ИЗВЕСТИЯ РАН. СЕРИЯ ФИЗИЧЕСКАЯ, 2014, том 78, № 4, с. 504-507
УДК 539.21
ИССЛЕДОВАНИЕ МАРТЕНСИТА ДЕФОРМАЦИИ В УТОНЕННЫХ ОБРАЗЦАХ И ПЛЕНКАХ СПЛАВА Fe86Mn13C
© 2014 г. Р. Б. Абылкалыкова1, А. В. Джес2, Л. И. Квеглис3, Ф. М. Носков3,
М. Н. Волочаев4, А. Г. Черков5
E-mail: kveglis@iph.krasn.ru
Проведены экспериментальные исследования структуры и свойств пленочных и массивных образцов сплава Fe86Mn13C. Формирование структуры мартенсита деформации в сплаве Fe86Mn13C описано с позиций кластерных моделей ГЦК- и ОЦК-структур.
DOI: 10.7868/S0367676514040036
ВВЕДЕНИЕ
Сплав Ре86Мп13С известен как сталь Гадфильда и широко используется в промышленности и машиностроении, будучи недорогим материалом.
Этот сплав известен как антиферромагнитный инвар [1]. Благодаря самопроизвольно возникающей регулярной композиции структур, антиферромагнитный аустенит и ферромагнитный мартенсит деформации сплав может обладать уникальными механическими, электрическими, тепловыми и магнитными свойствами [2, 3].
Тонкопленочные образцы сплава Бе86Мп13С могут быть использованы как материалы для спинтро-ники.
Задача работы — исследование особенностей мартенситного превращения и магнитной структуры, формирующихся при пластической деформации в массивных и тонкопленочных образцах сплава.
ОБРАЗЦЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ
Тонкие диски сплава Бе86Мп13С, вырезанные искровым методом из массивных образцов, утоняли струйной полировкой.
Пленки этого же сплава получали методом термического осаждения на подложки №С1 и по-
1 Восточно-Казахстанский государственный университет имени Сарсена Аманжолова, Усть-Каменогорск, Казахстан.
2 Восточно-Казахстанский государственный технический университет им. Д. Серикбаева, Усть-Каменогорск, Казахстан.
3 Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Сибирский федеральный университет", Красноярск.
4 Сибирский государственный аэрокосмический университет имени академика М. Ф. Решетнёва, Красноярск.
5 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Новосибирский государственный университет", Новосибирск.
кровное стекло при вакууме 10 5 мм рт. ст. в вакуумной установке ВУП-4.
Внутренние напряжения и деформации в пленочных и массивных образцах создавали благодаря сильному градиенту температуры, путем многократного их погружения в жидкий азот.
Утоненные массивные и пленочные образцы исследовали методами электронной микроскопии (просвечивающий электронный микроскоп 1Е0Ь-2010, 1Е0Ь-2100, а также ЭМ-200). Лоренцев контраст получали в электронном микроскопе ЭМ-200 в режиме выключенной и включенной объективной линзы.
РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЯ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
На рис. 1 приведено электронно-микроскопическое изображение тонкого диска сплава Бе86Мп13С, подвергнутого криомеханической обработке в жидком азоте. Видны полосы локализации пластической деформации толщиной порядка нанометра. Аналогичные полосы пластической деформации обсуждены в работе [4], где приведена схема переориентации нанополос в субмикрокристалле никеля после пластической деформации кручением. При изгибе нанополос реализуется вязкое некристаллографическое перемещение деформационных дефектов ротационного типа. Согласно [4], в наноструктурном состоянии могут наблюдаться недислокационные механизмы пластической деформации.
В образцах сплава Бе86Мп13С, содержащих полосы сдвиговой деформации, при температурах 220 и 473 К наблюдаются скачки в зависимостях коэффициента теплового расширения а и намагниченности от температуры. Антиферромагнитный порядок, характерный для исходного состояния аустенита, в сплаве Бе86Мп13С меняется на другой вид магнитного порядка. В результате в
Рис. 1. Электронно-микроскопическое изображение высокого разрешения утоненного образца сплава Fe86MnlзC, подвергнутого криомеханической обработке.
Рис. 2. Электронно-микроскопическое изображение высокого разрешения структуры пленки сплава Fe86MnlзC после криомеханической обработки. Фрагмент темной области, показанной слева, после ее нагрева электронным лучом приведен в правом верхнем углу.
образцах возникает фрустрированная магнитная структура, которая обнаруживается методом крутящих моментов как магнитное последействие [5]. Исследуемые образцы после пластической деформации легко притягиваются к магниту и ведут себя как магнитоупорядоченный материал в присутствии магнитного поля. Однако разные участки образца по-разному притягиваются к магниту в разное время.
Исследование тонкопленочных образцов сплава Fe86Mn13C проводили сразу после напыления и после криомеханической обработки. После напыления пленки, имеющие структуру с ГЦК-решет-кой аустенита, вели себя как скомпенсированный антиферромагнетик. Пленки имели ультрадисперсную структуру с размером структурных элементов порядка 100 А. После криомеханической обработки на электронно-микроскопическом изображении зерна в пленках оказывались более крупными. Кроме того, на изображении появлялись темные пятна, как это показано на рис. 2 слева.
В левой части изображения видна темная область, окруженная периодически повторяющимися темными и светлыми точками. Через несколько секунд после фокусировки электронного пучка на темную область можно наблюдать появление полосчатого контраста. Полосчатый контраст может свидетельствовать о неоднородности магнитной структуры, возникающей из-за отклонения пучка магнитным полем образца. Магнитная структура может меняться после нагрева пучком и воздействия магнитного поля линзы микроскопа (см. вставку в верхнем правом углу рис. 2).
В тонких пленках Fe86Mn13C обнаружен магнитный контраст с помощью лоренцевой микроскопии в режиме отключенной объективной линзы. Разнообразие видов доменной структуры, наблюдаемых в этом режиме, свидетельствует о магнитной неоднородности пленки. В режиме включенной объективной линзы в полях ~2 кЭ, создающих увеличение на экране микроскопа около х3000, удалось увидеть тонкий магнитный контраст (рис. 3). При небольшом изменении тока объективной линзы (1 мА) наблюдается резкое изменение ориентации полос магнитного контраста. Таким образом, небольшие энергетические воздействия меняют полярность намагниченности в локализованных областях сплава Fe86Mn13C.
По-видимому, должна существовать связь между магнитной структурой образцов и полосчатой микроструктурой, показанной на рис. 1 и 2.
При мартенситном превращении исходный аустенит, имеющий гранецентрированную кубическую ГЦК-решетку, превращается в мартенсит деформации, имеющий искаженную объемно-центрированную кубическую ОЦК-решетку. При этом формируются полосы сдвиговой деформации. Они возникают под напряжениями, вызванными погружением образца в жидкий азот, как результат прохождения волны пластической деформации.
Объемно-центрированную кубическую решетку можно представить как ромбический икосаэдр, составленный из шести октаэдрических модулей. Шесть октаэдрических модулей можно получить, если шесть узлов, центрующих объемы в соседних ячейках, соединить с вершинами куба централь-
506
АБЫЛКАЛЫКОВА и др.
а
Рис. 3. Магнитный контраст, полученный с одного и того же участка образца при включенной объективной линзе электронного микроскопа ЭМ-200: а — исходный магнитный контраст, б — магнитный контраст после изменения тока объективной линзы на 1 мА. Увеличение х3000.
ной ячейки. Такие модули могут быть получены сечением кубической решетки плоскостями типа (110). Элементарная ячейка гранецентрированной кубической решетки может быть представлена в виде набора тетраэдрических и октаэдрических модулей, как это показано на рис. 4 слева. Октаэд-рический модуль ОЦК-решетки (рис. 4, справа) может быть помещен в октаэдрическую полость ГЦК-решетки так, чтобы [100]оцк||[110]гцк, как это показано на рис. 4б. Стрелками отмечено возможное смещение атомов при аккомодации кластера мартенсита деформации к матрице ГЦК-решетки.
Если возникновение полос мартенсита деформации осуществляется по схеме [100] оцк||[110] гцк, то
а
Рис. 4. а — модульная структура ГЦК-решетки, содержащая октаэдр и тетраэдры, б — схема перехода ГЦК-аустенита в ОЦК-мартенсит (стрелками показана смена позиций атомами ГЦК ОЦК), октаэдрический модуль ОЦК-решетки возникает на месте октаэдриче-ского модуля ГЦК-решетки путем смещения атомов навстречу друг другу.
возможно и другое ориентационное соотношение [010]оцк||[110]гцк, которое объясняет полосы деформации, расположенные друг к другу под углом 90°. Это экспериментально наблюдается в деформированных массивных и пленочных образцах [5].
Из схемы на рис. 4б видно, что в случае сдвига атомов ГЦК решетки в направлениях, показанных стрелками, обязательно последует поворот атомных плоскостей. В работе [7] показано, что любой сдвиг в нагруженном твердом теле является деформационным дефектом ротационного типа и сопровождается поворотными модами деформации. Перемещение таких дефектов может проходить со скоростью, равной или большей скорости звука [4]. В этом случае энергия пластической деформации может адиабатически переходить во внутреннюю энергию (энергию межатомных связей). Переключение химических связей происходит у атомов, расстояние между которыми оказывается меньше (или больше) критического [8].
ВЫВОДЫ
1. Методами просвечивающей электронной микроскопии (включая лоренцеву микроскопию) показано, что в процессе пластической деформации в массивных и пленочных образцах сплава Fe86Mn13C происходит формирование мартенсита деформации в локальных областях, приводящее к образованию структурных и магнитных неодно-родностей.
2. Предложена кластерная модель формирования мартенсита деформации, сосредоточенного в полосах сдвиговой деформации.
3. Фрустрированная магнитная структура в образцах может формироваться как результат неоднородного чередования антиферромагнитного аустенита и ферромагнитного мартенсита деформации.
Работа поддержана грантом № 278 Министерства образования и науки Республики Казахстан.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Седов В.Л. Антиферромагнетизм гамма железа Проблема инвара. М.: Наука, 1987. 210 с.
2. Kveglis L.I., Abylk
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.