УДК 620.179.14
МАГНИТНЫЕ СВОЙСТВА МЕХАНИЧЕСКИ СПЛАВЛЕННЫХ И ОТОЖЖЕННЫХ ПОРОШКОВ Felw^xCx (X = 5; 15 ат. %)
А.И. Ульянов, Е.П. Елсуков, А.В. Загайнов, Н.Б. Арсентьева, Г.А. Дорофеев, В.М. Фомин
Исследовано влияние структурного состояния и фазового состава на магнитные гис-терезисные свойства порошков Fe(95)C(5) и Fe(85)C(15) после механического сплавления и отжигов. Показано, что коэрцитивная сила порошков Fe—С на начальном этапе измельчения в шаровой планетарной мельнице определяется степенью дефектности фазы a-Fe, относительным объемом и размерами немагнитных графитовых включений в частицах порошка железа. По мере увеличения времени измельчения фаза a-Fe переходит в наноструктурное состояние, а углерод из графитовых включений переходит в аморфную Am(Fe—-С) фазу. После отжигов в интервале температур 300—600 °С аморфная Am(Fe— —С) фаза превращается в карбид железа Fe3C. Коэрцитивная сила фазы Fe3C находится в сильной зависимости от степени искажения ее кристаллической решетки и составляет -80 А/см для фазы с искаженной решеткой и ~240 А/см для фазы с равновесной неискаженной решеткой. Магнитные характеристики порошков после механического сплавления и последующих отжигов определяются типом, количеством и структурным состоянием содержащихся в образцах фаз.
Исследования влияния структурного состояния и фазового состава механически сплавленных и отожженных порошков сплавов системы Fe—С на магнитные гистерезисные свойства показали [1—3], что при прочих равных условиях коэрцитивная сила Н порошков определяется количеством фазы карбида железа (цементита') Fe3C, степенью искажения кристаллической решетки этой фазы и средним размером <L> зерен фаз a-Fe и Fe3C. Было также обнаружено, что уменьшение размера частиц порошка в интервале от 300 до 10 мкм не оказывает влияния на величину Нс исследуемых порошков. В [4, 5] было показано, что изменяя содержание углерода в исходных смесях и комбинируя механическое сплавление (МС) с термообработкой можно получать тонкодисперсные порошки системы Fe—С с коэрцитивной силой от 4 до 240 А/см.
Представленные результаты были получены преимущественно на измельченных порошках чистого железа и на механически сплавленных порошках состава Fe(75)C(25). Для промежуточных концентраций углерода (0 < С < 25 ат. %) исследовались магнитные свойства только конечных продуктов МС, то есть измельченных в течение длительного (16 ч) времени, а также после термообработок этих образцов лишь при двух выбранных температурах (500 и 800 °С).
Настоящая работа посвящена более детальному изучению формирования магнитных свойств в порошках составов Fe(95)C(5) и Fe(85)C(15) в процессе механического сплавления и при последующих изохронных отжигах в широком интервале температур (от 100 до 800 °С). Выбор химического состава образцов обусловлен тем, что содержание 5 ат. % С соответствует высокоуглеродистым сталям, а 15 ат. % С — чугунам, которые в процессе изготовления могут подвергаться как сильным деформационным, так и термическим воздействиям. Закономерности формирования Н , полученные на таких модельных образцах во взаимосвязи с их структурным состоянием и фазовым составом, могут оказаться полезными при решении ряда задач магнитной структуроскопии изделий из высокоуглеродистых сталей и чугунов.
Для механического сплавления использовали смесь порошков чистого железа (99,98 мае. %) и графита (99,98 мае. %) с размером частиц <300 мкм. Механическое сплавление порошков осуществляли в шаровой планетарной мельнице "Пульверизетте-7" с энергонапряженностью 2,0 Вт/г в атмосфере аргона. Время измельчения варьировали от 1 до
16 ч. Рентгеновские исследования проводили на дифрактометре ДРОН-ЗМ в СиКа монохроматизированном излучении, мессбауэровские исследования — на спектрометре ЯГРС-4М, работающем в режиме постоянных ускорений с источником гамма-излучения 57Со в матрице Сг. Измерения удельной намагниченности насыщения а( и коэрцитивной силы Нс выполняли на вибрационном магнитометре с максимальным намагничивающим полем Нтш = 12 кА/см. Термомагнитные измерения образцов проводили на установке для измерения динамической восприимчивости с амплитудой переменного поля 1,25 А/см и частотой 120 Гц в атмосфере аргона. Скорость нагрева образцов составляла 60 град/мин. Образцы отжигали также в атмосфере аргона.
РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЙ И ОБСУЖДЕНИЕ
В процессе дробления в мельнице происходит измельчение, пластическая деформация и изменение фазового состава частиц порошков. Средний размер частиц порошка железа, имеющих камневидную форму, уменьшается от 300 (исходное состояние) до 5—10 мкм после 16 ч измельчения [5].
Т г—1 1 I-1-1-'-1-1-Г
—I—I—i—I—I—I—1—I_I_I_I_I_1_I_
30 40 50 60 70 80 90 100 29 (Cu Кц), град
Рис. 1. Рентгеновские дифрактограммы порошков состава Fe(85)C(15) после механического измельчения в течение 2, 4 и 16 ч.
Рентгеновские дифрактограммы и мессбауэровские спектры с соответствующими распределениями сверхтонких магнитных полей (функция Р(Н)) Для образцов состава Fe(85)C(15), измельченных в течение различного времени, приведены на рис. 1 и 2. Из анализа структурных данных следует, что при времени механического сплавления 1 ч и выше в структуре образцов наблюдается формирование аморфной Am(Fe—С) фазы. Аморфная фаза проявляется в виде вклада от "гало" у основания рефлекса (110) a-Fe (рис. 1) и в виде компоненты мессбауэровских спектров, соответствующей широкому распределению сверхтонких магнитных полей (СТМП) от 60 до 240 кА/см в функциях Р{Н) (рис. 2).
Как видно из рис. 2, интенсивность этой компоненты возрастает по мере увеличения времени дробления, что свидетельствует о возрастании
по мере дробления объема аморфной фазы Аш(Ре—С). Аналогичная картина наблюдалась и для измельченных образцов состава Ре(95)С(5), различие состояло лишь в меньшем количестве формирующейся Ат(Ре—С) фазы. Образование в процессе механического сплавления исследуемых образцов других фаз, в частности фазы карбида железа, как это наблюдалось при МС порошков состава Ре(75)С(25) [5], ни рентгеновским, ни мессбауэровским методами обнаружено не было. По методике, подробно изложенной в работах [4, 5], из мессбауэровских спектров было определено количество аморфной фазы/А в атомных долях (доля атомов Ре и С, локализованных в аморфной фазе"). Максимальные значения доли аморфной фазы составили /Ат = 0,30 для сплавов состава Ре(95)С(5) и/ = 0,65 для сплавов состава Ре(85)С(15).
V, мм/с н, кА/см
Рис. 2. Мессбауэровские спектры и функции Р(Н) порошков сплава Fe(85)C(15) после механического измельчения в течение 2, 4 и 16 ч.
Из анализа уширения рентгеновских линий от кристаллической решетки a-Fe было найдено, что при времени дробления смеси порошков 1 ч и выше фаза a-Fe переходит в наноструктурное состояние со средним размером нанозерен <L> <10 нм. В [4, 5] на основании мессбауэровских и рентгеновских данных о структурно-фазовом состоянии порошков с различным временем измельчения была предложена следующая микроскопическая модель процесса механического сплавления порошков системы Fe—С.
На начальной стадии дробления происходит пластическая деформация и измельчение частиц порошка. В результате интенсивной пластической деформации (время дробления ~1 ч и выше) в частицах железа формируется наноструктурное состояние с большой площадью межзерен-ных границ. Одновременно происходит интенсивное проникновение ато-
мов углерода по межзеренным границам внутрь частиц порошка железа, образуя в межзеренных границах и приграничных искаженных зонах шириной ~1 нм (интерфейсная область) аморфную Am(Fe—С) фазу с концентрацией углерода в ней до 20—25 ат. %. Такая модель позволяет объяснить значительные количества аморфной фазы Am(Fe—С), наблюдаемые экспериментально на размолотых порошках системы Fe—С. Таким образом, в результате механического сплавления смесей порошков с исходным содержанием углерода С < 15 ат. % в структуре сплавов формируется нанокомпозит, состоящий из двух фаз: a-Fe и Am(Fe—С). Однако рассмотренная модель процесса механического сплавления порошков Fe—С не может в полной мере объяснить магнитные гистерезисные свойства сплавов с различным содержанием углерода, представленные в данной работе.
_L
0 2 4 6 8 10 12 14 16 'др-4
Рис. 3. Зависимость коэрцитивной силы от времени дробления порошков состава: 1 — чистое железо; 2 — Ре(95)С(5); 3 —- Ре(85)С(15); 4 — Ре(75)С(25).
0
На рис. 3 приведены результаты измерения коэрцитивной силы смеси порошков Fe100_xCx с различным содержанием углерода (X = 0, 5; 15; 25 ат. %) в зависимости от времени дробления. Из рисунка видно, что на начальном этапе механического сплавления коэрцитивная сила всех исследуемых порошков растет и достигает максимума при t = 1 ч. В [2] максимум Нс для порошков Fe(75)C(25) объясняли достижением при г, = = 1 ч максимального значения плотности дислокаций по аналогии с тем, как это происходит в процессе измельчения порошков чистого железа [1]. Конечно, дислокации, образующиеся при дроблении порошков железа в течение 1 ч, будут вносить свой вклад в общий гистерезис сплавов.
Однако плотность дислокаций после дробления в течение часа в первом приближении должна быть одинакова для сплавов с различным содержанием углерода. Об этом, в частности, свидетельствуют примерно одинаковые значения среднего размера нанозерен <L> и среднеквадратичных микроискажений решетки <г*>т исследуемых порошков, определяемые из уширения рентгеновских линий от фазы a-Fe (рис. 4). Для сравнения на рис. 4 приведены так же значения <L> и <е2>1/2 для измельченного порошка чистого железа (X = 0). В то же время, как это видно
из рис. 3 и 4, Нс порошков, измельченных в течение часа, возрастает по мере увеличения в них содержания углерода.
Из сопоставления данных по структурному состоянию (рис. 4а, б) и коэрцитивной силы (рис. 3 и 4в) можно заключить, что коэрцитивная сила порошков, измельченных в течение 1 ч, определяется не только плотностью дислокаций, но в значительной мере и содержанием углерода. Механизм влияния углерода на Н рассмотренных образцов не вполне ясен и большую роль в понимании этого явления могли бы сы
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.