемпературной ос 2-фазы (В2). Фазовый переход аг -аі (В2-О0з) имеет место при -550 С. Слева и справа от низкотемпературной фазы ai (РєзАІ) наблюдаются две фазовые области Кі и Кг с ближним порядком [23, 24]. Сверхструктуры В2 и ЭОз образуются на базе решетки ОЦК железа. Схемы сверхструктур представлены на рис. 1.2. Решетка А2 представляет собой неупорядоченный твердый раствор Fe-Al, в котором атомы А1 хаотично распределены по узлам кристаллической решетки. Решетка В2 - упорядоченный твердый раствор с ОЦК решеткой, в которой атомы А1 находятся в центре каждой ячейки. Решетка БОз упорядоченный твердый раствор, в котором атомы А1 находятся в центре ячейки через одну.
Элементарная ячейка сверхструктуры типа DO3 может быть описана на основании разбиения базовой ОЦК решетки на четыре ГЦК подрешетки с удвоенным относительно базы периодом [1, 3, 25]. Стехиометрическому составу РезАІ соответствует такое состояние полного упорядочения, при котором атомы А1 занимают только одну из четырех подрешеток, а атомы Fe - три других подрешетки. Характерной особенностью сверхструктуры DO3 является такое расположение атомов, при котором образуется максимальное число пар разнородных соседей как в первой, так и во второй координационных сферах.
Образование структуры В2 предшествует образованию структуры D03. Связь сверхструктур В2 и DO3 обусловливает двух стадийный характер уста 13 новления дальнего порядка по типу БОз, а также сосуществование этих сверхструктур в близких температурно-концентрационных областях.
Теоретическому и экспериментальному исследованию процессов упорядочения в сплавах железа с алюминием в обогащенной железом области посвящено множество работ [5, 23-33]. Превращения порядок-беспорядок в сплавах Fe-Al, богатых железом, были впервые изучены в 1932 году Брэдли и Джем [26, 27]. Было обнаружено, что в сплавах, содержащих более 18,5 ат.% А1, образуются области, упорядоченные по типу В2 и D03.
Наиболее заметную роль в изучении фазовых превращений А2-В2, А2-БОз и B2-D03 в сплавах Fe-Al сыграли рентгеновские исследования и метод просвечивающей электронной микроскопии. В классической работе [28] методом просвечивающей электронной микроскопии наиболее подробно были изучены микроструктурные изменения, происходящие во время фазовых превращений А2-В2, A2-D03 и B2-D03. Авторы отмечали, что упорядочение ферромагнитной А2 фазы происходит посредством образования и роста частиц упорядоченных В2 и DCb фаз, превращения A2.J.-B2, А2ф-Б0з являются фазовыми переходами первого рода. С другой стороны, фазовый переход парамагнитной А2 фазы в В2 фазу и парамагнитной В2 фазы в D03 фазу имеет ряд морфологических особенностей, присущих фазовому переходу второго рода и двухфазная область B2+DCb отсутствует на диаграмме состояния, представленной авторами в работе [28] .
Диаграмма состояния Fe-FeAl по данным работы [28] Обращают на себя внимание следующие особенности представленной диаграммы состояния: отсутствие двухфазных областей В2+А2П и B2+DO3, а так же резкий обрыв области А2ф+В2 вблизи температуры Кюри. Изучение морфологии фазового превращения В2-(А2ф+В2) позволило авторам предположить наличие в системе спинодального распада, который, как показывает теоретический анализ, возможен в упорядоченных системах [28]. Результаты, приведенные в работе [28], показали, что упорядочение ферромагнитной А2 фазы всегда происходит как фазовый переход первого рода, а упорядочение парамагнитной фазы А2 - как фазовый переход второго рода.
В работе [29] исследование фазовых превращений в системе Fe-Al проводилось с помощью рентгеноструктурного анализа. Авторы [29] отмечают существование двухфазных областей А2ф+В2 и А2ф+О0з, что согласуется с данными работы [28], однако температурно-концентрационные интервалы существования данных областей значительно отличаются от представленных в работе [28].
Структурные методы исследования
Изучение структуры проводили на просвечивающем электронном микроскопе Philips СМ12 при ускоряющем напряжении 120 кВ, образец помещали в колонну в вакуум. Темнопольное изображение со сверхструктурным рефлексом {111} в направлении 110 использовали для визуализации упорядоченных доменов DO3 структуры. С помощью ПЭМ получали дифракционные картины, содержащие специфический контраст, соответствующий различным структурным состояниям материала.
Рентгеноспектральный анализ проводили на растровом электронном микроскопе DSM 950 при увеличении 1000 и 5000. Для исследования образцы помещали в державки и затем в камеру с вакуумом.
Для установления интервалов и температур упорядочения проводили калориметрический анализ с использованием дифференциального сканирующего калориметра DSC 7 Perkin - Elmer. Измерения проводили в интервале температур 20-1380 С со скоростью нагрева 10 К/мин. Для калориметрических исследований использовали образцы размером не более 5 мм в диметре и 3 мм в высоту, оптимальный вес исследуемых образцов 0,8 г.
Измерения микротвердости проводили на микротвердомере ПМТ-3 по ГОСТ 9450-76 с нагрузкой 50 г. Проверку микротвердомера осуществляли с использованием меры твердости N 245 с номинальным значением твердости 425HV при усилии 1Н. В качестве образцов использовали металлографические шлифы (шероховатость поверхности Кл 0,16 мкм). На каждом образце-свидетеле проводили 100 измерений. Полученные результаты измерения микротвердости были подвергнуты статистической обработке. Серия экспериментов была проведена на твердомере Zwick при нагрузке 9,807 Н, на каждом образце проводи 5 измерений.
Для определения точки Кюри проводили термомагнитный анализ в вибрационном магнитометре "OXFORD" в температурном интервале от 20 до 700С при частоте 50 Гц. Напряженность магнитного поля варьировали в зависимости от чувствительности образца. Кривые намагниченности, полученные путем автоматической регистрации, нормировали на величину 0,95 при комнатной температуре для исключения влияния геометрических размеров, массы образца и удобства сравнения с другими образцами.
Определение размера зерна проводили методом оптической микроскопии на микроскопе LEO 1550 на металлографический шлифах, отполированных и протравленных составом "V2A-Beize" (200 мл Н20 + 200 мл НС1 + 20 мл HN03 + 0,6 мл состава "Vogels Sparbeize"). Измерения упругих и неупругих характеристик выполняли на установках нескольких типов, работающих в различных частотных диапазонах. 1. Универсальная установка РКМ-ТулПИ-3 [96]: измерения в режиме свободно-затухающих колебаний в области температур от 20 до 650 С со скоростью нагрева и охлаждения около 2 К/мин в диапазоне частот 0,7-3 Гц и магнитном поле напряженностью 2-Ю4 А/м. Установка РКМ-ТулПИ-3 (рис. 2.2) представляет собой обратный маятник с электромагнитной системой для деформирования образца кручением и оптической полуавтоматической системой регистрации деформации. Приборы типа крутильного маятника представляют широкие возможности для изучения температурного, амплитудного и временного спектра поглощения энергии механических колебаний. Релаксатор позволяет измерять образцы длиной 50-60 мм круглого или прямоугольного сечения. Интервал рабочих амплитуд деформаций от 10"6 до 10"3; фон установки менее 10"4 единиц ВТ. Вакуумная система обеспечивает разряжение не хуже 1 Па.
Температура образца фиксируется с помощью хромель-алюмелевой термопары, расположенной на расстоянии 1,5-2 мм от поверхности образца. Период колебаний образца регистрируется цифровым частотомером-периодомером 43-22. Напряженность магнитного поля контролируется прибором ИМИ-3.
В качестве меры модуля упругости в низкочастотном диапазоне использовали величину квадрата частоты свободных затухающих колебаний f, пропорциональную модулю сдвига G (при крутильных колебаниях). В высоко частотном диапазоне для оценки упругих характеристик использовали величину квадрата резонансной частоты fpc3 , пропорциональную модулю Юнга Е при изгибных колебаниях.
В результате исследований методом механической спектроскопии получали температурные зависимости внутреннего трения (ТЗВТ) исследуемых сплавов. ТЗВТ, в общем случае, представляют собой зависимости, включающие низкотемпературны фон ВТ (обусловленный дислокационной подвижностью при Т 0,5-0,6 Гпл), резко возрастающий с ростом температуры высокотемпературный фон ВТ (изменяет по экспоненциальной зависимости [17]) и максимумы ВТ. Вьиитание фона ВТ необходимо для установления истинной высоты ( б"1) максимумов ВТ и связанной с ней степенью релаксации А.
Неупругость сплавов на основе интерметаллида Fe3Al
Как показали структурные исследования, закалка и ИПД влияют на структуру сплавов на основе интерметаллида Fe3Al. Логично ожидать влияния деформации и термообработки на взаимодействие и подвижность разного типа структурных дефектов, отвечающих за формирование релаксационных эффектов в спектре ВТ сплавов на основе интерметаллида РезАІ.
Проведены систематические исследования неупругости сплавов с содержанием А1 около 25% в различных состояниях. Закалка образцов от температур 900 С и выше позволила обнаружить новый релаксационный эффект в интер-металлиде железа РезАІ. На рис. 3.4а представлена ТЗВТ в герцевом диапазоне частот за вычетом фона сплава Fe-25A1 (сплав № 3, таблица 2), закаленного от 1000 С. Жесткие условия охлаждения (закалка от 1000 С) приводят к появлению дополнительного пика ВТ, по температурному положению и значениям энергии активации лежащего выше эффекта, обусловленного по разным гипотезам углеродной диффузией и/или переориентацией вакансионных комплексов (предположительно релаксация Снуковского типа) (рис. 3.4а). Характерное изменение модуля упругости (G /2) указывает на релаксационную природу эффекта.
Эксперименты, проведенные на образцах сплава Fe-25A1 (сплав № 3, таблица 2) в широком частотном диапазоне (совместно с Р. Шаллером (EPFL, Switzerland) (0,1 Гц) и А. Штралем (TU-BS, Germany) (850 Гц)) (рис. 3.46), под 62 твердили релаксационную природу эффекта. При увеличении резонансной частоты происходит смещение температуры максимума в сторону более высоких температур, что характерно для релаксационных эффектов. С увеличением частоты высота X пика уменьшается, а при измерениях при 850 Гц эффект не проявляется в спектре ВТ (рис. 3.46). Следовательно, понижение резонансной частоты колебаний способствует лучшей регистрации X релаксации.
Ранее X эффект наблюдался только в спектре ВТ двойных Fe-Al сплавов с содержанием алюминия не менее 28 ат.% и, как следствие, с большей концентрацией структурных вакансий (глава 1). При исследовании спектра ВТ сплавов стехиометрического состава Fe3Al в работах Хрена [61], Танаки [62] и Рохманова [66] X пик не был обнаружен. Тщательный анализ литературных данных позволил выявить причины, по которым в более ранних работах [61, 62, 66] данный эффект не наблюдался: в таблице 3.1 обобщены условия измерения ТЗВТ и указаны причины, по которым X пик не был обнаружен.
Все указанные причины хорошо согласуются с углеродно-вакансионным механизмом проявления X релаксации, предложенным в [21]: медленное охлаждение [61] и низкая температура закалки [62] ведут к уменьшению количества термических вакансий, а промежуточное старение [66] - к обеднению твердого раствора углеродом и аннигиляции вакансий.
Рассматривая общий релаксационный спектр сплавов на основе интер-металлида РезАІ закаленных от температур 1000 С и выше, необходимо отметить, что в спектре ВТ в интервале температур 20-650 С в герцевом и килогер-цовом диапазонах частот проявляется 3 релаксационных эффекта (рис. 3.5а,б): соответствующие максимумы обозначены как С (предположительно релаксация Снуковского типа), X и 3 (релаксация Зинера). Увеличение частоты измерений приводит к смещению максимумов С, X и 3 в сторону более высоких температур, что свидетельствует о релаксационной природе эффектов.
Температурные зависимости ВТ и частоты сплава Fe-26A1 закаленного от 1000 С: а - частота к 2 Гц; б - частота 200 Гц Энергии активации обнаруженных максимумов, вычисленные по уравнению Аррениуса (формула 2.3) составили Н = 1,15±0,02 эВ для максимума, обозначенного как С, # = 1,60±0,02 эВ для X релаксации и Н— 2,40±0,04 эВ для релаксации Зинера.
Проявление пика С (предположительно релаксация Снуковского типа) характерно для широкого интервала концентраций сплавов Fe-Al. В соответствии со Снуковским механизмом релаксации, принятым большинством авторов [21, 61-62, 66, 68-70, 72-73], высота максимума С зависит от количества углерода в твердом растворе. Чем выше частота измерений, тем выше температура максимума, в соответствии с релаксационной природой, и, соответственно, большее количество углерода при нагреве успевает выделиться из твердого раствора. Даже при низких температурах закалки (700 С) пик С наблюдается в релаксационном спектре, однако высота его составляет не более 20 отн. ед. X пик, впервые обнаруженный в рамках настоящей работы в интерметал-лиде РЄЗАІ, имеет особенности, схожие с С максимумом: высота его уменьшается с увеличением частоты измерений, однако проявляется X эффект только при температурах закалки 900 С и выше.
Релаксация Снуковского типа и X релаксация проявляются в интервале температур, где имеют место изменения термодинамической стабильности твердого раствора Fe-Al-C-v из-за диффузионной подвижности, как растворенных атомов, так и вакансий. Уменьшение высот С и X максимумов при увеличении частоты измерений может быть связано с термоактивируемым перераспределением дефектов во время нагрева, а именно, перераспределением атомов углерода из твердого раствора в другие позиции (карбиды, границы зерен, дислокации). Процесс обеднения твердого раствора углеродом развивается тем больше, чем выше температура пика, которая при увеличении частоты смещается в сторону больших значений. Это согласуется со Снуковским механизмом С эффекта и углеродно-вакансионным механизмом X релаксации, предложенным в [21]. Однако, уменьшение высот С и X максимумов при увеличении частоты измерений так же может быть связано с понижением общей концентрации вакансий (за счет аннигиляции части термических и структурных вакансий во время нагрева), что согласуется с вакансионным механизмом, предложенным в [39, 65].
Релаксация Зинера в интерметаллиде БезАІ связана с переориентацией пар атомов замещения (А1) в подрешетке Fe. Появление этого эффекта на температурной зависимости ВТ в герцевом диапазоне частот (рис. 3.5а), по-видимому, связано с частичным разупорядочением сплава на основе интерме-таллида после закалки от температур 900 С, т.к. в соответствии с теорией Зинеровской релаксации, проявление этого эффекта в полностью упорядоченной DO3 структуре невозможно из-за нулевой вероятности образования пар атомов А1-А1. Различие в высотах максимума Зинера при измерениях при разных частотах (пик Зинера при частоте 200 Гц (рис. 3.56) значительно выше, чем при частоте 2 Гц (рис. 3.5а)), объясняется смещением его в сторону более высоких температур, т.е. в В2 область диаграммы состояния Fe-Al. Степень порядка в сплавах на основе интерметалл ида РєзАІ С В2 структурой меньше, чем с D03 структурой, вследствие большего отклонения состава исследованных сплавов от стехиометрического состава Fe-50 ат.%А1, характерного для В2 фазы (максимальная степень порядка, возможная в интерметаллиде РєзАІ С В2 структурой, составляет 0,25, по сравнению со степенью порядка равной 1 для интер-металлида РєзАІ С DO3 структурой). Таким образом, в интерметаллиде РєзАІ С В2 структурой релаксация Зинера проявляется в большей степени, т.к. существует больше возможностей для присутствия пар атомов А1-А1.
Релаксационные эффекты в сплавах на основе интерметаллида Fe3Al, дополнительно легированных хромом и кремнием
Исследование неупругих эффектов в сплавах тройных систем Fe-Al-Cr и Fe-Al-Si проводили для определения влияния добавок хрома и кремния на подвижность и параметры взаимодействия точечных и линейных дефектов в структуре сплавов на основе интерметаллида РезАІ.
В закаленных от температур 900 С бинарных сплавах на основе интерметаллида Fe3Al в интервале температур от 20 до 650 С имеют место несколько релаксационных процессов (глава 3): диффузия углерода в твердом растворе Fe-Al-C (релаксация Снуковского типа, энергия активации процесса Н = 1Д5±0,02 эВ), диффузия комплексов углерод-вакансия (X релаксация, энергия активации процесса Н = 1,60±0,02 эВ), переориентация пар атомов А1-А1 (релаксация Зинера, энергия активации процесса Н = 2,40±0,04 эВ).
Атомы элементов замещения (хрома и кремния) имеют отличные от алюминия атомные радиусы и энергии взаимодействия с атомами железа и углерода. Вероятно, искажения решетки, создаваемые третьими компонентами, и их взаимодействие с атомами внедрения (углерода) и базовыми атомами замещения (алюминия) должны оказывать влияние на энергию активации релаксационных процессов, протекающих в сплавах на основе интерметаллида Fe3Al. Кроме этого, пластифицирующее влияние хрома на интерметаллид Fe3Al может найти отражение в спектре ВТ при температурах ниже комнатной. Хром облегчает поперечное скольжение дислокаций, обусловливающих низкотемпературные эффекты ВТ с энергиями активации от = 0,25 до 0,55 эВ в интенсивно-деформируемых материалах.
Компьютерный анализ ТЗВТ сплава, дополнительно легированного 5 ат.% хрома, позволил выделить в сложном платообразном пике ВТ два отдельных максимума (рис. 4.8) с параметрами Н\ 1,23 эВ, /?i 3,3; Н2 1,69 эВ, /?2 1,7. Выделенные в спектре сплава Fe-26Al-5Cr максимумы обусловлены релаксационными процессами, аналогичными углеродному и углеродно-вакансионному эффектам в интерметаллиде РезАІ. Энергии активации выделенных максимумов выше, чем энергии активации процессов диффузии углерода и его комплексов в интерметаллиде РезАІ, что обусловлено дополнительным взаимодействием атомов углерода как с атомами алюминия, так и с атомами хрома.
Энергия активации обнаруженного максимума Н 1,43 эВ, параметр распределения времен релаксации /? 3. Вероятно, зарегистрированный максимум является пиком, описывающим релаксацию типа Снука. X релаксация в спектре закаленного от 1000 С сплава Fe-15А1-15Сг не наблюдалась. Уменьшение концентрации А1 до 15 ат.% влечет за собой уменьшение концентрации структурных вакансий, присутствие которых необходимо для протекания релаксационного процесса (X эффекта). Механизм релаксации Снуковского типа в сплаве Fe-15Al-15Cr аналогичен таковому в интерметаллиде Fe3Al, чему не противоречит увеличение степени релаксации Ас и энергии активации максимума за счет упругого и химического взаимодействия атомов хрома и углерода.
Увеличение содержания хрома в сплавах системы Fe-Al-Cr приводит к смещению Зинеровской релаксации в сторону более высоких температур, что связано с более высокой энергией активации миграции пар атомов замещения. Подробно влияние третьего элемента на механизм формирования высокотемпературного спектра релаксации рассмотрено ниже на примере сплавов системы Fe-Al-Si.
Несколько процессов могут вносить вклад в релаксационный спектр при высокой температуре: высокотемпературный фон и релаксационные пики, проявляющиеся при повышенных температурах [17]. В случае тройных Fe-Al-Si сплавов, возможно проявление Зинеровской и зернограничной релаксаций [17, 57]. Для определения вкладов релаксационных процессов в высокотемпературное ВТ и установления их механизмов сплавы системы Fe-Al-Si были исследованы после различных режимов термической обработки. Для выделения вклада зернограничной релаксации применяли закалку от различных температур, изменяющую размер зерен (таблица 4.1). Так же закалка от температур выше 900 С позволяет получить сплавы с частично разупорядоченой структурой, что в свою очередь позволяет регистрировать эффект Зинера в сплавах системы Fe-Al-Si. Задача по определению вкладов нескольких релаксационных эффектов была осложнена несколькими факторами: 1) в литом состоянии, слитки сплавов имели достаточно большой исходный размер зерна ( 90 мкм, таблица 4.1), 2) измельчение зерна холодной пластической деформацией с последующей рекристаллизацией невозможно из-за высокой хрупкости материала, 3) упорядочение атомов А1 и Si в железе подавляет релаксацию Зинера [49]. Впервые Зинеровский пик и зер-нограничная релаксация были зарегистрированы в спектре ВТ бинарного сплава Fe-24,8 ат.%А1 в 1963 году [61]. Применение различных термических обработок позволило выделить вклад обоих механизмов.
Как отмечалось выше, в спектр ВТ сплавов Fe-Al-Si в интервале температур от 400 до 700 С могут вносить вклад несколько эффектов: высокотемпературный фон ВТ (ВТФ), Зинеровская и зернограничная релаксация. Каждый из этих эффектов чувствителен к структурному состоянию сплава: ВТФ обусловлен подвижностью структурных дефектов [17], Зинеровский пик, обусловленный переориентацией пар атомов замещения (Al-Al, Si-Si, Al-Si) [17], зависит от степени упорядочения, зернограничная релаксация от размера зерна [17].
