1.3 Вплив опромінення швидкими частинками на впорядкування сплавів

Нові можливості дослідження кінетики процесів впорядкування з'являються при вивченні впливу потоків швидких частинок на сплави, що упорядковуються. Дія опромінення швидкими частинками різного сорту на сплави є різною. Опромінення може здійснюватись зарядженими важкими частинками (протонами, б-частинками, уламками ділення і т. д.), нейтронами, електронами, г-квантами.

Електрони, що отримали енергію від налітаючої частинки, в результаті взаємодії з кристалічною граткою в свою чергу передають їй енергію, що призводить до нагріву кристалу. При опроміненні металів електронами останні віддають значну частину своєї енергії саме електронам решітки, а не важким частинкам, на відміну від інших типів опромінення. В результаті в кристалі виникає відносно менша кількість дефектів.

В області кристала, що знаходиться поблизу траєкторії пролітаючої частинки, утворюється велика кількість дефектів, і окрім цього в результаті виділення енергії в цій області спостерігається значне локальне збільшення температури, що може навіть призвести до плавлення металу в цій області. Наступне швидке охолодження цих областей, як наслідок теплообміну з іншими частинами кристалу, може привести до ефектів, аналогічних гартуванню металу у вказаних областях від досягнутих при пролітанні частинки високих температур. У випадку опромінення упорядкованого сплаву в області локального нагріву може виникнути невпорядкована фаза, що фіксується таким нагріванням.

Виникнення великої кількості надлишкових (нерівноважних) дефектів кристалічної решітки може призвести до значного збільшення швидкості протікання різних типів процесів, пов'язаних з переміщенням атомів в твердому тілі. З часом міжвузлові атоми заповнюють вакансійні місця, що веде до додаткового виділення тепла. Зменшення числа дефектів призводить до уповільнення вищезгаданих процесів.

Вплив опромінення на сплави, що упорядковуються, обумовлений двома причинами. По-перше, локальний нагрів може привести до зміни стану упорядкування, і по-друге, дефекти, що виникли при таких температурах, коли вони мають достатню рухомість, будуть прискорювати процес наближення до рівноважного (при даній температурі) стану сплаву.

Електрони з енергією 0,5 еВ створюють зміщення у вигляді окремих пар Френеля, розділених кількома атомними відстанями[17]. Рухливість вакансій спостерігається при Т>~0,25TM (ТМ - температура плавлення). При температурах менше 0,6ТМ вакансії та міжвузлові атоми утворюються набагато швидше, ніж вони можуть відходити на дислокації, границі зерен та інші стоки. Тому утворюється їх надлишок по відношенню до рівноважної кількості.

Опромінення електронами значно прискорює утворення збагачених Zn зон Гін'є-Престона та рівноважної в-фази в сплавах AgZn [17].

Результати розрахунків сегрегації Zn на поверхні пор в опроміненому сплаві AgZn показали, що ступінь сегрегації залежить віл температури, радіусу пори та швидкості атомного зміщення [17].

1.4 Діаграма стану та деякі параметри сплаву AgZn.

Багато важливих характеристик, таких як розчинність, точки плавлення, розпаду, фазових перетворень, тощо, можна отримати з діаграми станів.

Відомо [24], що з більшістю легкоплавких металів срібло утворює складні діаграми стану з кількома проміжними фазами і значними областями твердих розчинів на основі срібла. Це такі системи, як AgAl, AgMg, AgLi, AgIn, AgZn, AgCd, тощо. Багато з цих сплавів вже знайшли застосування у промисловості.

Серед класифікації сплавів першим історично виділеним класом електронних сполук були фази Юм-Розері [33]. Це досить обширний клас металічних сполук, що утворюються в сплавах благородних та перехідних металів з простими та полівалентними, а в ряді випадків - і на основі полівалентних металів. Для цих фаз характерне певне число валентних електронів на атом і на початку вони виділені як співвідношення Юм-Розері (е/а = 3/2, 21/13, 7/4). Наявність таких фаз визначено і у AgZn.

Після того, як вперше була знайдена крива ліквідусу, ця система звернула на себе увагу з боку багатьох дослідників. Границі фаз в твердому стані встановлені рентгенографічними та мікроскопічними методами [1]. Діаграма, що зображена на рисунку 1, запозичена з [1]. Кристалічна структура b,g,e - фаз визначена в [25]. Температури чотирьох перитектичних реакцій та склад перитектичних розчинів становлять: 710оС, 39,0%; 665оС, 61,3%; 636оС, 71,2%; 430оС, 97,8%Zn.

Розчинність Zn в Ag визначалася рентгенографічно та мікроскопічно [1]. При 710оС розчинність становить 32,1 ат.% (22,3 ваг.%) Zn. При температурах нижче 258оС, коли a-фаза є в рівновазі з z-фазою, розчинність Zn в Ag значно зменшується: при Т=431оС це 5%, а при 150оС це 1 ат.%. Сплав з 33 ат.% Zn після холодної обробки зі значним ступенем деформації та відпалу при 100оС має 2-фазну структуру.

При гартуванні невпорядкована b-фаза перетворюється в упорядковану b'-фазу з ОЦК-граткою, що при відпуску трансформується в стабільну гексагональну z-фазу. Перетворення bЫz супроводжується двократною зміною модуля пружності.

Ефект пам'яті форми виявлений в роботах [5, 26]. Було досліджене утворення термопружного мартенситу в Ag-38 ат.%Zn. З метою придушення виділень a-фази зразки після витримки 1-2 хв. При Т=700оС, тобто на 5оС нижче температури солідуса, загартовували в NaOH при 0оС. Металографічні дослідження зразків після електрополірування виконувалися при збільшенні 200. При охолодженні сплаву з метастабільної b'-фази утворюється мартенсит в інтервалі від -160оС до -180оС. Температура початку оберненого перетворення становить -170оС, кінця -150оС. Мартенсит повністю термопружний і не спостерігається при Т=150оС. Голчаті кристали мартенситу формуються в пакети, зростання яких відбувається за рахунок b'-фази. Мартенситні перетворення відбуваються лише у свіжозагартованому сплаві; після витримки при Т=20оС b'-фаза розпадається. Пластинка завтовшки 0,5 мм з цього сплаву, що була зігнута в мартенситному стані на кут 90о при нагріванні вище -160оС повністю випрямлюється. Після повторення 2-3 циклів спостерігається явище, що пояснюється неповним зворотнім перетворенням деформованих мартенситних пластин [27].

Вивчені структурні перетворення в сплаві Ag-50 ат.%Zn [28]. Впорядкована b'-фаза починає перетворюватись в z-фазу після холодної деформації. Гексагональна структура z знову переходить в ОЦК, однак це відбувається за “дуже короткий час” [28]. zо-фаза після холодної деформації та старіння при кімнатній температурі перетворюється в b'-фазу. У роботі [28] зроблений висновок про те, що b'-фаза в сплаві з 50 ат.%Zn рівноважна при кімнатних температурах.

Для двох структурних станів b' і z-фаз сплаву AgZn еквіатомного складу експериментально досліджувались оптичні властивості в діапазоні спектру від 0,07 до 10 еВ [18]. Також розрахований зонний спектр і оптичні властивості b'-AgZn.

Структурне перетворення b'Ыz призводить до появи в оптичному спектрі нової смуги поглинання і супроводжується зміною кольору. В області (0,07 - 4 еВ) теоретичний і оптичний спектри співпадають. Природа змін кольору пов'язана зі зміною електронної структури.

Максимальна розчинність для AgZn: Ag в Zn-5, Zn в Ag 32,1 ат.% [29].

Рисунок 1. Діаграма станів AgZn

Фаза b має ОЦК-решітку (А2-структура, а=0,318 нм), b'-кубічна типу CsCl (В2-структура, а=0,311нм), z-гексагональну (а=0,76356 нм, с=0,28200 нм); g-кубічна типу g-латуні (а=0,9349 нм); e-гексагональна типу магнію (а=0,276 нм, с=0,430 нм, с/а=1,55-1,56) [30].

Сплав AgZn терпить кристалографічне перетворення В2-А2 без спотворення кристалічної гратки при Т=545оС [34]. Цинк підвищує електроопір срібла сильніше, ніж Cd, але менше, ніж Mg, Al, Sn, As. Твердий a-розчин AgZn має механічні властивості, близькі до срібла [2].

Основні показники опору значним пластичним деформаціям:

НВ@25 кгс/мм (твердість по Брінелю);

sВ=14-17 кгс/мм (часовий опір);

Основні показники пластичності:

y=70-90% (відносне звужування після розтягу)

d=40-90% (відносне видовження після розтягу).

Більш детальні характеристики можна отримати в [24, 31, 32].

2. Методика експерименту.

2.1 Метод електроопору.

Для оцінки процесів, що відбуваються в зразках сплаву AgZn після різних видів обробок в роботі застосовується метод електроопору. Для реєстрації найменших структурних змін необхідно виключити вплив на вимірюваний опір всіх частин схеми, що можуть проводити струм і що не належать зразку. Ця умова була виконана вибором компенсаційного методу виміру електроопору. Принцип вимірювання електроопору зображений на рисунку 2. Невідоме значення електроопору Rx знаходять через падіння напруг на зразку та еталоні, значення опору якого відоме (в цій схемі це елемент Р 321, його R0 = 0.1 Ом). Завдяки джерелу постійного струму в схемі протікає струм, що не залежить від опору ділянки електричного кола. При почерговому підключенні напруг U1 та U2 досягають такого стану, коли сумарний струм через Rx та R0 відповідно дорівнює нулеві. Тоді І = U1/Rx = U2/R0 або Rx = R0ћU1/U2 . Для зменшення помилки струм І пропускається в двох протилежних напрямках. Це робиться за допомогою перемикача П 308 (див. рис.3). Виміри робляться по кілька разів на одному зразку і вираховуються середні значення. Для виключення теплової складової електроопору зажим зі зразком занурювався у термостат з рідким азотом.

Страницы: 1, 2, 3, 4