ПОВЕРХНОСТЬ. РЕНТГЕНОВСКИЕ, СИНХРОТРОННЫЕ И НЕЙТРОННЫЕ ИССЛЕДОВАНИЯ, 2015, № 8, с. 67-75
УДК 538.97
СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫЙ СОСТАВ ПЛЕНОК, СФОРМИРОВАННЫХ УЛЬТРАДИСПЕРСНЫМИ ЧАСТИЦАМИ ЖЕЛЕЗА И УГЛЕРОДА
© 2015 г. Ю. Ж. Тулеушев*, В. Н. Володин, А. Н. Озерной, М. Ф. Верещак,
И. А. Манакова, Е. А. Жаканбаев
Институт ядерной физики Комитета по атомной энергии Республики Казахстан,
050032 Алматы, Казахстан *Е-таИ: уыпу. tuleushev@mail.ru Поступила в редакцию 18.09.2014 г.
Ионно-плазменным распылением и соосаждением ультрадисперсных частиц железа и углерода получены их твердые растворы, содержащие 17.6 ат. % углерода. Образование твердых растворов-сплавов непосредственно в процессе напыления является подтверждением теории термофлуктуацион-ного плавления малых частиц. При нанесении покрытия происходит образование рентгеноаморф-ной карбидной фазы, количество которой коррелирует с исходной концентрацией углерода в образце. При 23.9 ат. % углерода покрытие имеет аморфную структуру. Методом ядерной гамма-резонансной спектроскопии обнаружена анизотропия ориентации магнитных моментов атомов железа, обусловленная текстурированностью образованных покрытий. Отклонение ориентации кристаллитов от среднего направления оси текстуры зависит от степени их науглероживания. При температуре 500°С из аморфной структуры формируется перлитная эвтектика а-Бе(С) + Бе3С без образования промежуточных карбидов. Относительное содержание цементита коррелирует с количеством введенного в покрытие углерода.
Ключевые слова: ионно-плазменное распыление, ультрадисперсные частицы железа и углерода, твердые растворы-сплавы Бе—С.
БО1: 10.7868/80207352815080144
ВВЕДЕНИЕ
Сплав железа с углеродом является важнейшим продуктом черной металлургии и материальной основой всех отраслей промышленности. Известно, что содержание и фазовое состояние углерода в сплаве оказывает решающее влияние на эксплуатационные и технологические характеристики сталей и чугунов.
Исследованию системы железо—углерод, полученной традиционным плавлением, посвящено большое количество работ. В частности, в [1] установлено, что углерод в железе может находиться как в растворенном виде, так и образовывать субструктуры карбидов, а также включения свободного графита. В зависимости от содержания углерода и температуры сплавы Бе—С могут иметь следующие структурные составляющие: феррит а-Бе(С), цементит Бе3С, перлит (механическая смесь феррита и цементита), аустенит у-Бе(С), ледебурит у-Бе(С) + Бе3С, графит (кристаллическая разновидность углерода) + а-Бе(С). При закалке Бе—С-сплава аустенит переходит в мартенсит (пересыщенный твердый раствор углерода в железе). Структурно-фазовое состояние железо-углеродистых сплавов в зависимости от
состава и температуры подробно изучены различными методами, включая и ядерную у-резонанс-ную спектроскопию.
В работах [2, 3] приведены результаты исследования сплавов Бе—С с различным содержанием углерода, где с использованием методов ядерной гамма-резонансной спектроскопии и металлографии установлено, что содержание цементита Бе3С с увеличением количества углерода в Бе-С-сплаве растет, достигая максимума при 3.5 мас. % С. Дальнейшее повышение содержания углерода приводит к резкому уменьшению содержания цементита в Бе-С-сплаве, что указывает на преобладание процесса графитизации над карбидизацией. При содержании углерода более 4 мас. % почти весь углерод превращается в графит.
Перераспределение углерода по фазам обычно достигается термообработкой сплавов. Известен ряд работ [4-7], где показано влияние пластической деформации и ионизирующего излучения на это перераспределение. Однако процессы, происходящие в системе Бе-С при различных воздействиях, еще далеки до полного понимания. В ряде работ приводятся результаты исследования фазообразования в системе Бе-С при меха-
ническом сплавлении (МС). Несмотря на некоторую противоречивость опубликованных результатов, связанную с различиями в энергоемкости измельчающих устройств, уровнем загрязнения продуктов синтеза включениями частиц мелющих тел и другими факторами, при получении образцов методом механического сплавления имеются общие закономерности, обобщенные в работах [8, 9]. При рассмотрении системы Ре100_ ХСХ, полученной механическим сплавлением компонентов в интервале концентраций до х = 32 ат. %, отмечена одинаковая последовательность твердофазных реакций. Показано, что механическое сплавление в системе Ре100_ ХСХ приводит к образованию аморфной фазы при х < 20 ат. %, цементита при х = 20—25 ат. % и карбида Ре7С3 при х > 30 ат. %. Следует отметить, что типичная температура процесса механического сплавления составляла 473 К.
Вместе с тем, развитие методов формирования материалов потоками ультрадисперсных частиц распыленных металлов открывает возможность получения композитов вместе с нанесением на изделия пленочных покрытий [10—12]. Однако при этом значительные изменения претерпевает структура материалов [13, 14], полученных сооса-ждением распыленных частиц, увеличиваются концентрационные области существования твердых фаз [15, 16]. В связи с этим появилось основание предполагать, что в результате формирования покрытий осаждением ультрадисперсных частиц железа и углерода, распыленных в плазме низкого давления, возможно получение новых микроструктур. Целью настоящей работы является установление структурно-фазового состава покрытий, сформированных подобным образом.
ОБРАЗЦЫ И МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА
В экспериментах использовали железо с содержанием 99.9 мас. % основного элемента и углерод (99.99 мас. %), из которых были изготовлены мишени магнетронов диаметром 40 и толщиной 4 мм. При магнетронном распылении в качестве плазмообразующего газа использовался аргон, подвергшийся очистке на распыленном титане (геттер). Подложками служили поликор (поликристаллический корунд) и пластины монокристаллического кремния различной ориентации. Методика формирования образцов сплавных покрытий заключалась в магнетронном распылении железа и углерода и их совместном осаждении на перемещающуюся относительно потоков плазмы подложку в виде субслоев толщиной менее 0.6 нм до суммарной толщины 150— 500 нм. Для обеспечения равномерности состава покрытия подложки размещались на карусельном устройстве с возможностью поочередного прохождения через потоки распыляемых матери-
алов. Скорость перемещения подложек составляла 5 х 10—2 м • с-1, температура подложек во время напыления не превышала 100°C.
Составом покрытия управляли путем изменения соотношения мощностей, подаваемых на магнетроны, распыляющие железо и углерод. Для распыления ферромагнитного материала в пла-нарных магнетронах постоянного тока использовалась мишень специальной конструкции, исключающая шунтирование магнитного поля и обеспечивающая выход силовых линий над поверхностью распыляемого железа [17]. Соотношение осажденных металлов контролировали весовым методом (микроаналитические весы ВЛР-200) по количеству распыленного и осажденного каждого из компонентов во время формирования покрытия. Толщину пленки определяли методом резерфордовского обратного рассеяния протонов на тандемном ускорителе УКП-2-1. Морфологию поверхности покрытий определяли с помощью электронного растрового микроскопа (РЭМ) JEOL JSM-6610 (ЭСМ). Были приготовлены образцы пленок железо—углерод с концентрацией 7.5, 12.0, 17.6 и 23.9 ат. % С. Рентгеноструктурные исследования были выполнены на дифрактомет-ре D8 Advance фирмы Bruker с медным анодом, XKa = 0.154051 нм, и графитовым монохромато-ром. Параметры решетки вычисляли как среднее значение при использовании всех дифракционных линий от идентифицируемой фазы. Отжиг образцов проводили в высокотемпературной вакуумной электропечи при давлении 1 х 10—2 Па.
Мессбауэровские исследования образцов были выполнены в геометрии обратного рассеяния на канале электронного (КЭМС) спектрометра МС-110Ет. Источником у-квантов служил 57Со в матрице хрома. Анализ и обработку экспериментальных спектров проводили методом восстановления функций распределения сверхтонких параметров по программе DISTRI программного комплекса MS Tools [18].
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
На рис. 1 приведены микрофотографии покрытий, содержащих 7.5 и 23.9 ат. % углерода сразу после напыления. Прослеживается преимущественная пространственная ориентация кристаллитов. Четко заметны различия покрытий в зависимости от содержания углерода. На снимке покрытия, содержащего 23.9 ат. % С, видны темные области размером от 10 до 100 нм, что может быть связано с выпадением графита.
Дифрактограммы исходных (после напыления) образцов системы Fe—C представлены на рис. 2. Анализ дифрактограмм показал, что в образцах покрытий с концентрацией углерода 7.5 ат. % (рис. 2, спектр 1) железо имеет кубическую гране-
Рис. 1. Микрофотографии покрытий с концентрацией углерода, ат. %: 1 — 7.5; 2 — 23.9.
центрированную решетку с параметром а = = 0.2861 ± 0.0005 нм. На рентгенограмме присутствует ряд слабых рефлексов, относящихся к фазе Fe3C с параметрами решетки a = 0.5079 нм, b = = 0.7016 нм и c = 0.4473 нм, что несколько отличается от параметров данной фазы, приведенных в карточке ASTM № 85-1317, и связано, по нашему мнению, с нестехиометрическим составом возникающих при напылении зародышей данной фазы.
При исследовании образца с содержанием углерода 12.0 ат. % (рис. 2, спектр 2) установлено наличие фазы a-Fe с параметром а = 0.2855 ± 0.0007 нм. Здесь более заметны, по сравнению с предыдущим
_л_ллЛ 4
1
20 30 40 50 60 70 80 90 Угол 29, рад
Рис. 2. Дифрактограммы образцов системы Бе—С с концентрацией углерода, ат. %: 1 - 7.5; 2 - 12.0; 3 -17.6; 4 - 23.9; • - а- Бе; ▼ - Бе3С; О - а-А1203.
составом, отражения с йш = 0.2431 и 0.2191 нм, относящиеся к фазе Fe3C. Параметры решетки данной фазы равны a = 0.4959 нм, b = 0.6800 нм и c = 0.4649 нм.
При увеличении содержания углерода до 17.6 ат. % (рис. 2, спектр 3) фаза a-Fe начинает аморфизовываться, что проявляется в уменьшении интенсивности рефлексов и увеличении их ширины. Параметр решетки a-Fe а = 0.2850 ± ± 0.0006 нм. Фаза цементита Fe3C также амор-физована: наблюдаются толь
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.