ИЗВЕСТИЯ РАН. СЕРИЯ ФИЗИЧЕСКАЯ, 2012, том 76, № 11, с. 1370-1377
УДК 669.018.567.41
О СКЛОННОСТИ К ДЕФОРМАЦИОННОЙ АМОРФИЗАЦИИ КРИСТАЛЛИЧЕСКИХ СПЛАВОВ В ПРОЦЕССЕ КРУЧЕНИЯ ПРИ КВАЗИГИДРОСТАТИЧЕСКОМ ДАВЛЕНИИ
© 2012 г. Р. В. Сундеев, А. М. Глезер, А. В. Шалимова, Д. Л. Дьяконов, Г. И. Носова
ФГУПЦНИИчермет имени И.П. Бардина, Москва E-mail: sundeev55@yandex.ru
Рассмотрены особенности перехода кристаллических сплавов Ni50Ti30Hf20, Ti50Ni25Cu25 Zr50Ni18Ti17Cu15 и Fe78B8 5Si9P4 5 в аморфное состояние в ходе мегапластической (интенсивной) деформации в камере Бриджмена. Показано, что при одинаковой величине деформации склонность к аморфизации кристаллических сплавов существенно различается. Установлено, что склонность к деформационной аморфизации кристаллических сплавов и соответствующих кристаллических фаз определяется тремя факторами (механическим, термодинамическим и концентрационным) и кардинально отличается от склонности к термической аморфизации.
Как известно, в процессе мегапластической (интенсивной) деформации ряд многокомпонентных металлических сплавов и интерметалли-дов при относительно низких температурах переходят из кристаллического состояния в аморфное
[1]. Это явление твердофазной деформационной аморфизации практически не изучено, поскольку, с одной стороны, отсутствуют структурные механизмы атомного разупорядочения в условиях подавления термически активируемых процессов и, с другой стороны, не до конца ясны физические параметры, определяющие склонность металлических кристаллов к аморфизации при пластическом течении.
Наиболее распространенным способом получения аморфного состояния металлических сплавов является закалка из жидкого состояния (ЗЖС)
[2], а наиболее эффективным методом ЗЖС — спиннингование, при котором струя расплава затвердевает в виде ленты на вращающемся диске-холодильнике [3]. В соответствии с кинетическим подходом к процессу аморфизации любой металлический расплав, содержащий, как минимум, более нескольких процентов второго компонента, может быть аморфизован при достижении определенной высокой скорости охлаждения [4]. Таким образом, склонность к термической амор-физации расплава заданного химического состава характеризуется критической скоростью охлаждения ¥кр, что применительно к методу спин-нингования соответствует критической толщине закаливаемой ленты ?кр [4]. Для предельной скорости охлаждения 106 град • с-1, которую можно достичь при спиннинговании, значение ?кр для большинства аморфизируемых систем составляет, как правило, до 70-80 мкм [3]. За последние годы был обнаружен ряд легко аморфизирую-
щихся многокомпонентных металлических систем (главным образом, на основе Рё—Си, Tl—Zr, Zr—Cu, М§—Си), для которых значения Ккр оказались столь низкими, что их удается получить в виде массивных прутков и слитков [5].
Представляется интересным и весьма перспективным провести параллель между склонностью к деформационной аморфизации при МПД и к термической аморфизации при ЗЖС. В [6] нами впервые была получена информация о поведении легко аморфизирующегося при ЗЖС массивного аморфного сплава ^г50№18Т117Си15) в процессе МПД в камере Бриджмена. В данной статье мы предприняли попытку детально проанализировать склонность к деформационной аморфиза-ции при кручении под давлением ряда кристаллических сплавов, обладающих различной склонностью к термической аморфизации (№50Т130Н1:20, Т15о№25Си25, Zr5oNil8ГTll7CUl5 и Ре78Б8.5819Р45), чтобы установить физические факторы, определяющие склонность к этому процессу и, кроме того, сравнить для одних и тех же сплавов склонность к деформационной и к термической аморфизации при ЗЖС.
МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТОВ
Кристаллические образцы для МПД в камере Бриджмена были получены отжигом аморфного состояния всех изученных сплавов, приготовленных из чистых компонентов методом спиннинго-вания расплава в атмосфере аргона. Для аморфных
сплавов Ni50Ti30Hf20,
Т150№25Си25и Zr50Nii8Tii7Cu
д25
501
I18±I17V
-45
отжиг на воздухе проводили по режиму 500-510°С — 30 мин, а для сплава Ре78Б8 5819Р45 — по
1/2
п = 1/4 сжатие
20 40 60 80 100 120
1/2
п = 1/4
кристаллическое состояние
20 40 60 80 100 120
4 2 1
1/2
п = 1/4
20 40 60 80 100 120
г
7 6 4 2 1
1/2
п = 1/4
кристаллическое j состояние
20 40 60 80 100 120
4 2 1
1/2
п = 1/4
20 40 60 80 100 120 Угол 29, град
Рис. 1. Профили рентгеновских спектров, полученные для сплавов: а — Т150М25Си25 (А — В19-фаза, • — Т14М20-фаза); б — М50Т130Щ0 (О - В19'-фаза, • -ТЮ2-фаза, ▼ — Т14М20-фаза); в — Ре78В8.^19Р45 (1) (■ — п-фаза, + — а-Ре-фаза); г—2г50№18Т117Си15 (■ — Лавеса фаза, +— 2г2М-фаза); д — Ре78В8.^19р45 (2) (А — а-(Ре—81), ▼ — Рез(В,Р), • — Ре20з) в кристаллическом состоянии и после кручения под гидростатическим давлением (Р = 4 ГПа) при различном числе полных оборотов подвижной наковальни Бриджмена п.
Рис. 2. Зависимость приведенной объемной доли кристаллической фазы V* сплавов: • — N150^30^20,
А
Ре ния п.
Zг50N118T117Cu15,
78В85819Р45 (1) и +— Ре78В85819Р45 (2), от значе-
двум режимам: 540°С — 30 с (в щелочной среде) и 600°С — 25 мин. Последнее дало возможность получить для аморфного сплава на основе железа практически однофазное и двухфазное кристаллические состояния соответственно. Сплавы на основе никеля и титана после отжига находились в однофазном кристаллическом состоянии, а сплав на основе циркония — в двухфазном. Все образцы деформировали в камере Бриджмена при одинаковых условиях: квазигидростатическое давление 4 ГПа и комнатная температура. Полное число оборотов подвижной наковальни п в эксперименте изменяли от 1/4 до 9 при постоянной скорости вращения 1 об/мин. При деформации сплава Т150№25Си25 использовали также скорость вращения 0.67 об/мин. Исследование структурных и фазовых превращений проводили методами рентгеноструктурного анализа (РСА) и просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ). Объемную долю аморфной фазы рассчитывали по данным РСА, используя пакет программ, разработанный в [7].
РЕЗУЛЬТАТЫ ЭКСПЕРИМЕНТОВ
Рентгеновские спектры, полученные для всех изученных кристаллических сплавов после деформации с различным значением п в камере Бриджмена представлены на рис. 1. Видно, что по мере накопления деформации (увеличение п) профиль спектров изменяется от характерного для кристаллического состояния к рентгеноаморфно-му. На рис. 2 показано рассчитанное по данным РСА изменение объемной доли кристаллической фазы Vдля всех изученных сплавов по мере увеличения п. Поскольку для удобства деформирования в каждом сплаве в исходном состоянии было сохранено небольшое количество (10—20 об. %) аморфной фазы термического происхождения, значения V на рис. 2 были нормированы на 100% исходной кристаллической фазы при п = 0 (V*). Наклон зависимостей К*(п), очевидно, характе-
а
б
в
кристаллическое состояние
д
Значения скоростей аморфизации сплавов £,с и кристаллических фаз £,ф для изученных сплавов
Сплав Кристаллические фазы в исходном состоянии ^ф
Т150№25Си25 45.5 В19 45.5
N150^30^20 45.5 В19' 45.5
&50№18Т117Си15 2.5 Zr2Ni 2.0
Zr—Ti (№,Си) — фаза Лавеса 0.5
Fe78B8.5Si9P4.5 (1) 13.7 п-фаза 13.7
Fe78B8.5Si9P4.5 (2) 3.6 Fe3(B,P) 3.5
a-(Fe-Si) 0.1
ризует скорость аморфизации сплава при деформационном воздействии Ъх = \йУ*/йп\. Численные значения £,е для изученных сплавов сведены в таблицу.
Из анализа рис. 2 и таблицы видно, что все изученные сплавы можно условно разделить на две группы.
Первая группа — сплавы №50Т30НГ20, Т150№25Си25 и в исходно однофазном кристаллическом состоянии сплав Ре78В8.5819Р4.5(1), имеющие относительно высокие значения £,.
Вторая группа — сплавы Zr5oNi18Ti17Cu15 и в исходно двухфазном состоянии сплав Fe78B8.5Si9P4.5(2), имеющие относительно низкие значения £,.
Электронно-микроскопическое исследование структуры первой группы сплавов показало, что исходное состояние сплавов №50Т30Н20 и Т50№25Си25 является однофазным и представляет собой мар-тенситные фазы В19 или В19' соответственно с характерной пластинчатой структурой (рис. 3). После деформации п = 2 в сплаве Т150№25Си25 достигается рентгеноаморфное состояние. Оно характеризуется суперпозицией аморфной фазы и очень малого
Рис. 3. Темнопольные электронно-микроскопическое изображения исходной структуры (а) мартенсита В19 в сплаве ^50№25Си25 и (б) мартенсита В19' в сплаве №50^30^20.
Рис. 4. Темнопольное электронно-микроскопическое изображение структуры сплава №50^30^20 после п = 1/2.
n
Рис. 6. Зависимость объемной доли кристаллических фаз Vсплавов: а — Ре78В8 5819Р45 (2) (♦ — Ре3(В,Р), • — а-(Ре—8Г), ■ — Ре203, А — сумма кристаллических фаз); б — г^М^уСи^ (■ — Лавеса фаза, • — Zr2Ni и ♦ — сумма кристаллических фаз) от числа оборотов п подвижной наковальни.
Рис. 5. Темнопольные электронно-микроскопические изображения структуры сплава Ре78В8 5§19Р4 5 (1): а — в исходном состоянии, б — после МПД п = 1/2.
объема нанокристаллов фазы В2 (V< 0.05), образующихся в деформационных полосах сдвига аморфной матрицы [8]. Аналогичные структурно-фазовые превращения протекают и при деформации сплава Ni50Ti30Hf20 (рис. 4).
В сплаве Fe78B85Si9P45 (1) после отжига 540°С — 30 с образуется метастабильная тетрагональная я-фаза (структурный аналог P-Mn, а = 0.619 нм) со среднем размером частиц около 100 нм, имеющих слабовыраженную пятиугольную огранку (рис. 5а) и по химическому составу близких к исходной аморфной фазе [9]. Наблюдались также отдельные дендритоподобные кристаллы a-Fe (<5 об. %).. В этом структурном состоянии сплав Fe78B85Si9P45 (1) аморфизуется относительно быстро (при n = 4).
Фазовый состав сплава, второй группы Zr50Ni18Ti17Cu15, представляет собой смесь двух кристаллических фаз в приблизительном соотношении 1 : 1. Это фаза Zr2Ni со слоистой морфологией (структурный тип CuAl2) и Zr—Ti (Ni,Cu) — фаза Лавеса (структурный тип MgZn2) с кристаллами произвольной формы [6].
Кристаллическое состояние сплава Fe78B85Si9P45 (2) из той же второй группы представляет собой смесь двух фаз: кристаллической ОЦК-фазы на основе a-Fe, обогащенной кремнием, и тетрагональной фазы Fe3(B,P). В отличие от сплавов пер
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.