СТРУКТУРА, ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ДИФФУЗИЯ
УДК 669.1784:539.89:543.429.3
ВЛИЯНИЕ КРЕМНИЯ НА ФОРМИРОВАНИЕ ФАЗ В МЕХАНОАКТИВИРОВАННЫХ СИСТЕМАХ НА ОСНОВЕ Fe75C25. ТЕРМОИНДУЦИРОВАННЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В МЕХАНОСИНТЕЗИРОВАННЫХ КОМПОЗИТАХ
© 2012 г. В. А. Волков, А. А. Чулкина, А. И. Ульянов, Е. П. Елсуков
Физико-технический институт УрО РАН, 426000Ижевск, ул. Кирова, 132 Поступила в редакцию 19.04.2011 г.; в окончательном варианте — 28.06.2011 г.
Превращения в механосинтезированных аморфно-нанокристаллических сплавах Fe75C(25 — x)Six (0 < х < 10 ат. %) при нагревах изучали методами динамическои магнитной восприимчивости, рентгеновской дифракции, металлографии. Показано, что в отличие от механосинтезированных сплавов, состоящих из a-Fe, Fe3C и аморфной фазы, при отжигах сплавов с х > 5 ат. % дополнительно образуется Fe5SiC. После нагревов до 700 и 800°С частицы порошковых сплавов содержат большое количество однородно распределенных частиц графита с размерами порядка 0.5 мкм. Частицы образуются в результате распада цементита. Распад цементита ускоряется за счет частичного растворения в нем кремния а также в присутствии нанозерен a-Fe.
Ключевые слова: фазовые превращения, механоактивация, аморфные сплавы, структура, металлические сплавы.
ВВЕДЕНИЕ
В предыдущей статье нами было показано, что на установившейся стадии механосинтеза (МС) сплавов Ре75С(25 — х)81х образуются нанокомпо-зитные состояния, в состав которых входят только три из возможных стабильных или метастабильных фаз: а-Ре(81, С), Ре3С и аморфная фаза (А). Фазовый состав сплавов устанавливается в результате динамического равновесия между аморфной и кристаллическими фазами, т.е. кристаллические фазы представляют собой продукты распада аморфной фазы. Составы исследуемых сплавов лежат на квазибинарном разрезе Ре3С—Ре381 метастабильной диаграммы состояний Ре—С—81, поэтому образование этих фаз выглядит закономерным. Вместе с тем, известно, что при отпуске закаленных сталей, легированных кремнием, при кристаллизации расплавов и аморфных сплавов системы Ре—С—81 образуются силикокарбиды различных типов, с химическими формулами Ре8812С, Ре10812С3, Ре581С и др. [1—4]. Поэтому возникает вопрос о возможности образования силикокарбидов при отжигах рассматриваемых в работе аморфно-нанокристаллических МС сплавов. При положительном результате, возникает вопрос о причинах отсутствия силикокарбидов в составе механосинтезированных сплавов.
Как хорошо известно, цементит является метастабильной фазой и легирование сталей и чугунов кремнием способствует их графитизации. Влияние кремния на устойчивость цементита к нагре-
вам не до конца понятно и проведенные исследования могут в какой-то степени дополнить информацию по этой проблеме.
МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКИ
Исходные смеси для МС готовили из порошков карбонильного железа (99.98), гексагонального графита (99.99) и кремния (99.999) с размерами частиц менее 300 мкм. Механическое сплавление осуществляли в инертной среде (Аг) в шаровой планетарной мельнице Рг^сИ Р-7 с энергонапряженностью 2 Вт/г. За счет использования принудительного воздушного охлаждения разогрев сосудов, шаров и образца во время работы мельницы не превышал 60°С. Сосуды (объем 45 мл) и шары (20 шт. диаметром 10 мм) были изготовлены из стали ШХ-15. Масса загружаемого образца в большинстве экспериментов составляла 10 г. Время измельчения навесок — 24 ч.
Рентгеновские дифрактограммы получали в мо-нохроматизированном СиХ"а-излучении (монохро-матор—графит) на автоматизированном дифракто-метре ДРОН-3. Обработку рентгенограмм проводили, с использованием пакета программ [5].
Термомагнитные измерения выполнены на установке для исследования динамической магнитной восприимчивости с амплитудой переменного магнитного поля 0.8 Э и частотой 120 Гц в инертной атмосфере (Аг) со скоростью 30°/мин в интервале от 20 до 800°С.
1.5 1.0 0.5 0 1.5 1.0 0.5 0 2.0 1.5
* 0.5 0 1.0 0.5 0
1.5 1.0
0.5
0
100 200 300 400 500 600 700 800
т, °с
Рис. 1. Температурные зависимости магнитной восприимчивости х(Т), полученные в режиме нагрева
и охлаждения для МС сплавов: а - Ре75С24811; б - Ре75С22813; в - Ре75С20815; г -Ре75С158110; д - Ре71.4С14.38114.3.
Металлографические шлифы готовили из порошковых образцов, зафиксированных в эпоксидной смоле. Порошки отжигали в вакууме 10-4 мм рт. ст. Фотографии микроструктур получали на микроскопе №орИо1-2 с цифровой регистрацией.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Превращения в МС образцах в условиях непрерывного нагрева изучали на основе анализа температурных зависимостей магнитной восприимчивости х(Т), представленных на рис. 1. Зависимости снимали как в режиме нагрева до 800°С, так и по-
следующего охлажде-ния. В предыдущей статье нами был проведен рентгенофазовый анализ на-нокомпозитных МС сплавов Ре75С(25 - х)81х, часть результатов которого повторяется в табл. 1. Опираясь на знание фазового состава МС образцов и в соответствии с [6], можно интерпретировать зависимости х(Т).
Температурные зависимости восприимчивости Х(Т) для сплава Ре75С24811 (рис. 1а) качественно не отличаются от х(Т) для базового МС сплава Ре75С25 (см. рис. 5 предыдущей статьи), что определяется близостью фазовых составов этих образцов (табл. 1). К особенностям х(Т) для этих сплавов можно отнести [6]: 1 - большой перегиб на кривой нагрева при Т ~ 185°С, связанный с переходом через Тс деформированного цементита и острый перегиб при 210°С на кривой охлаждения, связанный с Тс отожженного цементита; 2 - протяженные горизонтальные участки до Т ~ 725°С на кривой нагрева и Т» 690°С на кривой охлаждения, связанные с присутствием в образцах ферромагнитной фазы а-Ре(81, С); 3 - спадающий наплыв в основании большого перегиба на кривой нагрева в диапазоне температур 180—420°С, коррелирующий с наличием в образце аморфной фазы.
В работе [3], проведенной на близкой к исследуемой системе Ре70С(30 - х)81х, было установлено, что в области содержаний кремния (5 < х < 20 ат. %) в результате МС образуется аморфная фаза, которая кристаллизуется при нагреве с участием метаста-бильного силико-карбида Ре581С. В чистом виде этот силикокарбид образуется при отжиге МС сплава Ре71.48114.3С14.3 [7]. В свою очередь, силикокарбид Ре581С распадается на а-Ре(81) с концентрацией 81 около 16% и С в виде графита. Как видно из табл. 1, в исследуемой системе Ре75С(25 - х)81х в результате МС также образуется аморфная фаза, при кристаллизации которой не исключено образование одного из возможных силикокарбидов. Поэтому для дальнейшего анализа зависимостей х(Т) на рис. 1д приведена также такая зависимость для МС образца состава Ре71.48114.3С14.3. Рент-генофазовый анализ показал, что данный образец после МС находится в аморфном состоянии (см. предыдущую статью). В соответствии с ранее проведенными исследованиями [7], кривая восприимчивости при нагреве этого образца отражает следующие особенности: 1 - перегиб, связанный с переходом через Тс-аморфной фазы при ~340°С; 2 -острый, почти вертикальный пик при ~480°С, связанный с образованием при кристаллизации аморфной фазы ферромагнитного силикокарбида Ре581С (рис. 3). Этому превращению соответствует кратковременное и резкое повышение температуры образца относительно программы нагрева. Очевидно, вследствие совпадения составов аморфной фазы и силикокарбида, превращение развивается стремительно из-за чего локальная температура в зонах образования фазы Ре581С из аморфной уже на
начальных стадиях превращения превышает Тс силикокарбида (как видно из рассматриваемого рисунка, разница температуры кристаллизации А и Тс силикокарбида составляет немногим более 20°). Поэтому ферромагнитные свойства всего объема образовавшейся фазы Бе^С проявляются одновременно только после некоторого охлаждения образца при возвращении его температуры к программе нагрева. Такой перегрев образца приводит к вертикальному ходу пика восприимчивости на этом участке и к появлению петли на кривой в основании пика. 3-я особенность кривой восприимчивости — пик при 500°С, за счет перехода, уже в режиме программируемого нагрева, через Тс силикокарбида Бе^С, образовавшегося ранее. Выше ~730°С происходит распад силикокарбида на Бе(81) и графит. Поэтому, 4 — в режиме охлаждения на зависимости Х(Т) наблюдается единственное ступенчатое изменение восприимчивости в области 677°С связанное с магнитным превращением а-Бе(81). Из работы [3] следует, что температура распада силикокарбида зависит от состава образца а также скорости нагрева и имеет место выше 590°С.
На кривой нагрева х(Т для образца Ре75С158П0 (рис. 1г) практически не выявляется вклад от цементита, но присутствует широкий перегиб при ~230°С, связанный с Тс аморфной фазы. При 530°С наблюдается пик сложной формы, который можно сопоставить с рассмотренными выше особенностями 2 и 3 на кривой х( Т) для образца со стехиометрией
Подробности этого превращения видны из рис. 2, где приведены зависимости х(Т) для МС сплава Ре75С158П0 после нагревов до различных температур вблизи этого максимума. Видно, что такие нагревы приводят к тому, что на кривых охлаждения появляется перегиб связанный с Тс силикокарбида. Кроме того, на кривых охлаждения присутствует перегиб, связанный с Тс цементита. Рентгенофазовый анализ образцов (табл. 2) показал, что при кристаллизации аморфной фазы также образуется а-Бе(81), количество которого мало зависит от температуры нагрева. Перегиб, связанный с аморфной фазой, отсутствует на всех кривых охлаждения, из чего следует, что при всех режимах нагрева аморфная фаза полностью кристаллизуется. С интенсивным характером кристаллизации аморфной фазы, вызывающим временный перегрев образца, связано образование петлеобразных участков на кривых нагрева. Как видно из рис. 2, а также результатов рентгенофазо-вого анализа (рис. 3, табл. 2), по мере увеличения температуры нагрева от 500 до 580°С количество образовавшегося силикокарбида увеличивается, а количество цементита уменьшается. Это означает, что в зависимости от температуры нагрева при кристаллизации происходит перераспределение компонентов аморфной фазы между цементитом, силикокарбидом и а-Бе(81). Об этом г
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.