ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ, 2015, том 116, № 1, с. 21-30
^ ЭЛЕКТРИЧЕСКИЕ
И МАГНИТНЫЕ СВОЙСТВА
УДК 669.126784:537.624.8
ФАЗОВЫЙ СОСТАВ, СТРУКТУРНОЕ СОСТОЯНИЕ И МАГНИТНЫЕ СВОЙСТВА НАНОКОМПОЗИТОВ СОСТАВА (Fe,Cr)75C25: МЕХАНОСИНТЕЗ, ИЗОХРОННЫЕ ОТЖИГИ
© 2015 г. А. А. Чулкина, А. И. Ульянов, А. Л. Ульянов, И. А. Баранова, А. В. Загайнов, Е. П. Елсуков
Физико-технический институт УрО РАН, 426000Ижевск, ул. Кирова, 132 e-mail: chulkina@ftiudm.ru Поступила в редакцию 20.01.2014 г.; в окончательном варианте — 22.04.2014 г.
Исследовано влияние легирующего элемента Cr на структуру, параметры сверхтонких взаимодействий, магнитные свойства нанокомпозитов составов (Fei_ xCrx)75C25, где х = 0.01—0.10, полученных механическим синтезом c последующим отжигом. Установлено, что легирование хромом понижает коэрцитивную силу, намагниченность насыщения и температуру Кюри цементита. В то же время легирование хромом повышает стабильность цементита к термическим воздействиям.
Ключевые слова: легированный хромом цементит, механический синтез, отжиг, структура, намагниченность насыщения, коэрцитивная сила.
DOI: 10.7868/S0015323014100052
ВВЕДЕНИЕ
Цементит является важной структурной составляющей углеродистых сталей, который в значительной мере определяет их прочностные и другие физические характеристики. Например, в сильной зависимости от содержания, структурного состояния цементита в сталях находится коэрцитивная сила, которая в настоящее время широко используется в целях магнитной структуроскопии качества термической обработки стальных изделий [1]. Длительное время считалось, что цементит в отпущенных сталях в основном играет лишь роль слабомагнитных включений, на которых, в соответствие с теорией "включений" Керстена [2], происходит зацепление доменных стенок фер-ритной матрицы в процессе перемагничивания сталей. За последнее время в [3—5] было показано, что цементит, по отношению к ферриту, является магнитотвердой фазой, что вносит дополнительный вклад в механизм формирования коэрцитивной силы закаленных и отпущенных углеродистых сталей.
Если сталь легирована карбидообразующими элементами, то выделения цементита в сталях также становятся легированными. Широко распространенным легирующим элементом углеродистых сталей является хром, который, замещая в решетке цементита атомы железа, может изменять его физические, в том числе и магнитные, свойства. Известны работы по изучению структурного состояния, прочностных характеристик, других физических
свойств цементита, легированного хромом [6—11]. Однако его магнитные свойства изучены недостаточно полно. В основном приводится информация о температуре Кюри [7, 9], теоретические [10—11] и экспериментальные [9] данные о намагниченности насыщения. Сведения о магнитных гистере-зисных свойствах легированного хромом цементита в литературе отсутствуют. В [12] были исследованы магнитные гистерезисные свойства цементита, легированного марганцем. Было обнаружено, что легирование марганцем оказывает сильное влияние на коэрцитивную силу цементита. Можно ожидать, что легирование хромом также будет существенно изменять магнитные гисте-резисные свойства цементита. Такая информация может представлять интерес для металловедов, а также специалистов в области магнитной струк-туроскопии.
ОБРАЗЦЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЙ
Одним из способов получения порошков в на-ноструктурном состоянии является метод механического синтеза (МС). Однако получить порошки, содержащие практически единственную фазу легированного хромом цементита, можно только при выполнении двух этапов: механического синтеза исходных порошков железа, хрома и графита в атомном соотношении (Бе1 _ хСгх)75С25 и последующего отжига синтезированных порошков при высокой температуре.
1.6 1.2 0.8 0.4 0 0.8 0.4
д. 0 о
Р 0.8
о
й 0.4
0
0.8 0.4 0 0.8 0.4 0
(а) (Fe0.99Cr0.01)75C25
(б) (Fe0.97Cr0.03)75C25
(в) (Fe0.95Cr0.05)75C25
-^л V (г) (Fe0.93Cr0.07)75C25
(д) (Fe0.90Cr0.10)75C25
200
400 Т °С
J изм' ^
600
800
Рис. 1. Зависимость относительной магнитной восприимчивости механосинтезированных образцов (Рв1_ хСгх)75С25 при нагреве (кривые 1) и при охлаждении после выдержки при температуре 800°С в течение 1 ч (кривые 2).
Механический синтез порошков составов (Бе1_хСгх)75С25, где х = 0.01—0.10, проводили в шаровой планетарной мельнице "РЫуегкеИе^" в атмосфере аргона в течение 16—18 ч. Для изготовления образцов использовали порошок железа марки ОСЧ 13-2 чистотой 99.98%, порошок хрома чистотой 99.9% и порошок графита чистотой 99.99%. Размольные сосуды мельницы объемом 45 мл и шары диаметром 8 мм изготовлены из стали ШХ15. Соотношение массы шаров к массе загружаемого порошка составляло 7 : 1. Намол железа в процессе механосинтеза, в основном от размольных шаров, не превышал 4%. Отжиг синтезированных порошковых образцов проводили в атмосфере аргона на установке по измерению температурной зависимости магнитной восприимчивости. Скорость нагрева и охлаждения образцов составляла 30°С/мин. Время выдержки образ-
цов (Fe1 _ xCrx)75C25 при отжигах составляло 1 ч. Образцы Fe75C25, используемые в работе, отжигались при температуре 800°C как в течение 1 ч, так и в течение 1 мин для предотвращения распада нелегированного цементита. Применение данной установки для отжига позволяло оценивать изменения фазового состава образцов в процессе их нагрева, выдержки и охлаждения. Амплитуда переменного магнитного поля составляла 1.25 А/см при частоте 120 Гц.
Измерение магнитных характеристик образцов проводили на вибрационном магнитометре с максимальным намагничивающим полем 13 кА/см в интервале температур от —196 до 25°C.
Рентгеновские исследования выполняли на ди-фрактометре ДРОН-3 в Cu^^-излучении, фильтрованном графитовым монохроматором. Мёссбау-эровские спектры снимали на спектрометре ЯГРС-4М с источником резонансного у-излучения 57Со в матрице Rh в режиме постоянных ускорений при комнатной температуре и температуре жидкого азота. Математическая обработка мёсс-бауэровских спектров в дискретном представлении выполнялась методом наименьших квадратов с использованием алгоритма Левенберга—Марк-вардта. Функции Р(Н) распределения сверхтонких магнитных полей находились с использованием обобщенного регулярного алгоритма [13].
РЕЗУЛЬТАТЫ ИЗМЕРЕНИЙ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Качественную аттестацию механосинтезиро-ванных образцов проводили по результатам измерения температурной зависимости их относительной магнитной восприимчивости х/Х20(Тизм), где Х20 — значение х при температуре 20°C. Как видно из рис. 1, характер зависимостей х/Х20(Тизм) однотипен для всех исследуемых составов (Fe1-xCrx)75C25, где х = 0.01—0.10. На кривых 1 прямого хода зависимостей х/Х20(Тизм), измеренных при нагревании образцов, наблюдается плавный максимум с затянутым по температуре нагрева спадом. Такой характер спада обусловлен, согласно [5], во-первых, переходом механосинтезированного цементита, имеющего сильные искажения кристаллической решетки и высокую плотность дефектов кристаллического строения, из ферромагнитного в парамагнитное состояние. Во-вторых, влиянием процессов, протекающих в аморфной фазе переменного состава Fe—Cr—C, которая всегда присутствует в механосинтезированных образцах.
Согласно [14], при нагреве механосинтезиро-ванного образца Fe85C15 увеличивается концентрация С в аморфной фазе за счет углерода, растворенного в a-Fe, а также находящегося в виде сегрегаций по границам зерен. Это проявляется в уменьшении среднего сверхтонкого магнитного
поля аморфной фазы, определяемого из мёссбау-эровских спектров. Первые признаки кристаллизации аморфной фазы с образованием цементита (первая стадия кристаллизации) обнаруживаются у образца, нагретого до 310°С. Процесс кристаллизации аморфной фазы полностью завершается при нагреве до температуры не выше 425°С. Возможно, аналогичное преобразование аморфной фазы в процессе нагрева идет и в механосинтези-рованных образцах Бе75С25. Будем предполагать, что в исследуемых образцах процесс преобразования аморфной фазы состава Бе—Сг—С будет развиваться по близкому сценарию.
На рис. 1а видно, что для образца (Бе0 99Сг0 01)75С25 спад кривой 1 плавно переходит в области Тизм ~ (260—300)°С в пологий "наплыв", который, постепенно снижаясь, исчезает при температуре ~550°С. Из рис. 1б—1д следует, что по мере повышения содержания хрома в составе цементита, максимум на кривых 1 смещается в сторону более низких температур нагрева. Это связано с понижением точки Кюри как синтезированного цементита, так и аморфной фазы. Полагаем, что за наличие пологого "наплыва" ответственно железо с растворенным в нем некоторым количеством хрома, которое не прореагировало в процессе механосинтеза, а также появилось в результате намола с размольных шаров. В процессе нагрева до температур свыше 550°С "наплыв" на кривых 1 практически исчезает. Т.е. в процессе нагрева до указанной температуры атомы углерода, сохранившиеся по границам зерен и в сегрега-циях, активно взаимодействуют с оставшимся железом, образуя цементит.
Наиболее полно изменения в структурном состоянии, в фазовом составе происходят при выдержке образцов при высокой температуре, в частности при 800°С. Все изменения, протекающие в образцах в процессе нагрева и выдержки при указанной температуре в течение 1 ч, находят свое отражение в характере зависимостей х/Х20(Тизм), измеренных в процессе охлаждения отожженных образцов (кривые 2 на рис. 1). Видно, что на кривых обратного хода зависимостей х/Х20(Тизм) пик Гопкинсона, характеризующий процесс перехода материала образцов из парамагнитного состояния в ферромагнитное, ярко выражен. Такой переход проходит в отожженных образцах уже в более узком, по сравнению с неотожженными образцами, температурном интервале. Это связано с уменьшением плотности дефектов кристаллического строения, снятием искажений кристаллической решетки, процессами рекристаллизации и роста зерен, повышением однородности распределения легирующих элементов.
Для образцов, в которых хромом замещено 1—3% атомов железа (рис. 1а—1б), на кривой 2 в области температур ~650—700°С появляется пе-
Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.