ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ, 2004, том 98, № 1, с. 119-127
= ПРОЧНОСТЬ И ПЛАСТИЧНОСТЬ =
УДК 669.1'25'26:539.89:(620.17+537.622)
МЕХАНИЧЕСКИЕ И МАГНИТНЫЕ СВОЙСТВА МАГНИТОТВЕРДЫХ СПЛАВОВ СИСТЕМЫ Ре-Сг-Со, ПОДВЕРГНУТЫХ ИНТЕНСИВНОЙ
ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ
© 2004 г. Г. Ф. Корзникова*, Н. И. Носкова**, А. В. Корнева*, А. В. Корзников*
*Институт проблем сверхпластичности металлов РАН, 450001 Уфа, ул. С. Халтурина, 39 **Институт физики металлов УрО РАН, 620219 Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18
Поступила в редакцию 01.07.2003 г.; в окончательном варианте - 24.12.2003 г.
Исследовано влияние деформации сдвигом под высоким гидростатическим давлением на механические и магнитные свойства магнитотвердых сплавов 30Х23К и 25Х15К с различным исходным фазовым составом, который варьировался термообработкой в крупнозернистом и изменялся после деформации в нанокристаллическом состояниях. Установлено, что в крупнозернистом (размер зерна >10 мкм) состоянии образцы с однофазной структурой а-твердого раствора и образцы с двухфазной (а + у)-структурой обладают пластичностью <40%, но имеют низкую коэрцитивную силу. Образцы сплава с (о + у)- и модулированной (а1 + а2)-структурами имеют нулевую пластичность и обладают невысокими прочностными характеристиками, но при этом сплав с (а1 + а2)-структурой переходит в высококоэрцитивное состояние. Формирование нанокристаллической структуры в сплавах 30Х23К и 25Х15 К способом интенсивной пластической деформации приводит к повышению прочности и снижению пластичности в образцах с исходной а- и (а + у)-структурой. Повышение прочности и пластичности после интенсивной пластической деформации происходит в нанокристаллическом состоянии с исходными (о + у)- и (а1 + а2)-фазами, но при этом падает значение коэрцитивной силы в сплавах с (а1 + а2)-фазами. Обнаруженное повышение пластичности, по-видимому, связано с растворением в процессе деформации интерметаллидной о-фазы и перестройкой модулированной (а1 + а2)-структуры в (а + у)-структуру. Последнее приводит к падению коэрцитивной силы.
ВВЕДЕНИЕ
Формирование нанокристаллической (НК) структуры в металлах и сплавах открывает широкие возможности в получении материалов с необычными физико-механическими свойствами, которые могут быть использованы на практике [1, 2]. Основным методом получения массивных НК полуфабрикатов до недавнего времени являлся метод порошковой металлургии [1]. Используя этот метод, получают наноразмерные порошки, которые компактируют для получения объемных нанокристаллических материалов. Альтернативным способом получения нанокристаллических материалов являются методы, использующие интенсивную пластическую деформацию (ИПД) [3-5]. Отличительной особенностью этих металлов является отсутствие загрязнения и остаточной пористости. Использование наковален Бриджмена позволяет получать нанокристаллическую структуру как в чистых материалах, так и в сплавах и интерметаллидах [4].
Сплавы системы Бе-Сг-Со относятся к группе магнитотвердых материалов дисперсионно-твер-деющего класса [6]. Наибольшее применение находят сплавы 30Х23К и 25Х15К. Магниты из сплава 30Х23К получают преимущественно в ли-
том состоянии, так как применение методов обработки давлением затруднено в связи с низкой деформационной способностью сплава, обусловленной образованием в структуре в интервале температур 700-1050°С интерметаллидной о-фазы, охрупчивающей сплав. Для формообразования магнитов из сплава 25Х15К возможно использование деформационно-термической обработки, но и для него характерна низкая, практически нулевая, пластичность в высококоэрцитивном состоянии.
Вместе с тем было показано [7-9], что использование интенсивной пластической деформации (ИПД) приводит к формированию субмикро- и нанокристаллической структуры в сплавах Бе-Сг-Со, что позволяет существенно повысить их пластические характеристики. В то же время имеются литературные данные [10-12], указывающие на дополнительное повышение коэрцитивной силы у магнитотвердых материалов после ИПД.
Целью данной работы являлось детальное сравнительное исследование комплекса механических свойств магнитотвердых сплавов 30Х23К и 25Х15К в крупнозернистом (до ИПД) и нанокристаллическом (после ИПД) состояниях. При этом фазовый состав сплавов варьировался термообработкой. Другой важной задачей работы было
исследование влияния ИПД на структуру и магнитные свойства сплавов.
МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ
В работе были исследованы сплавы следующего состава:
30Х23К (вес. %): Сг - 30.5%; Со - 23%; Т - 0.4%;
V - 0.4%; - 0.4%; ост. - Бе;
25Х15К: Сг - 25%; Со - 15%; Т - 1%; V - 1%;
- 0.4%; А1 - 1%; КЪ - 1%; ост. - Бе.
Отливки сплавов закаливали от температуры 1350°С в воде. Из закаленных на однофазный а-твердый раствор заготовок вырезали стандартные цилиндрические образцы диаметром 5 мм и длиной рабочей части - 25 мм для механических испытаний на растяжение, а также - образцы диаметром 8 мм и толщиной 0.25 мм для проведения ИПД на наковальнях Бриджмена. С целью получения различного фазового состава образцы отжигали в интервале температур 500-1100°С. В сплаве 30Х23К были получены четыре типа структур: однофазная, состоящая из а-твердого раствора со средним размером зерен около 150 мкм; двухфазная, состоящая из зерен а-фазы с пластинчатыми выделениями у-фазы, объемная доля которых составила 35%; двухфазная пластинчатая структура типа квазиэвтектоида, состоящая из у- и а-фаз со средним межпластинчатым расстоянием 1 мкм, с одинаковой объемной долей у-и а-фаз, а также модулированная (ах + а2)-струк-тура. Объемная доля а-, у- и а-фаз была оценена методом секущих по металлографическим снимкам. Точность метода составила 5%. Описанные состояния были получены в предварительно закаленном на а-твердый раствор сплаве путем часового отжига при температурах: 1350°С (а), 1100°С (а + у), 900°С (а + у), а также - высококоэрцитивное состояние (ах + а2) после стандартной термомагнитной обработки (СТМО). В сплаве 25Х15К были получены три типа структур после отжига при температурах: 1200°С (а), 900°С (а + у) и после СТМО (ах + а2).
Деформацию по методу Бриджмена проводили на наковальнях из сплава ВК6 при давлении 8 ГПа, превышающем среднюю микротвердость сплавов после всех обработок, что позволило исключить проскальзывание между образцом и наковальней.
Исследование структуры проводили на просвечивающем электронном микроскопе ШМ-2000ЕХ. Микротвердость определяли на приборе ПМТ-3 при нагрузке 0.2 кг по результатам не менее 15 измерений. Погрешность измерений микротвердости на различных образцах, продефор-
мированных на одинаковую степень деформации, составляла 5%.
Механические испытания проводили при комнатной температуре на динамометре "Истрон". При испытании на трехточечный изгиб использовали тензометрический датчик с максимальной нагрузкой 50 Н. Образцы для испытаний на изгиб вырезали на электроискровом станке из образцов, деформированных на наковальнях Бриджмена, на расстоянии 1 мм от центра образца (диска) и доводили до конечных размеров 1.5 х 0.15 х 8 мм путем шлифования и полировки. Изгибные напряжения а рассчитывали по формуле [7]
а = 1.5 РЫЪН2Р,
где Р - нагрузка; Ь - расстояние между опорами; Ъ -ширина образца; НР - толщина образца. По рассчитанным значениям предела прочности судили о закономерностях деформационного упрочнения. По величине прогиба до разрушения оценивали пластичность образцов.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Структура и фазовый состав сплавов после
отжига в интервале температур 600-1300°С
Сплав 30Х23К. Рентгеноструктурный анализ сплава 30Х23К, предварительно закаленного на а-твердый раствор и подвергнутого СТМО отжигу в интервале температур б30-520°С, показал [8, 9], что в сплаве формируется двухфазная структура, состоящая из изоморфных аг и а2-фаз (рис. 1а). Кроме того, в структуре присутствует небольшая доля а-фазы. Как показали электронно-микроскопические исследования, отжиг сплава 30Х23К с исходной структурой а-твердого раствора в интервале температур 700-950°С приводит к образованию пластинчатой структуры, состоящей из колоний у- и а-фаз со средним поперечным размером 1 мкм (рис. 16). В интервале температур отжига 1050-1300°С структура сплава 30Х23К состоит из линзовидных пластинчатых и реечных выделений у-фазы в а-матрице (рис. 1в).
После ИПД сплава во всех исследуемых состояниях формируется нанокристаллическая структура со средним размером зерен около 100 нм. В качестве типичного примера такой структуры на рис. 2 приведен электронно-микроскопический снимок структуры сплава после ИПД. В исходном состоянии (до деформации) структура сплава была матричного типа и состояла из пластин у-фазы в зернах а-матрицы. В процессе ИПД наряду с формированием нанокристаллической структуры в сплаве 30Х23К происходит также изменение фазового состава. Как показали данные качественного фазового рентгеноструктурного анализа, в образцах с исходной (а + у)- и а-струк-турой происходит частичный переход а- в у-фазу.
Рис. 1. Электронно-микроскопические снимки структуры предварительно закаленного на а-твердый раствор сплава 30Х23К после отжигов в течение 1 ч при различных температурах:
а - 600°С, (ах + а2)-фазы; б - 900°С, (а + у)-фазы; в -1100°С, (а + у)-фазы. х100 000.
В образцах с исходной (ах + а2)-структурой произошел переход в а- и частично в у-фазу. В образцах с исходной (у + а)-структурой термомагнитный анализ выявил частичное превращение немагнитной а-фазы в магнитную а-фазу с точкой Кюри около 400°С. Появление а-фазы было подтверждено и рентгеноструктурным анализом.
Сплав 25Х15К. В интервале температур отжига 620-1200°С сплав имеет двухфазную структуру, состоящую из у- и а-фаз, аналогичную описан-
Рис. 2. Электронно-микроскопический снимок структуры (а) и картина микродифракции (б) сплава 30Х23К (предварительно закаленного на а-твердый раствор с последующим отжигом при 1100°С) после деформации сдвигом под высоким давлением (п = 5, Р = 8 ГПа). х100 000.
ной выше для сплава 30Х23К. При температурах отжига выше 1200°С сплав находится в однофазном состоянии а-твердого раствора, а после СТМО в интервале температ
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.