2.3 кратко рассмотрены особенности структуры быстро затвердевающих аморфных алюминиевых сплавов А1— Сг—Се—Со в связи с их высокой прочностью на растяжение а;. Высокая прочность этих сплавов была обусловлена выделением в аморфной фазе икосаэдрических наночастиц, покрытых слоем алюминия. В [504] изучены структура и прочностные свойства аморфных сплавов системы Al—V—Fe, отличающихся большим объемным содержанием наноразмерных аморфных частиц. Аморфные сплавы Al08.,.V,Fe2 и AL^^Fe, в виде ленты были получены методом спиннингования при температуре от 1373 до 1423 К со скоростью 40 м/с Быстро отвержденные сплавы AL;6V4, Al05V3Fe2 и AlMV,Fe2 содержали только ГЦК-фазу, богатую А1, и икосаэдрическую фазу. В отличие от них структура закаленных сплавов Al94V4Fe2 представляет собой двухфазную смесь равномерно распределенных фазовых нанообластей размером около 7 нм для богатой алюминием ГЦК-фазы и примерно 10 нм для аморфной. Объемные доли аморфной и ГЦК-фаз в этих сплавах составляют примерно 60 и 40 %. Частицы аморфной фазы находятся в окружении ГЦК-фазы, однако явная граница между фазами отсутствует. Аморфная фаза имеет состав Al,MV4Fe2, а обогащенная алюминием ГЦК-фаза — Al93V5Fe2. Близость составов фаз указывает на то, что перераспределение элементов между ними подавляется при быстром затвердевании. Исследование зависимостей прочности на растяжение 07 и Hv от состава быстро закаленных сплавов Д'Д'ед [504] показало, что наивысшие значения 07= i350 - 1400 МПа и Hv = 0,47 - 0,48 ГПа соответствуют сплаву Al04V4Fe2. Сопоставление структуры сплавов разного состава и их механических свойств дало основание авторам [504] считать, что переход от икосаэдрической фазы к аморфной увели138

I

чивает af и Hv. Это означает, что наночастицы аморфной фазы действуют как упрочняющая фаза. Более того, имеется тенденция к росту Супри уменьшении расстояния между частицами и увеличении объемной доли упрочняющих аморфных наночастиц. Дифференциальный термический и высокотемпературный рентгеновский анализы закаленных сплавов All>4V4Fe2 показали, что кристаллизация аморфной фазы начинается при температуре 580 К и по мере нагрева протекает как переход аморфная фаза—икосаэдрическая фаза—Al + А1цУ.

Таким образом, исследования [498—504] показали, что структура аморфных сплавов (металлических стекол) непосредственно после получения и тем более после кристаллизации характеризуется наличием нанообластей, соответствующих различным фазам, т. е. их структура имеет нанонеоднородное строение.

Значительный интерес представляют сплавы на основе Fe и Ni, содержащие Al, Ti, Сг, V, Мо, Со и W в разных сочетаниях, а также от 5 до 12 ат. % В и от 0 до 7,5 ат. % С, Р и Si, способствующих образованию стеклообразного (аморфного) состояния [505—507]. Аморфные ленты этих сплавов получают спиннингованием, а затем консолидируют экструзией или горячим изостатическим прессованием. Во время процесса консолидации сплавы полностью кристаллизуются с образованием нанокристаллической структуры. Например, сплавы Nis9Mo29B,2 и Ni56Mo23Fe|0B|l имеют матрицу на основе Ni, в которой равномерно распределены тонкодисперсные частицы интерметалли-дов Ni2Mo и Ni4Mo и крупные (0,5—2,0 мкм) боридные частицы NiMoB2. Эти сплавы обладают повышенной вязкостью разрушения и более высокой твердостью, чем режущие стали, особенно при температуре выше 600 К. Микроструктура и свойства этих сплавов существенно зависят от условий получения объемного компактного материала. Старение сплавов также увеличивает их твердость. Наноструктура сплавов Ni8]Sil0B9 подобна наноструктуре сплавов на основе А1: в аморфной металлической матрице равномерно распределены наночастицы Ni размером 10— 20 нм [508]. Нанокристаллические сплавы Ni—Si—В более прочные, чем полностью аморфные сплавы того же состава.

Измерения Hv наноматериалов при 300 К после отжига при некоторой температуре Т используются для определения темпе139

ратур релаксации. Влияние температуры отжига на Hv и структуру СМК-Cu со средним размером зерен 200—300 нм и 130—160 нм изучено в [175, 176]. Микротвердость исходной и СМК-меди была 1,2 и 1,4 ГПа со-400 600 800 1000 Г, К ответственно. Отжиг при Т < 400 К не привел к заметному изменению структуры и Hv. Скачкообразное падение микротвердости СМК-Cu в 2—3 раза произошло после отжига при 425—450 К и было связано с ростом зерен, снятием внутренних напряжений и снижением плотности дислокаций, т. е. с необратимым переходом из субмикрокристаллического состояния в крупнозернистое. Микротвердость CMK-Pd со средним размером зерен 150 нм, полученного методом кручения под квазигидростатическим давлением, равна 2,1 ГПа [178—180]. Отжиг привел к снижению микротвердости CMK-Pd, причем ее резкое падение началось после отжига при 475 К (рис. 5.3). Скачкообразное уменьшение Я,, почти в 3 раза после отжига при 475—600 К, как показало электронно-микроскопическое исследование, связано с ростом зерен и частичным отжигом дислокаций.

Отжиг образцов nc-Ag(d = 10 нм), полученных компактиро-ванием нанокластеров, сопрово