страница - 0
Некоторые закономерности аморфизации и нанокристаллизации при интенсивной пластической деформации кристаллических и аморфных сплавов
Гундеров Д.В. (dimagun@mail.rb.ru)
Институт физики перспективных материалов УГАТУ, Уфа
Введение
Одним из наиболее эффективных способов трансформации структуры материалов и формирования в них метастабильной и нанокристаллической (НК) структуры является метод интенсивной пластической деформации (ИПД) [1-4]. Метод ИПД заключается в воздействии на материал деформации большой степени (е>2) при относительно низких гомогологических температурах (меньше 0.5 от температуры плавления Тпл), по специальным схемам, в условиях высокого давления с большой гидростатической компонентой, что препятствует разрушению образца [1-2]. Реализация максимально высоких степеней деформации на малых модельных дисковых образцах возможна методом интенсивной пластической деформации кручением (ИПДК) под высоким давлением [2]. Проведенные многочисленные исследования показали, что ИПД [1-4] приводит к сильнейшему изменению структурно- фазового состояния материалов. Интенсивная деформация чистых металлов приводит к измельчению зерен до нанометровых размеров [1,2,4]. В многокомпонентных материалах в результате происходят фазовые превращения. В зависимости от химического состава деформируемого материала могут образовываться пересыщенные твердые растворы, в том числе из элементов, нерастворимых в обычных условиях, (например - Fe в Al [2,5]), формироваться метастабильные фазы [2], в некоторых сплавах происходит аморфизация [2,6,7]. Однако закономерности структурных трансформаций в материалах под действием ИПД пока полностью не выяснены.
Получить дополнительную информацию о процессах, происходящих при ИПД, позволяют исследования действия интенсивной деформации на полученные быстрой закалкой аморфные материалы. Быстрая закалка является принципиально другим по физическому принципу методом получения порошков аморфных сплавов [8,9]. При быстрой закалке расплавленный металл остывает со скоростью до 106 К/с до температуры ниже 0.3-0.2 Тпл, при которой диффузия подавлена и процессы кристаллизации тормозятся.. В серии работ коллектива авторов ИФПМ УГАТУ (Уфа) и ИФМ (Екатеринбург) [10-15] было исследовано действие ИПД на исходно-кристаллические интерметаллидные сплавы системы Ti-Ni, Ti-Ni-Cu, Nd-Fe-B и на исходно-аморфные быстрозакаленые сплавы (БЗС) аналогичных систем. В данной статье представлены основные закономерности структурных превращений в кристаллических и аморфных материалах при ИПД и обсуждается природа этих превращений.
Результаты экспериментов.
1. Влияние ИПД на сплавы TiNi, Tis0Ni2sCu25
Сплавы никелида титана (TiNi) и TiNiCu являются известными материалами с эффектами памяти формы. Сплавы TiNi с составом, близким к эквиатомному (Ti 50 ат% : Ni 50 ат %), имеют аустенитную фазу B2 с ОЦК решеткой, упорядоченной по типу CsCl [16]. При охлаждении ниже температуры мартенситного перехода или под нагрузкой фаза В2 превращается в B19 мартенсит с моноклинной решеткой, что обеспечивает термоупругие эффекты памяти формы. Сплавы Ti50Ni25Cu25 имеют аналогичную аустенитную фазу с решеткой B2, в которой атомы меди
находятся в подрешетке атомов никеля [16]. При охлаждении сплава ниже 750С фаза В2 превращается в мартенситную орторомбическую фазу В19 [16].
Исходно- крупнозернистые эквиатомные сплавы Ti-Ni и сплав Ti50Ni25Cu25 при комнатной температуре и на начальных этапах деформации имеют кристаллическую структуру мартенситных фаз B19 и В19. Пластинки сплавов, вырезанные из слитков, подвергались ИПДК при комнатной температуре под давлением 6 ГПа. Число оборотов наковален достигло 10, что соответствует степени логарифмической деформации е « 8 [2]. ИПДК указанных сплавов приводит сначала к измельчению зерна до НК размеров [10], а затем происходит формирование аморфной структуры [10, 17]. Однако на снимках, полученных электронной микроскопией методом темного поля (рис. 1а), высвечиваются нанокристаллы В2-фазы размером 2-3 нм, однородно распределенные в аморфной фазе [10].
Отметим, что склонность сплавов на основе TiNi к аморфизации выше, если сплавы имеют исходную мартенситную структуру, и ниже, если сплавы имеют стабильную аустенитную структуру (как например сплавы TiNiFe) [18].
Абв
Рис. 1. Темнопольные ПЭМ-изображения Ti50Ni25Cu25, а) подвергнутого ИПД крупнозернистого сплава; б) исходного БЗС; с) БЗС после ИПД [15]
Сплавы TiNi эквиатомных составов не могут быть переведены в аморфное состояние методами быстрой закалки. Однако в сплаве Ti50Ni25Cu25 быстрой закалкой расплава со скоростью охлаждения 106 К/с аморфная структура формируется (рис. 1 б) [15]. Температура кристаллизации данного аморфного сплава - около 400 0С. Воздействие ИПДК на быстрозакаленный сплав приводит к появлению в аморфной фазе нанокристаллов В2 фазы размером 2-3 нм (рис. 1 в) [15]. Таким образом, воздействие ИПД как на крупнозернистый сплав, так и на исходно-аморфный БЗС Ti50Ni25Cu25 приводит к формированию микроструктуры в виде композита аморфной фазы с распределенными в ней нанокристаллами, т.е. близких микроструктур.
2 Влияние ИПД на сплавы Nd-Fe-B
Сплавы системы Nd-Fe-B вызывают большой научный и практический интерес, как материал магнитов с рекордными магнитными свойствами [19]. Основной фазой данных сплавов является фаза Nd2Fe14B [19]. Соединение Nd2Fe14B имеет очень сложную тетрагональную решетку (пространственная группа P42/mmm) [19]. Сплавы системы Pr-Fe-B являются близким аналогом сплавов Nd-Fe-B [19]. Основной фазой этих сплавов является фаза Pr2Fe14B, аналогичная по строению и свойствам фазе Nd2Fe14B. В связи с этим для данных сплавов принято обобщающее обозначение «сплавы системы R-Fe-B» (где R - редкоземельные элементы Nd, Pr).
В ряде работ [11,12] были проведены исследования действия ИПДК на исходно-крупнозернистые сплавы R-Fe-B различного состава - Nd12Fe82B6, Nd9Fe84B7, Nd20FeB5, Pr20Fe73 5B5Cu15. Сплавы имели размер зерна основной фазы R2Fe14B несколько десятков мкм и
содержали микронные включения дополнительных фаз на основе R- элемента (в сплавах Nd20FeB5, Pr20Fe73;5B5Cu1;5) или фазы a-Fe (в сплаве Nd9Fe84B7). Действие ИПДК на все указанные сплавы приводит первоначально к измельчению зерна фазы R2Fe14B до НК размеров, а затем к ее распаду и формированию композита из аморфной фазы и нанокристаллов a-Fe размером около 10 нм (рис. 2а) [11,12]. Можно утверждать, что формирование нанокристаллов a-Fe - результат динамической нанокристаллизации в продуктах распада фазы R2Fe14B. От составов сплавов зависит «скорость распада», т.е. доля распавшейся фазы R2Fe14B в зависимости от степени ИПДК, и соотношение a-Fe /аморфная фаза в продуктах распада [12]. Методом термомагнитного анализа (ТМА) был определен состав продуктов распада при ИПДК сплава Nd12Fe82B6, содержащего только основную фазу Nd2Fe14B, и сплава Pr20Fe73 5B5Cu1, с дополнительной фазой на основе Pr (табл. 1). Можно видеть, что с увеличением содержания в сплавах R-Fe-B редкоземельного элемента возрастает содержание аморфной фазы и уменьшается доля a-Fe в продуктах распада. Это объясняется тем, что в сплаве Pr20Fe73.5B5Cu1 продукты распада фазы Pr2Fe14B перемешиваются с избыточной Pr-фазой, что увеличивает долю аморфной фазы. При этом и в сплаве Nd12Fe82B6, и в сплаве Pr20Fe73;5B5Cu1;5 состав формирующейся аморфной фазы близок к эквиатомному : R 50 %, Fe 50 %.
В сплавах R-Fe-B при ИПДК по использованным режимам не удается добиться распада всей содержащейся фазы R2Fe14B [12]. Однако доля распавшейся фазы R2Fe14B растет с увеличением степени ИПДК : при 8 оборотах наковален достигает 50 %, а при 10 оборотах - 60 % [12]. Можно утверждать, что большие степени деформации приведут к распаду всей содержащейся в сплаве фазы R2Fe14B, но они не могли быть достигнуты из-за износа бойков, используемых для ИПДК.
Рис. 2. Микроструктура сплава Nd12Fe82B6 , темнопольный снимок в рефлексах a-Fe а) подвергнутый ИПД крупнозернистый сплав; б) исходный БЗС; в) БЗС после ИПД
Табл. 1. Состав продуктов распада при действии ИПДК на КЗ сплавы различного состава.
Состав крупнозернистого сплава | Состав продуктов распада сплава после ИПДК | |
Аморфная фаза, вес % | НК a-Fe, вес % | |
Nd12Fe82B6 в ат % (Nd29 Fe70 В1 вес. %) | 60 | 40 |
Pr20Fe73.5B5Cu1 (Pr40 Fe58 B0.8 Cu1.2 вес. %) | 80 | 20 |
Аморфные сплавы Nd-Fe-B промышленно производят быстрой закалкой расплава для последующего получения магнитотвердого НК порошка. Температура кристаллизации данных аморфных сплавов - около 600 0С. По данным ПЭМ, ТМА и РСА, быстрозакаленный сплав Nd12Fe82B6 имеет в основном аморфную структуру (рис. 2б), [13,14]. Под воздействием ИПДК при комнатной температуре в аморфной матрице появляются нанокристаллы фазы a-Fe размером около 10 нм (рис. 2в) [13,14].
Можно отметить, что интенсивное деформационное воздействие методом размола порошков сплавов R-Fe-B (R = Nd, Pr, Dy) сопровождается распадом содержащейся в них фазы R2Fe14B [20] на НК a-Fe и аморфную фазу. При интенсивном размоле смеси порошков чистых компонентов
содержание:
[стр.Введение] [стр.1] [стр.2] [стр.3]