ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ, 2009, том 107, № 1, с. 85-94
СТРУКТУРА, ФАЗОВЫЕ ^^^^^^^^^^ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ДИФФУЗИЯ
УДК 669.1'6:539.89:543.429.3
ДЕФОРМАЦИОННО-ИНДУЦИРОВАННОЕ РАСТВОРЕНИЕ ИНТЕРМЕТАЛЛИДА FeSn В НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКОМ a-Fe
© 2009 г. Е. П. Елсуков, И. В. Повстугар, А. Л. Ульянов
Физико-технический институт УрО РАН, 426000 Ижевск, ул. Кирова, 132 Поступила в редакцию 04.02.2008 г.; в окончательном варианте - 03.04.2008 г.
Методами рентгеновской дифракции и мессбауэровской спектроскопии на ядрах 57Fe и 119Sn изучены структурно-фазовые превращения при механической обработке в шаровой планетарной мельнице смеси a-Fe98Sn2/FeSn с общим содержанием Sn в 14 ат. %. Установлены три стадии растворения интерметаллида FeSn. Показана определяющая роль наноструктуры с размером зерна <10 нм в процессе растворения и предложен механизм его реализации.
PACS: 64.75.+g, 76.80.+y
ВВЕДЕНИЕ
Деформационно-индуцированное растворение дисперсных фаз в сталях и сплавах до сих пор является предметом интенсивных исследований в связи с сильным влиянием процесса растворения на структуру и свойства сплавов. Наибольшее число опубликованных работ было посвящено изучению структурно-фазовых превращений при интенсивной пластической деформации сталей и сплавов на основе Fe и цементита Fe3C, являющегося фазой внедрения. Однако и в этом случае до настоящего времени продолжается дискуссия о механизмах деформационного растворения (см., напр., [1]). Меньшее число работ посвящено изучению деформационного растворения фаз с элементами замещения. В основном изучались процессы растворения вторых фаз в сплавах с ГЦК-решеткой Fe-Ni-Cr и Fe-Ni-Ti [2-4]. При этом предполагается, что механизмы растворения фаз замещения имеют отличную природу по отношению к фазам внедрения [5]. Тем не менее при исследовании процессов механического легирования из элементарных компонентов была показана определяющая роль наноструктуры в a-Fe (размер зерна <10 нм) в процессах ускоренного массопереноса независимо от того, относится ли второй компонент к элементам внедрения (В, С) или к элементам замещения (Al, Si, Ge, Sn) [6]. Необходимость существования наноструктуры при деформационном растворении в a-Fe цементита Fe3C и борида Fe2B была показана нами в работах [7, 8]. Очевидно, что для выяснения механизмов и кинетики деформационного растворения фаз с элементами замещения требуется проведение дальнейших исследований на простых модельных системах.
На наш взгляд, к простой модельной системе могут быть отнесены сплавы Fe-Sn. Принципи-
альная возможность деформационного растворения интерметаллидных фаз в этой системе была показана в работе [9] на примере выплавленного слава с 27 ат. % Би. Однако вследствие особенностей диаграммы состояния сплавов Бе-Би [10] полученные выплавкой образцы не являются хорошими с точки зрения выяснения механизмов и кинетики процессов. В образцах работы [9] присутствовало четыре фазы с концентрацией Би от 8 до 40 ат. %, что затрудняло проведение детальных исследований деформационного растворения. С другой стороны, известно [6, 11], что методом механического сплавления (МС) легко могут быть получены ОЦК-пересыщенные твердые растворы с концентрацией Би до 20 ат. %. Последующей термообработкой при Готж < 600°С в соответствии с [10] должна реализоваться равновесная двухфазная смесь, состоящая из ОЦК-Бе(2-3 ат. % Би) и интерметаллида БеБи с соотношением фаз, определяющимся концентрацией Би при МС. Преимущество метода заключается в равномерном распределении дисперсных фаз в частицах порошка после МС. Другим важным преимуществом системы Бе-Би является возможность проведения мессбауэровских исследований как на ядрах 57Бе, так и на ядрах 119Би.
МЕТОДИКА
Для проведения исследований использовалась смесь элементарных порошков железа (99.98 мас. %) и олова (99.99 мас. %) в атомном соотношении 85:15. Необходимое количество ОЦК-пересыщенного твердого раствора Бе^и) было получено методом МС в атмосфере Аг в шаровой планетарной мельнице Ри1уеЙ7ейе-7 с сосудами и шарами из стали ШХ-15, содержащей 1.5 мас. % Сг и 1 мас. % С (остальное Бе). Время МС 32 ч было
Рис. 1. Изображение частиц образца МС(32 ч) во вторичных электронах.
достаточным для полного завершения процесса [6, 11]. Образец после МС отжигался в вакууме 10-3 Па при 500°C в течение 3 для получения композита из ОЦК-Fe с малым количеством растворенного Sn и интерметаллида FeSn. Для изучения дефор-мационно-индуцированных структурно-фазовых превращений осуществлялась механическая обработка композита (загрузка 13 г) в мельнице с отбором 700 мг образца через определенные промежутки времени гизм от 15 мин до 8 ч. Как будет показано ниже, дополнительно потребовалось проведение механической обработки композита без промежуточных отборов, при которых неизбежно происходит контакт остающегося в сосуде образца с окружающей средой. С этой целью 10 г композита измельчалось непрерывно в течение 16 ч.
Химический анализ образцов проводили с использованием атомного эмиссионного спектрометра SPECTROFLAME-MODULA D с индуктивно связанной плазмой (SFMD) и вторично-ионного масс-спектрометра MC7201M (ВИМС). В последнем случае предварительно осуществлялось ионное травление поверхности порошинок для удаления адсорбированных на поверхности загрязнений после контакта с окружающей средой. Форму и размер частиц порошка анализировали по изображениям во вторичных электронах, полученных на оже-спектрометре JAMP-10S. Рентгеновские ди-фрактограммы снимались на дифрактометре ДРОН-3 в CuA^-монохроматизированном излучении (монохроматор - графит). Математическая обработка проводилась с использованием аппроксимации формы рефлексов функциями Фойгта [12]. Для определения размеров зерен применяли метод, основанный на методике гармонического анализа Уоррена-Авербаха. Параметры и размер зерна исходной и образующейся при механической обработке ОЦК-фаз определяли по линии (211), которая в наименьшей степени перекрывалась с ли-
ниями интерметаллида FeSn. Погрешность в определении размера зерна составляла не более 0.5 нм, а параметра решетки - 0.0001 нм. 57Fe и 119Sn мессбауэровские спектры снимались на спектрометрах ЯГРС-4М и SM2201DR в режиме постоянных ускорений с источниками 57Co(Cr) и 119mSn(CaSnO3) соответственно. Для вычисления распределения сверхтонкого магнитного поля (СТМП) P(H) применялся метод регуляризации [13]. Математическая обработка спектров в дискретном представлении проводилась с использованием алгоритма Левен-берга-Марквардта при подгонке методом наименьших квадратов. Все измерения выполнены при комнатной температуре.
РЕЗУЛЬТАТЫ
На рис. 1 приведены изображения частиц порошка после МС в течение 32 ч. Подобные изображения были получены и после механической обработки отожженного композита a-Fe(Sn)/FeSn. Частицы имеют камневидную форму и характеризуются размерами в интервале от 1 до 10 мкм. Можно предположить, что крупные частицы в действительности являются агломератами из мелких частиц.
Общий химический анализ, выполненный методом SFMD, показал, что содержание Sn в образцах на всех этапах обработки находится в пределах 14 ± 0.5 ат. % и хорошо согласуется с исходным атомным соотношением Fe и Sn 85:15. Примесей других элементов, таких как Al и Si, не обнаружено. Для анализа загрязнений легкими элементами использовался метод ВИМС с предварительным стравливанием поверхностного слоя частиц толщиной 20-30 нм. Установлено, что концентрация С во всех образцах составляет 0.03-0.04 мас. %. С другой стороны, обнаружено, что в образце MC(32 ч) + 500°C(3 ч) + MO (8 ч) в последовательности с промежуточными отборами присутствует до 0.1 мас. % O. При этом, в образцах МС(32 ч) и МС(32 ч) + 500°C(3 ч) + МО(16 ч) без промежуточных отборов кислород обнаружен не был.
Рентгеновские дифрактограммы образцов приведены на рис. 2. После механического сплавления - образец МС(32 ч) - обнаруживаются только уширенные ОЦК-рефлексы, положение которых соответствует параметру a = 0.2953 нм. По известной зависимости a(cSn) [14] концентрация Sn определена в 14 ± 0.5 ат. %. Отжиг механически сплавленного образца при 500°C(3 ч) приводит к формированию двух фаз: ОЦК-структу-ры на основе Fe и интерметаллида FeSn, как видно из сравнения с приведенными внизу рис. 2 штих-дифрактограммами фаз a-Fe и FeSn из [15]. Из параметра ОЦК-структуры a = 0.2885 нм установлено, что концентрация Sn в ней составляет 2 ат. % в соответствии с равновесной диаграммой состояния [10]. Из обработки дифрактограммы
МС(32 ч)
(220)
а-Бе 1
БеБи 1 1. 1 . . 1 11 , 1.1 .1.
11111111
30 40 50 60 70 80 20, град (Си^а)
90 100
Рис. 2. Рентгеновские дифрактограммы (Си^а-излучение, Гизм = 300 К).
отожженного образца МС(32 ч) + 500°С(3 ч) количество интерметаллида БеБи составляет 18 ат. %, т.е. несколько меньшее значение по сравнению с 23-25 ат. %, которые следует ожидать из полученных данных по химическому составу образца МС (32 ч). Последующая механическая обработка композита а-Бе988и2/Ре8и приводит к уширению рефлексов в дифрактограммах, исчезновению интерметаллида БеБи и формированию новой ОЦК-структуры при гшм > 1 ч. Вид рентгеновской ди-
фрактограммы образца МС(32 ч) + 500°С(3 ч) + + МО(8 ч) полностью соответствует дифракто-грамме образца МС(32 ч). Таким образом, механическая обработка в течение ^изм = 8 ч приводит к полному растворению интерметаллида БеБи с формированием ОЦК-фазы с концентрацией Би в соответствии с данными по химическому составу. Однако следует отметить две особенности процесса растворения БеБи по данным рентгеновской дифракции (рис. 2). При ¿изм от 15 мин до 2 ч
МС(32 ч)
-4 0 4
Скорость, мм/с
МС(32 ч) + отжиг 500°С(3 ч)
Л
15 мин
30 мин
БеБп
а-Бе(Зп)
А
1 ч
2 ч
4 ч
8 ч
и о
X
т о
100
200 Н, кЭ
300 400
Рис. 3. 57Бе-мессбауэровские спектры и функции распределения СТМП Р(Н) (57Со в матрице Сг, Гизм = 300 К).
положение рефлексов исходной ОЦК-фазы практически не изменяется, что свидетельствует о постоянстве концентрации Бп в ней (2 ат. %). Положение рефлексов вновь образующейся ОЦК-фазы при £изм > 1 ч указывает на значительную концентрацию Бп в
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.