СТРУКТУРА, ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ДИФФУЗИЯ
УДК 669.24'3 '295'296:532.13
ИССЛЕДОВАНИЕ СТРУКТУРЫ И МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ СПЛАВА Ti43.2Zr7.8Cu40.8Ni7.2Co1, СОДЕРЖАЩЕГО АМОРФНУЮ И КРИСТАЛЛИЧЕСКИЕ ФАЗЫ © 2015 г. А. И. Базлов, А. Ю. Чурюмов, А. А. Царьков, Д. M. Хажина
Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС" 119049 Москва, Ленинский проспект, д. 4 e-mail: bazlov@misis.ru Поступила в редакцию 27.08.2014 г.; в окончательном варианте — 12.11.2014 г.
Исследованы структура и механические свойства сплава Ti43.2Zr7.8Cu40.8Ni7.2Co1, полученного методом литья в массивную медную изложницу. Показано, что в результате быстрого охлаждения расплава структура состоит из аморфной матрицы и распределенных в ней кристаллических частицам, благодаря чему сплав демонстрирует высокую прочность (более 1600 МПа) и относительно высокую пластичность (1%). Моделирование процесса деформации сплава с использованием метода конечных элементов показало, что кристаллические частицы в аморфной матрице являются эффективными барьерами для распространения полос сдвига, тем самым стимулируя зарождение и развитие новых полос сдвига и увеличивая общую пластичность материала.
Ключевые слова: объемные металлические стекла, композиционные материалы, аморфная фаза, механические свойства, структура, моделирование, метод конечных элементов.
Б01: 10.7868/80015323015050034
ВВЕДЕНИЕ
Объемные металлические стекла стали предметом изучения ученых, благодаря уникальному сочетанию высоких механических и функциональных свойств [1—3]. Однако данные материалы имеют один серьезный недостаток, а именно отсутствие пластичности, что делает их склонными к хрупкому разрушению. Формирование композиционного материала, состоящего из аморфной и кристаллических фаз, является перспективным направлением [4—8], которое может позволить решить данную проблему путем сочетания положительных качеств обоих материалов — прочности металлического стекла и пластичности кристаллических частиц. Основной проблемой при создании таких композиционных материалов является контроль структуры образца. Так, в [9] незначительные изменения состава и условий кристаллизации сплава (Т1—Zr)49.5+ х(Си—№)49.5 _ хСо1 привели к большим изменениям в структуре материала. В сплавах системы (Tl—Zr)49.5+ х(Си—№)49.5 _ хБе1 [10] была обнаружена возможность получения композиционных материалов с высокой прочностью и пластичностью, содержащих в своем составе аморфную матрицу и метастабильную фазу — твердый раствор на основе Р-Т1. Небольшая добав-
ка иттрия в сплав Т14(^г25Ве20Си12№3 сильно увеличивает стеклообразующую способность [11], а так же блокирует зарождение и рост фазы Лавеса, облегчая зарождение фазы УСи, обладающей значительной пластичностью, в том числе при растяжении [12]. Тем не менее, данные сплавы не показали привлекательных механических свойств. В композитах, полученных в системе N1—Си—Т1—Zr, наблюдалось увеличение пластичности материала не только за счет гетерогенности структуры, но и за счет динамического мартенситного превращения в процессе деформации [13]. Высоких значений пластичности и прочности композиционных материалов удалось достичь в системе Т1—Си—№ [14] путем контроля скорости охлаждения расплава. Структура этих сплавов представляла собой незначительное количество включений кристаллических фаз Т1Си и Т12Си в аморфной матрице. Настоящая работа посвящена исследованию структуры и свойств сплава Т143.^г7.8Си40.8№7.2Со1, полученного быстрым охлаждением из расплава и имеющего структуру композиционного типа, состоящую из аморфной матрицы и кристаллических включений, а также анализу деформационного поведения сплава с использованием моделирования методом конечных элементов.
U
св &
Ён св
р
(U
С
(U
Н
1060 1040 1020 1000 980 960 940 920 900
(а)
0 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0 к 0.1 0.3 0.5 0.7 0.9 Мольная доля твердых фаз
1060 1040 1020 1000 980 960 940 920 900
(б)
Жидкость
ОЦК + Жидкость
ГЦК
_|_I_I_|_
40 41 42 43 44 45
Содержание титана, ат. %
Рис. 1. Кривая охлаждения сплава И43 2Zr7 ^Си^ §N17 2С01 (а) и политермический разрез равновесной диаграммы состояния системы Ti—Zr—Cu—Ni—Co при содержании 7.8% Zr—40.8% Си—1%Со (б).
1. МЕТОДИКА ПРОВЕДЕНИЯ ЭКСПЕРИМЕНТА
Объектами исследования были цилиндрические образцы диаметром 1 и 2 мм длиной до 50 мм. Сплавы получали в индукционной литьевой мини-машине Indutherm MC-20-Vibro в вакууме 10-2 Па. путем сплавления чистых металлов (99.99%): титана, циркония, меди, никеля, и кобальта и последующего литья в массивную медную изложницу под давлением 3 х 105 Па аргона чистотой 99.9995%. Для определения температур фазовых превращений проводили термоанализ методом дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК) со скоростью нагрева и охлаждения 20 К/мин на калориметре Setaram Labsys в атмосфере аргона. Структуру образцов исследовали методами рентгеновской дифрактометрии в монохроматическом медном Za-излучении на дифрактометре Bruker D8 и сканирующей электронной микроскопии на микроскопе Tescan Vega 3. Механические испытания на сжатие образцов высотой 4 мм и диаметром 2 мм проводили на универсальной испытательной машине Zwick Z250 со скоростью деформации 10-4 с-1.
Таблица 1. Рассчитанные составы фаз при температуре 978°С
Атомная доля элементов, %
Ti Zr Cu Ni Co
ОЦК 37.1 24.1 26.4 10.6 1.8
ГЦК 35.3 10.6 40.9 11.7 1.5
Жидкость 35.0 10.1 47.5 6.5 0.9
2. РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЯ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Для предварительной оценки типа фаз, выделяющихся при охлаждении сплава, их состава и массовой доли были проведены термодинамические расчеты с использованием программы ТЬегшоСа1с (база термодинамических данных SNOB3). Результаты расчетов представлены на рис. 1.
Из проведенных расчетов видно, что при охлаждении сплава сначала выделяются первичные кристаллы с ОЦК-решеткой, после чего начинается эвтектическая кристаллизация по реакции Жидкость ^ ОЦК + ГЦК. Рассчитанные составы данных фаз на начало эвтектической реакции (температура 978°С) представлены в табл. 1. Как можно видеть, химический состав жидкой фазы в момент начала эвтектической реакции довольно сложен, что при быстром охлаждении может способствовать его "замораживанию" после выделения первичных кристаллов с блокированием эвтектической реакции и формированием аморфной фазы.
Исходя из проведенных расчетов, можно предположить, что в выбранном сплаве при быстром охлаждении возможно получение структуры композита, содержащей кристаллические фазы, по составу и кристаллическому строению аналогичные полученным в [14], и аморфную матрицу, что может способствовать получению в сплаве хорошего комплекса механических свойств.
На рис. 2 представлена рентгенограмма образца диаметром 2 мм в литом состоянии. Анализ ди-фрактограммы показал, что структура сплава состоит из кристаллических фаз №Т (сР2) и СиТ1 (с/4), а так же содержит аморфную фазу (размытый пик в интервале 37—45°).
На рис. 3 представлена микроструктура образца диаметром 2 мм. Видно, что большая доля кристаллических частиц расположена в центре об-
ИССЛЕДОВАНИЕ СТРУКТУРЫ
725
900 800 700 ^ 600 £ 500
Л
£
о о я <ч
о Я
В
Я
И
400
300
200
40
60 29, град
80
100
Рис. 2. Рентгенограмма образца диаметром 2 мм сплава Т143 22г7 8^40 8^7 2С01.
Рис. 3. Микроструктура образца диаметром 2 мм: а — на периферии образца; б — в центре образца.
разца, а на периферии наблюдается в основном аморфная матрица с небольшим количеством кристаллических частиц. Методом микрорентге-носпектрального анализа был определен химический состав фаз (табл. 2). Сопоставление полученного состава фаз с расчетным показывает, что состав твердого раствора на основе фазы СиТ1 близок к расчетному составу ГЦК-фазы, образующейся по эвтектической реакции. Микроструктура сплава так же косвенно подтверждает прохождение эвтектической реакции, присутствуют колонии, содержащие в себе фазу СиТ1. Небольшие различия между расчетным и экспериментальным составами, вероятно, обусловлены не-
полным прохождением диффузии, так как скорость охлаждения расплава очень высока (более 100 К/с). Большое различие между расчетным количеством титана в ОЦК-фазе и в фазе №Т1, также
Таблица 2. Составы фаз сплава
Фаза Атомная доля элементов, %
Т1 7г Си N1 Со
№Т1 59.1 6.7 21.9 10.4 1.9
СиТ1 34.3 10.7 48.8 5.2 1.0
Аморфная матрица 39.7 9.1 43.1 7.1 1.0
300 400 500 600 700 800 Температура, °С
900 1000
Рис. 4. ДСК-кривые сплава Т143 2Zr7 8^40 8№7 2С01.
может быть объяснено неполным прохождением диффузии как в твердых, так и в жидкой фазах в процессе кристаллизации. Так в рассчитанном составе атомы циркония заменяют атомы титана, в то время как при быстром охлаждении расплава этого не происходит. Расчетный состав жидкости, близок к составу аморфной фазы, небольшие различия в них свидетельствуют о том, что при охлаждении эвтектическая реакция не была подавлена полностью и часть эвтектических колоний успела образоваться, и при этом изменился состав "замороженной" жидкости.
На рис. 4 представлены ДСК-кривые образцов из сплава Т143.^г7.8Си40.8№7.2Со1 диаметром 1 и 2 мм. Наличие экзотермического пика в районе 500°С на ДСК-кривой образца диаметром 1 мм связано с кристаллизацией аморфной фазы. Температура расстеклования Т% составила 418°С, температура кристаллизации Тх — 447°С, температура солиду-са сплава Т — 825°С, температура ликвидуса Т — 1090°С. В образце диаметром 2 мм количество
Таблица 3. Расчетные и экспериментальные температуры ликвидуса и солидуса
Данные Температура ликвидуса, °С
ликвидуса, °С солидуса, °С
Расчетные данные 1041 868
Экспериментальные данные 1090 940
аморфной фазы невелико, что характеризуется малым размером экзотермического пика.
Сопоставление температур ликвидуса и соли-дуса сплава с расчетными значениями, полученными в программе "ТЬегтоСа1с", представлено в табл. 3. Различия между экспериментальными и расчетными результатами, могут быть объяснены не полностью прошедшей диффузией при литье, и, как следствие, различным химическим составом фаз.
Для оценки возможности повышения пластичности в сплавах с композиционной структурой был проведен анализ деф
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.