Структура и физико-механические свойства микрокристаллических сплавов на основе Ni-Fe, полученных закалкой из расплава тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

ЦЕНТРАЛЬНЫЙ ОРДЕНА ТРУДОВОГО КРАСНОГО ЗНАМЕНИ НАУЧНО-ИССЛЕДОВАТЕЛЬСКИЙ ИНСТИТУТ ЧЕРНОЙ МЕТАЛЛУРГИИ ИИ.И.П.БАРДИНА

На правах рукописи

ХИГАЛИНА Ольга МихайЛовна

СТРУКТУРА И ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА МИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ СПЛАВОЧ НА ОСНОВЕ М-Ре, ПОЛУЧЕННЫХ ЗАКАЛКОЙ 1 ; СПЛАВА

01.04.07. - физика твердого ела

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-ыатеиатическиа наук

МОСКВА, 1992

Работа выполнена в Центральном ордена Трудового ' Красного Знамени научно-исследовательском институте черной металлургии им.И.П.Бардина.

Научный руководитель - доктор физико-математических наук,

ГЛЕЗЕР A.M.

Официальные оппоненты - доктор физико-математических наук,

профессор НОВИКОВ-В.Ю. - кандидат физико-математических наук, СУЯЗОВ A.B.

Ведущая организация - ИМЕТ РАН им.А.А.Еайкова.

Защита состоится 1992 г. в /2 часов на заседа-

нии специализированного совета Д. 141.04.02. при ЦНШчермете им.И.П.Бардина по адресу 107005, Москва, 2-я Бауманская ул., 9/23.

С диссертацией можно ознакомиться в научно-технической библиотеке ВДШчермета им.И.П.Бардина.

Автореферат разослан "У/"992 г.

Ученый секретарь

спе анализированного сове та,

кандидат технических наук,

старший научный сотрудник Н.М.Александрова

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. Магнитно-мягкие прецизионные сплавы Ш-Ре юрмаллойного класса благодаря высокому уровню магнитных свойств заходят широкое применение в качестве изделий радиоэлектронной аппаратуры (головки магнитной аудио- и видеозаписи). Однако из-за роста потерь на вихревые токи высоконикелевые пермаллои используются на частотах перемагничивания, не превышающих 30 кГц. {роме того, они чрезвычайно чувствительны к механическим воздействиям и не обладают высокой прочностью и износосто(1костью. Частично эти недостатки удается устранить путем легирования такими элемен-гами, как Мо, Та, V, № и т.д.

Сплавы типа "сендаст" (Ре-Б1-А1) и аморфные сплавы, которые гакже представляют интерес как магнитно-мягкие материалы, пред-газначенные для работы на высоких частотах, имеют существенные юдостатки: охрупчивание после оптимизирующих термообработок, дорогостоящая основа - кобальт, невысокая термическая стабильность.

В связи с усовершенствованием техники магнитной записи, растением рабочего интервала частот и уменьшением веса и габаритов гаделий необходимы интенсивные исследования для поиска новых мате-эиалов, обладающих улучшенным комплексом физико-механических :войств (высокие значения магнитной проницаемости на частоте около МГц, повышенная прочность, износостойкость, термическая стаби-шность).

Решение этой проблемы может быть найдено путем получения ¡плавов пермаллойного класса в 'неравновесном состоянии методом ¡верхскоростной закалки из расплава. Известно, что закалка из жид-юга состояния приводит к существенным изменениям фазового соста-1а, увеличению растворимости легирующих, элементов, образованию икрокристаллической структуры. Таким образом, можно ожидать, что юлучение сплавов системы М1-Ре, легированных Мо, гг, в микро-:ристаллическом состоянии приведет к существенному улучшению юханических характеристик при сохранении высокого уровня магнит-ых свойств.

Анализ литературных .данных показывает, что сведения о икрокристаллических сплавах системы т-Те в области составов, бо-атых N1, практически отсутствуют.

Цель и задачи работы. Целью настоящей работы явилось кспериментальное изучение влияния закалки из расплава и последу-«цей термической обработки на структуру и физико-механические

свойства сплавов системы Ш-Ре, бинарных и легированных Мо гг.

Для достижения этой цели в диссертационной работе был поставлены следующие задачи:

1.Исследовать влияние быстрой закалки на процесс упорядочени в бинарных сплавах Ш.-Ре в широкой концентрационной области

■50Ш<75%.

2.Установить влияние быстрой закалки и последующей термичес кой обработки на структуру кристаллитов, фазовый состав, особе* ности фазовых превращений, тонкую структуру микрокристаллически Ш-Ре сплавов, бинарных и легированных №з, Мо, гг.

3.Исследовать влияние особенностей структуры и фазового состг ва сплавов на магнитные (статические и динамические) и механичес кие свойства.

Научная новизна. Впервые проведено комплексное исследоваш влияния быстрой закалки на структуру, фазовые превращения и физ! ко-механические свойства микрокристаллических сплавов на осно! системы Ж-¥е. Установлен фазовый состав, последовательность фаз< вых превращений и механизмы образования фаз при закалке из распл; ва и отжиге микрокристаллических сплавов Н185_хРе)5ЯЪх, х = 4-8 ! Выявлено влияние легирующих элементов ЛЬ, Мо, 1т на процесс кри< таллизацш из расплава. Обнаружено, что закалка из жидкого соси яния значительно ускоряет процессы выделения фаз при отжиге сплавах системы Ы1-Те-№. Исследована тонкая структура сплаво: бинарных и легированных КЪ, Мо и гг. Обнаружен эффект измельчен зеренной структуры сплавов системы М-Ре-ЦЬ (Мо) в процессе терм обработки, который проявляется наиболее сильно по сравнению с др гими микрокристаллическими сплавами. Показано влияние эволюц структуры, текстуры и особенностей фазовых превращений на магни ные и механические свойства сплавов. Установлено, что быстр закалка и легирование приводят к значительному упрочнению эт сплавов. Обнаружено существование максимума эффективной магнитн проницаемости в широком интервале частот перемагничивания при л гировании сплавов N1 и Мо в области температур откига 800 - 100С Проанализированы причины этого явления с точки зрения особенном структуры микрокристаллических сплавов и влияния быстрой закал на процессы упорядочения.

Положения, выносимые на защиту.

1. Бысгрозакаленные микрокристаллические сплавы системы N1-имеют следующие особенности структуры :

- отсутствие дальнего порядка после закалки из расплава;

- малый размер зерна ( 2-5 мкм ) и высокую стабильность к 'ермическим воздействиям ;

- повышенную плотность закалочных дефектов.

2. Легирование сплавов Zr, КГЬ и Ио приводит к снижению реднего размера зерна и изменению механизма кристаллизации из ра-плава от ячеистого к дендритному.

3. Сплавы системы Н1-Те-НЪ (1ТЪ$6) % имеют следующий фазовый остав: а) после закалки из расплава - пересыщенный Шз твердый ра-твор на основе N1 и фаза р-Ш.311Ъ с орторомбической решеткой;

О) после отжига - метастабильная фаза порядоченная по типу Ш22, Щ£-твэрдай раствор на основе N1, порядоченный по типу Ы2, и фаза Фазы (5 и ц" образуются

основном по механизму гетерогенного зарождения. Быстрая закалка начительно ускоряет процессы выделения фаз при отжиге по сравне-ию со сплавами, полученными традиционными методами.

4. Закалка из жидкого состояния значительно увеличивает проч-эсть (твердость) исследуемых сплавов как в однофазном, так и в ногофазном состояниях. Низкотемпературная термообработка сплавов 1-Ре-ГГЬ(Мо) приводит к существованию максимума эффективной магнит-зй проницаемости в области частот теремагничивания 50 кГц - 1 МГц

Практическая значимость работы соотоит в том, что полученные эзультаты расширяют физическое представление о влиянии быстрой экалки на фазовые превращения, механизмы образования фаз и эволюта зеренной структуры микрокристаллических сплавов на основе N1 зеле отжига в широком интервале температур. На основе проведен-IX исследований установлено, что использование метода закалки из зсплава в случае сплавов Ш.-Ее-№з(Мо) позволяет достичь значите-шого упрочнения ( 1,4 -2,3 раза ) и увеличения эффективной маг-ганой проницаемости в области частот перемагничивания' 1 МГц ( в ,5 - 2,0 раза) по сравнению с аналогами, полученными традиционными ¡тодами. Приоритет на эти сплавы защищен авторским свидетельством 'с № 4943474/02.

Апробация работы. Материалы диссертационной работы были доло-1НЫ и обсуждены на V Всесоюзном семинаре "Структура дислокаций и панические свойства металлов и сплавов11, Свердловск, 1990 г. и Всесоюзной Конференции "Аморфные прецизионные сплавы: свойства, хнология, применение", Ростов-Великий, 1991 г.

Публикации. По теме диссертации опубликовано 6 печатных бот, получено 1 авторское свидетельство.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, 7 глав, общих выводов и списка использованной литературы из 124 наименований. Работа изложена на 196 страницах машинописного текста и содержит рисунков и таблиц.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность выбранной темы, новизна и практическая ценность, сформулированы основные результаты, полученные в диссертации.

Первая и вторая главы посвящены обзору литературы. В первой главе представлена общая характеристика высоконикелевых пермаллоев и рассмотрены физические основы формирования магнитно-мягких свойств этих сплавов. Обсуждены основные способы, позволяющие достичь улучшения комплекса физико-механических свойств пермаллоев традиционными методами. Рассмотрены фазовые превращения в сплавах, системы Ы1-Ре-ЫЬ, морфология, кристаллографическая структура и механизмы образования фаз Ш.3№) (7" и р). Во второй главе обсуждено влияние закалки из кидкого состояния на структуру микрокристаллических сплавов. Наиболее подробно рассмотрены такие эффекты, как измельчение структуры и образование метастабильных фаз, ячеисто-дендритный рост при кристаллизации из расплава. Показано, что особенности структуры и фазовых превращений , вызванные быстрой закалкой, эффективно влияют на физико-механические свойства микрокристаллических сплавов.

Третья глава начинается постановкой задачи исследования. Е этой главе описаны также технологические параметры получения лент микрокристаллических сплавов и методики приготовления образцов, приведены химические составы сплавов и режимы термообработок, дане краткое описание методов исследования и расчетов, используемых пр! анализе экспериментальных данных.

Ленты сплавов получали методом спиннингования в защитной атмосфере аргона на установке закрытого типа "Ротор - ЗМ". Геометрические параметры лент были следующими: ширина - 1-10 мм, толщина -60-100 мкм. Термообработку лент сплавов проводили в вакууме < остаточным давлением не более 0,1 Па в интервале температур 200 -1200 °С посредством изотермической выдержки в течение одного часа Скорость охлаждения с печью составляла 5-10 град/мин.

Химический состав сплавав приведен в таблице 1.

Таблица 1. Химический состав сплавов, ат. %.

№6 сплавов N1 Fe нь Mo Zr

1 75,0 25,0 _ _ -

2 80,0 20,0 - ■ - -

3 81,0 15,0 4,0 _ -

4 79,0 15,0 6,0 - -

5 77,0 15,0 * 8,0 - -

б 83,0 15,0 1,5 0,5 —

7 81,0 15,0 2,0 2,0 -

8 79,5 15,0 3,0 2,5 —

9 79,7 20,0 _ _ 0,3

10 79,5 20,0 - - 0,5

11 82,0 15,0 - - 3,0

12 80,5 15,0 - - 4,5

13 78,5 15,0 - - 6,5

14 76,5 15,0' - . - 8,5

15 I 16 50,0 79,0 50,0 18,4 - | 2~6 -

Дифракционная электронная микроскопия была выбрана в качест-!е основного метода исследования и использовалась для изучения :онкой структуры микрокристаллических сплавов, фазового анализа, а ^акке структуры кристаллитов в тех случаях, когда анализ с помощью зетового микроскопа был затруднен вследствие малого размера зер-ta. Электронномикроскопические исследования фояьг на просвет про-юдились с использованием аналитического электронного микроскопа 'Ш SCAN-JEM-200CX при ускоряющем напряжении 200 и 160 кВ. В рабо-■е использовали такие методики, как темнопольный дифракционный 1нализ, метод слабого пучка, (g,b)-aнaлиз. Образцы для электронно-икроскопических исследований изготавливали электрополировкой ме-одом "окна". В случае двойных Ni-Pe сплавов и сплавов Nl-Fe-Zr ольги полировали в" электролите, содержащем хромовый ангидрид и ртофосфорную кислоту. Для полировки сплавов, легированных Nb, ис-ользовался электролит, содержащий уксусную и хлорную кислоты, сновные задачи, решаемые с использованием растрового электронного икроскопа JSM-35C и сканирующей приставки к ТМ SCAN-JM-200CX, ключали исследования морфологии зерен и дендритных ячеек, возни-ающих вследствие химической неоднородности сплавов при получении х методом закалки из расплава. Металлографический анализ проводи-и с использованием светового микроскопа NU-2E. Метод рентгено-груктурного анализа применяли в основном для качественного фазо-

вого анализа сплавов, а также для определения периодов решеток исследованниых фаз. Рентгеноструктурные исследования проводили на установке УРС-2,0 фотометодом Дебая-Иерера с использованием рентгеновского излучения Сг с длиной волны Яка = 0,229092 нм и методом записи дифрактограмм. При съемке на дифрактрметре применяли излучения ?е и Си с длиной волны ' = 0,193728 нм и = 0,154178 нм соответственно, а паг сканирования составлял 1°. Изучение кристаллографической текстуры проводили с использованием рентгеновского дафрактометра ДР0Н-УМ1 с автоматической текстурной приставкой методом построения прямых полюсных фигур.

Исследование влияния закалки из жидкого состояния на величины параметров дальнего и ближнего порядка сплавов Ш-Ре оказывается возможным только благодаря применению нейтронографического метода. Чувствительность нейтроноструктурного анализа была | ^овышена за счет изотопа ОТ.62, имеющего отрицательную амплитуду,рассеяния нейтронов ЬН1. При получении лент микрокристаллических сплавов с 79 и 50 использовали никель, имеющий значения Ьн±= -0,686« 10"1г см и ьн1=-0,809*10~1е см соответственно. Нейтронограммы получены на нейтронном дифракгометре с длиной волны X = 0,128 нм, вклад нейтронов с Х/2 составлял 1,5 %.

Для оценки параметров ближнего порядка оЦ и лг использовались предельные соотношешения, которые связывают величины с параметром дальнего порядка Б:

^ "16/9 сы1срв"|г - 16/3 сн1с1е«5г

Значения Б находили из соотношения интенсивностей сверхструктурного отражения 1100 к основному 1гоо по формуле:

.2 ..400' р2ро ' е~£??г00* ^оо' 81дэ1 оо' 81д29 10о „ 1100 (1 }

^оо"*?оо " е"г№100< к100* 81л02оо"311120гоо ^оо где 3 - фактор повторяемости;

Т - структурный фактор, выраженный через сушу Тг=Т^+2/3Р^ , ?я~ фактор ядерного рассеяния; е~ап - фактор ДеСая-Веллера; А - фактор поглощения; б - угол Брэгга.

Диффузные максимумы на нейтронограммах состоят из суш

I100+Il10, поэтому, измеряя соотношение I20Q/I220 находим:

= кЬ^о (2)

■Чю 1гго

где к - коэффициент, аналогичный коэффициенту перед соотношением

1юо/1гоо в ФОРМУ-116 О

Таким образом, с помощью этих выражений из диффузного максимума выделяем 1100 и по формуле (1) вычисляем значение S2. Предполагается, что дальний порядок в'сплавах Hl-Fe, параметры которого мы рассчитываем, реализуется в мелких антифазных доменах.

Для измерения величины микротвердости сплавов использовали приставку металлографического микроскопа ЕР ИГР - 2. Образцы перед испытанием заливали в эпоксидную смолу и проводили измерения на торцевых шлифах. Использование плавающей нагрузки в зависимости от толщины ленты позволяло подбирать нагрузку так, чтобы величина отпечатка на превышала 1/3 поперечного сечения образца. Среднее значение нагрузки составляло 0,2 Н. Испытания на одноосное растяжение проводили на машине INSTK0N со скоростью деформации 1X1СГ5 с-1. Магнитные измерения, статические и динамические, проводили на витых тороидальных образцах диаметром 20 мм. Эффективную магнитную проницаемость измеряли в интервале частот перемагшчивания 1,0 кГц -1,0 МГц в поле 0,001 А/м. Статические магнитные свойства исследовали на гистерезисграфе МН-20 в квазистатическом режиме намагничивания.

В главе IV изложены результаты исследований влияния быстрой закалки на процессы упорядочения в бинарных сплавах Ni - Fe 3 системе Ni-íe в стабильном состоянии реализуется сверхструк-гура Ni3Fe ( тип Ь12 ) с максимальной температурой Курнакова Рв=506 °С в области составов 75 ат. % Л1. При закалке массивных >бразцов от температуры Т>Гк вплоть до 1000 °С в сплавах сохраняйся ближний атомный порядок, который существует в широком интер-¡але концентраций N1. Однако, как показывают температурные зависи-юсти параметров ближнего порядка <¿1 , начиная с температуры ¡00 °С скорость закалки массивных образцов оказывается недостаточ-ой, чтобы зафиксировать равновесное состояние при температуре за-;алки. По-видимому, за счет влияния избыточных закалочных дефектов, роисходит процесс ускорения атомного упорядочения и увеличения начений а.1- Процесс получения микрокристаллических сплавов в ви-е тонкой ленты позволяет фиксировать структурное состояние "непо-

средственно при кристаллизации образца.

На рис. 1 представлены нейтронограммы микрокристалличеа сплавов с 79 и 50 ат. % N1 в исходном состоянии после■закалки расплава, на которых видны характерные диффузные максимумы на mi тах сверхструктурных отражений (100) и (110) ШК-рештки. Эти м, симумы свидетельствуют о'том, что дальний порядок подавляется о ле быстрой закалки в этих сплавах, а ближний атомный порядок, о1 видно, формируется в процессе кристаллизации из расплава. Рассч: тайные значения ¿l помещены на кривых температурных зависимост oi1 и oig, полученных для сплавов системы Ni-Fe в стабильном сост нш, при температурах плавления. Можно видеть, что значения оС1 <*г, соответствующие микрокристаллическим сплавам, хор согласуются с температурными зависимостями к± для сплавов, по ченных традиционными методами. Это подтвервдают предположена формировании ближнего атомного порядка в жидкой фазе, рис. 2. К ив того, величина для сплава с 79 % N1 в пределах погрешно измерений согласуется с расчетами линейной теории Каули , что с детельствует о близости структурного состояния в быстрозакалев сплавах к равновесному.

В таблице II представлены величины, рассчитанные по получе ним нейтронограммам, характеризующие степень порядка в исхо; состоянии после закалки из расплава и его развитие при отжигах.

Таблица II. Параметры порядка в сплавах системы Ni-Fe.

сплав и т/о So S &S *J e.g Де

79Ш, исх. 0,462 - ■ - 6,6 - - ' -0,063 +0,190

79Ш,450°С-24 часа - 0,539 0,077 - 7,53 0,93 -0,083 +0,248

795011,450°С-48 часов 0,553 0,091 - 17,97 11,37 -0,091 +0,274

50%N1, исх. 0,34 - - 6,1 - - -0,05 +0,149

50»Ni,450°C-24 часа - 0,440 0,10 - 10,60 4,50 -0,086j+0,259j

(г ра дусы)

Рис. 1. Кейтронограшн микрокристаллических сплавов с 79 и 50 ат. % N1 в исходном состоянии после закалки из расплава.

ш

ол -CÍ, -Q _ 50N¿ ---©-------0

os

о,< 0 ---СУ------

о,г о.< -О

-----О

О,i 0,2 _<й +ыг о -----------в

ч*

#00 4X0 Ш 1400 № Т. К

Ríe. 2. Температурные зависимости параметров ближнего порядка "<ч и d2 сплавов с 79 и 50 ат, % N1: о - стабильные сплавы; • - микрокристаллические сплавы; сплошная линия - линейная теория .

11

В главе V представлены результаты исследования влиянш быстрой закалки на структуру и свойства микрокристаллических бинарных сплавов Ы1-Ре. Структура кристаллитов характеризуется малыь размером и высокой термической стабильностью:средний размер зерш не увеличивается до температур отвита 800-900°С, а после откигг при Т=1100°С резко возрастает, достигая значений 20-25 мкм. контактной и свободной поверхностях лент наблюдаются равноосные, г в продольном сечении - столбчатые зерна, наклоненные на угол 10 -20 0 в сторону движения ленты в процессе еэ получения. Кристаллографическая текстура характеризуется ориентировками {ЮОКоууо, Текстура более выражена со стороны свободной поверхности лент, Тонкая структура сплавов характеризуется повышенной плотностью дефектов закалочного происхождения в виде призматических дислокационных петель размером 10-20 нм с вектором Бюргерса типа а/2 [110] Дислокационные петли расположении, как правило, упорядочено в объ емё кристаллитов и декорируют границы дендритных ячеек. Эволвди закалочных дефектов при термообработке происходит в два зтапа. К первом, при температурах отжига Т«400°С, происходит увеличение и объемной плотности, вызванное тем, что в закаленном состоянии фик сируется высокая плотность неравновесных закалочных вакансий. Н втором этапе, при Т>400°С, плотность закалочных дефектов снижаете за счет взаимодействия, и при Т=900°С они фактически не наблюдают ся. Распределение закалочных дефектов и характер изменения их объ емной плотности при термообработке подобны наблюдавшимся в сплава Ре-Б1-А1. Увеличение температуры термообработки приводит к постепенному ослаблению ориентировок {ЮОКотю.

Магнитные свойства бинарных сплавов представлены на рис.З.Инд' ция насыщения Ве практически не отличается от величин, получении: для обычных пермаллоев, а коэрцитивная сила довольно высока и со'с тавляет 72-88 А/м в исходном состоянии после закалки из расплава Статические магнитные свойства высоконикелевых пермаллоев, полу ченных традиционными методами, очень зависят от таких факторов как средний размер зерна, дефекты структуры, различного рода внут ренние напряжения, наличие примесей кислорода, азота, углерода Полученные значения Но отражают особенности структуры микрокрис таллических сплавов:большую площадь границ зерен вследствие и малого размера, значительные внутренние напряжения, возникающие сплавах в при высокой скорости охлаждения из расплава, повышенную плотность закалочных дефектов. Изменение Н после термообработо очевидно определяется зависимостью среднего размера зерна с13 о

Ья.Тл

то Т,°С

Рис. 3. Зависимость магнитных свойств Вя, Но, и

среднего размера зерна микрокристаллических Ш-Ре сплавов от температуры отжига Т.

температуры отжига, рис.3. До температуры отжига 800°С коэрцитивная сила изменяется незначительно, по-видимому , за счет релаксации закалочных дефектов и внутренних напряжений. Средний .размер зерна в этом интервале температур отжига остается постоянным. После высокотемпературной термообработки, когда в микрокристаллических сплавах начинается интенсивный рост зерен, коэрцитивная сила снижается почти на порядок. Увеличение среднего размера зерна благоприятно сказывается на величине низкочастотной магнитной проницаемости, поскольку перемагничивание в этих условиях осуществляется, в основном, путем смещения границ доменов. Характер зависимости магнитной проницаемости, измеренной на частоте 1 МГц, не имеет каких-либо особенностей. Значения ц остаются постоянными до температур отжига 90(гС, то есть когда сохраняется исходная величина сЦ. Спад при Т>ЭОО°С объясняется увеличением среднего размера зерна в процессе рекристаллизации и, следовательно, возрастанием потерь на вихревые токи.

В главе VI рассмотрены особенности структуры и фазовых превращений, магнитные и механические свойства микрокристаллических сплавов системы Nl-Pe-Nb(Mo). СуСструктура кристаллизации этих сплавов отличается наличием дендритных ячеек с развитыми ветвями второго порядка. Средний размер зерна зависит от количества ГШ в сплавах и не изменяется до температур отжига ?00°С, рис.4. В сплаве, с 1,5 % Nb он составляет 5-6 мкм, а при содержании Nb 4% -2-3 мкм. В местах плохого теплового контакта с диском-холодильником либо в более толстых участках, лент наблюдалась дендритная структура с хаотически расположенными дендритами через все поперечное сечение ленты. Для гонких участков лент (50-60мкм) структура поперечного сечения, как правило, такова: ближе к свободной поверхности - мелкие дендаты, а с контактной стороны - зона мелких равноосных зерен, занимающих иногда до 70-80Ж площади поперечного сечения шлифа. Наличие такой структуры объясняется следующим образом. После начальной стадии высокой скорости роста в Местах с хорошим тепловым контактом лента-диск, скорость движения фронта затвердевания уменьшается из-за выделения скрытой теплоты кристаллизации. На плоской до этого момента межфазной поверхности появляется нестабильность, что влечет за собой образование ячеек или дендритов в структуре сплавов. Как и в двойных NI-Ге сплавах после высокотемпературного отжига при 1100°С наблюдается интенсивный рост зерна (до -15-25 мкм) в зависимости от содержания легирующих элементов. Однако это в 3-5 раз меньше тех значений, которые наблюдаются для сплавов, полученных по традиционной технологии, в этом интервале температур отжига. Кристаллографическая текстура сплавов Nl-Fe-Nb после закалки из расплава не отличается от текстуры бинарных сплавов. Отжиг при 1>900°С ослабляет ориентировки {100)<ovw> и приводит к возникновению слабых ориентировок (111) <uyw>. Таким образом, влияние Kb на структуру кристаллитов проявляется в следующем: изменение механизма кристаллизации из расшгавг от ячеистого к дендритному по сравнению с бинарными сплавами и формирование химической неоднородности при обогащении Nb межосныз пространств дендритов, измельчение зерен.

Согласно равновесной диаграмме состояний NI-Nb растворимоси Nb в N1 при Т=1000°С составляет около 4 ат.%. При превшени: предела растворимости Nb в N1 появляется стабильная фаза p-WI3Nb орторомбической решеткой. Для структуры тройных сплавов Ni-Fe-Nb полученных традиционными методами, вблизи стехиометрического сое тава Ni3(Nb,Fe) также характерно присутствие этой фазы. Детальны

с/*,'

го •18

У,

ад б

ас боо боо юоо

Рис.4. Зависимость среднего размера зерна (Ц от температуры термообработки Т для сплавов ГП-Те-тз.

т,°с

исследования диаграммы состояний сплавов этой системы в области составов, богатых №1, отсутствуют. По полученным результатам в исходном состоянии сплавы с 4 и 6 % № представляют собой однофазный 7-твердый раствор на основе N1. В сплаве с В% N0 после закалки из расплава присутствует фаза М3Ш). Таким образом, в результате быстрой закалки методом спиннингования пересыщение 7-твердого раствора может составлять 1,5-2,0 % при толщине ленты 50-70 мкм. При термообработке изменение фазового состава микрокристаллических сплавов имеет ряд особенностей. В сплаве И181Ре15ЙЬ4 при отжиге 400-500°С начинаются процессы фрагментации зерен, которые идут, особенно интенсивно после 700-800°С. Отдельные фрагменты зерен имеют разориентировку до 5°. Границами фрагментов служат дислокации типа а/2 [110]. В сплавах с 6 и 8% ИЬ наблюдаемые мелкие выделения фазы, упорядоченной по типу Ы2 и равномерно распределенной, в матрице, являются результатом процессов упорядочения в 7-твердом растворе. Эти процессы интенсивно развиваются в сплавах после отжигов при 1=900-1100°С. Средний размер частиц при отжиге 1100°С составил 5-7 нм. В сплаЁе с 8% № сверхструктурные рефлексы от этой фазы более интенсивны. Известно, что электронномикроскопически наблюдать сверхструкгуру И13Ре трудно из-за близости атомных факторов рассеяния у компонентов сплава. Присутствие атомов ЛЬ в подрешетке Ре усиливает интенсивность сверхструктурных отражений и дает возможность наблюдать развитие упорядочения в 7-матрице. После отжига при Т=700-800°С на месте дислокационных скоплений в

о

№

границах ячеек выделяется метастабияьная фаза 7", упорядоченная по типу ВД22. Ее морфология - тонкие диски, строго ориентированные относительно матрицы:

(100) | (100) „ [0103^ )| [01017„ Выделение метастабильной 7"-фазы происходит преимущественно по гетерогенному механизму - на дислокациях. Ориентацконные соотношения 7-7" остаются такими же, как и-в стабильных сплавах. При более высоких температурах отжига в сплавах с 6 и 8 % № интенсивно идет процесс образования стабильной р-фазы с орторомбической решеткой, параметры которой составляют :

а=0,5128 нм; Ь=0,4-248 нм; с=0,4530 нм.

Это совпадает со значениями , полученными для стабшиньа сплавов на основе N1, где также выделяется эта фаза.' р-Фааа располагается в основном по границам зерен с определенной ориентировкой по отношению к матрице:

(111) II (010) (110]у I [ЮСПр. Ее морфология может быть различной в зависимости от температуры термообработки. В изученных микрокристаллических сплавах преобладает гетерогенный механизм зарождения: р-фаза образуется в основном на границах зерен и двойников. Верхним пределом существования фаз 7* и р можно считать Г=1ГО0°С. Увеличение периода решетки 7-матрицы от 0,357 до 0,360 нм в интервале температур отжига 900-1100°С для сплава 1Г177Ре15т)8 свидетельствует о том, что при растворении фаз 7" и 0 атомы №э переходят в упорядоченную 7-матрицу. О растворении этих фаз косвенно свидетельствуют и данные по магнитным свойствам. Характерной особенностью фазовых превращений в сплавах И-Ре-№) является ускорение этих процессов по сравнению со сплавами, полученными обычными методами, в которых для полного завершения процессов распада необходимы десятки часов отжига при тех же температурах. Основным фактором, ускоряющим процессы фазовых превращений, являются:

-избыточная концентрация закалочных вакансий ( о чен свидетельствует образование тетраэдрических дефектов упаковки в матрице при отжиге);

-концентрационная неоднородность (повышенное содержание №> в межосных пространствах дендритных ячеек);

-напряжения, возникающие при закалке из расплава, которые приводят к развитию процессов фрагментации зерен.

Для микрокристаллических сплавов системы НИГе-ЛЬ характерен зффэкт значительного измельчения кристаллитов при термообработке 700-800°С, который в других быстрозакаленных сплавах выражен гораздо слабее или вообще не наблюдается. Результаты электронномикро-скопических исследований позволяют утверждать, что измельчение зерен связано с усилением разориентировки субзерен.

Зависимость статических магнитных свойств исследованных сплавов от температуры термообработки представлена на рис.5. О увеличением содержания легирующих элементов (№ и Мо) значения индукции Ва монотонно снижаются от 0,8 до 0,6 Тл. Кроме факторов, действие которых обсуждалось и в случае бинарных микрокристаллических сплавов, на магнитные свойства сплавов оказывают влияние специфические структурные изменения. Так, например, увеличение н для Ы181Ре16КЬд и 1Л7д 5Ге15ЫЬ3Мо2 5 в интервале температур 600-700°С, го-видимому, связано с процессами фрагментации зерен, интенсивно рагвавеюпшмися при этих температурах отжига. Высокие значение Но составов И17дРе153№6 и И77Ре15И>8 и максимум на кривой зависимости НС(Т) для сплава М77Ре15КЪ8 объясняются присутствием фазы N1 МЬ в структуре этих сплавов и развитием процессов выделения ее метасгабильной и равновесной модификаций при отжиге. После высокотемпературной термообработки (Г=1000°С) статические магнитные свойства сплавов заметно улучшаются, что определяется ростом зерна, диффузионными процессами, устраняющими химическую неоднородность, характерную для дендритной (ячеистой) субструктуры, а также растворением фаз N1 ИЬ в случае составов с %.

Интересной особенностью сплавов Ы1-?е-ЫЬ(Мо) является существование максимума на кривых зависимостей ЦЭфф(Т) для частот пе-ремагничивания от 50 кГц до 1 МГц ( рис. 5 ). Максимум находится в области температуры отжига 800 °С для всех сплавов за исключением состава с 6 ат. % №), для которого он смещен в сторону высоких температур (Г="1 ООО В груше сплавов, легированных № и Мо, величина эффекта снижается по мере увеличения количества легирующих элементов. Увеличение магнитной проницаемости сплавов объясняется влиянием быстрой закалки на структуру и фазовые превращения, которое проявляется в следующем:

- значительное измельчение размеров кристаллитов (в 3-5 раз по сравнению с Ш-Ре-ЦЬ сплавами, полученными по традиционной технологии и отожженными в том же интервале температур) и высокая

термическая стабильность полученной структуры;

- интенсивное развитие процессов фрагментации зерен при термообработке и дополнительное измельчение структуры;

- подавление дальнего порядка в этой системе после закалю из расплава;

- влияние легирующих элементов Nb и Мо на развитие процесса! упорядочения в у-матрице при термообработке и последующем медле! ном охлаждении сплавов,обеспечивающее достижение магнитоизатропнс го состояния сплавов этой системы .

В низкочастотном диапазоне отрицательный эффект за счет особенностей микрокристаллической структуры (малый размер зерна, повышенная плотность закалочных дефектов) перекрывает положительное влияние упорядочения на величину магнитной проницаемости, в т< время как при высоких частотах перемагичивания оба эти фактор; играют положительную роль.

Смещение температуры максимума магнитной проницаемости в o¡ ласть более высоких температур отжига для сплава Nl7gFe1RNb6 об' ясняется присутствием в его структуре метастабилъной и сг;.биль» модификаций фазы Н13КЬ при Т=800 °С, после растворения которых ei сохраняется структура с мелким зерном, несмотря на достаточно вы сокую температуру термообработки.

Величина микротвердости (рис. 6)лент быстрозакаленных сплаво исследованных в работе, превышает значение этой характеристики д высоконикелевых пермаллоев, полученных по традиционной технологи в 1,5-2,3 раза. Максимальные значения Ш для Мо-пермаллоев соста ляют около 2 ГПа. Для сплавов системы Ni-Fe-Nb, полученных трал ционными методами, эта характеристика не превышала 2,15 ГПа.

Значительное увеличение микротвердости как двойных, так и j тированных сплавов, связано с эффектом быстрой закалки. В перь случае (двойные сплавы) дополнительное упрочнение обусловлено с разованием мелкозернистой структуры с повышенной плотностью зар лочных дефектов. Во втором (легированные сплавы), кроме вышеукаг ного фактора, с явлением твердорастворного упрочнения, получение за счет некоторого увеличения растворимости Nb в твердом раствс на основе N1 и выделения частиц фазы Nl3Nb. Следует отметить raí что значения микротвердости для исследованных Оыстрозакалет сплавов остаются на уровне исходного состояния при температу] отжига, оптимальных с точки зрения магнитных характеристик на i соких частотах перемагничивания. Ленты сплавов после закалки термообработки обладают высокой пластичностью на изгиб.

НеДЬ.

960 800 640 480 320 <60

1сУи

80 64 4В

за »

о

--4-

У'

Н'чи^К

800 ?00 600 500 400 ¿00

1Щ

\У

(00 300 500 700 900 7/(7

£0

600

№аЫЬгМое/р/

Рис.5. Зависимость магнитных свойств Н (а) и

с

ц _ _ (б) сплавов системы Ш.-Ге-НЬ(Мо) от

г эфф

температуры термообработки Т.

НУ, ПИ

«во

600 800

Рис.6. Влияние отиига на микрогвердость сплавов системы М-Ре-КЬ(Мо). 19

Мао /тэзо ;

Гс

В глава VII рассмотрено влияние легирования Zr на структуру и свойства микрокристаллических Ni-Fe сплавов. Структура сплавов с Zr$0,5 % в исходном состоянии представляет собой неравноосные зерна с включениями фазы Ni5Zr размером 40-50 нм по границам и в теле зерна. Средний размер зерна в исходном состоянии в сплавах с Zr§0,5 % - 0,6 - 0,7 мкм и остается постоянным до Т=800-900°С, а затем резко увеличивается и при T=11Ó0°C достигает значения 30 нм. После отжига при Г=800-900°С наблюдается увеличение количества и размеров частиц HigZr до 100-150 нм, которые располагаются в основном упорядоченно, образуя строчки. После высокотемпературного отжига при Т=1100°С фаза' Nl5Zr растворяется. Для сплавов системы Nl-Fe-Zr с ZK0.5 % сохраняется общая закономерность развития зеренной структуры при отжиге, характерная для быстрозакаленных сплавов на основе Hi и íe. Малая плотность закалочных дефектов объясняется , по-видимому, наличием в исходном состоянии частиц фазы NIgZr, выделяющейся ва дефектах. Отсутствие роста зерен в этих сплавах в процессе термообработки, возможно, связано с задержкой движения их границ частицами фазы, играющей роль ингибитора. Легирование Zr в пределах 3-8,5 % приводит к формированию очень дисперсной структур!. Размеры дендритной ячейки по сравнению со сплавами системы Nl-Fe-Nb меньше почти на порядок. По мере увеличения содержания Zr в исследованных пределах механизм кристаллизации из расплава меняется от ячеистого к дендритному, когда количество Zr >4,5 %. При этом в осях дендритов располагается преимущественно 7-фаза, а в меадендритных пространствах - эвтектика фаз 7 и NlsZr. В сплаве с максимальным содержанием Zr наблюдается структура, которую можно классифицировать как сложнорегулярную эвтектику фаз 7 и HlgZr. Образование такой структуры обусловлено неравномерностью теплоотвода при получении сплавов методом быстрой закалки. Грубая дендритная структура в сплавах с 3-6,5 % Zr сохраняется до Т=900°С. После высокотемпературного отжига при Т= 1100°С структура этих сплавов представляет собой зерна 7-фазы. и крупные включения (до 0,7 мкм) Ni6Zr, имеющие сферическую или вытянутую форму. По мере увеличения температуры отжига эвтектика становится все более грубой, дендритная структура постепенно исчезает. После термообработки при Т=900°С в сплаве с 8,5 % Zr наблюдается структура типа микродуплекс со средним размером зерна 0,3 -0,5 мкм. Кристаллографическая текстура и ее развитие при термообработке аналогичны двойным Nl-Fe сплавам. При отжиге в сплавах интенсивно развивается процесс внутреннего окисления с образовани-

>м оксидов Zr02 двух модификаций ( с ГЦК- и моноклинной решетками)

Присутствие Zr значительно улучшает механические характерис-■ики по сравнению с бинарными сплавами. Легирование Zr от 0,3 до 1,5 % увеличивает НУ сплавов в исходном состоянии от 2,4 'до 8,5 'Па. Максимальное значение ов получено для сплава с 31 Zr и '■оставляет 1 ГПа. Упрочнение в данном случае связано с образовани-м мелкозернистой структуры, твердорастворным эффектом и наличием ; структуре сплавов частиц фазы KI5Zr. Высокая прочность сплавов с - 8,5 % Zr объясняется дисперсной структурой и большой объемной олей выделившейся фазы Hl5Zr. Однако предел прочности этих плавов снижается при увеличении количества легирующего элемента, то связано с процессом ликвации: наличие крупных, сильно развегв-енных дендритов должно способствовать раннему зарождению трещин и азрушению при растяжении.

Уровень магнитных свойств сплавов системы Nl-Fe-Zr не пред-тавляет практического интереса, поскольку закалкой из расплава ри данных условиях получения лент не удалось зафиксировать сос-ояния однофазного твердого раствора.

ОСНОВНЫЕ выводи

Проведено комплексное исследование структуры и физико-ме-анических свойств магнитно-мягких микрокристаллических сплавов на знове Nl-Fe, полученных закалкой из расплава.

1. Показано, что закалка из -расплава подавляет образование зльнего порядка по типу 11 в системе Nl-Ре. Определены параметры чижнего порядка закаленных микрокристаллических сплавов с 50 и 79 р. % N1. Сравнение полученных результатов с исследованиями аналойных сплавов , выплавленных традиционными методами, подтвер-1ло предположение о формировании ближнего атомного порядка в жид->й фазе.

2. Обнаружены следующие особенности структуры микрокристалли-¡ских сплавов Nl-Fe:

- наличие повышенной плотности дефектов закалочного происхож-ния в виде пор й призматических дислокационных петель с вектора-[ Бюргерса типа а/2П10]. Дислокационные петли имеют размер 10-20 [ и декорируют границы ячеек;

- структура кристаллитов характеризуется малым размером зерна -5 мкм) и высокой термической стабильностью: средний размер зерне увеличивается после отжига в течение 1 часа при 800-900 °С;

- кристаллографическая ориентировка зерен характеризуется слабо выраженной текстурой с преобладанием компонента {100)<0VW>.

3. Определен фазовый состав и последовательность фазовых превращений в сплавах системы Ni-Fe, легированных Nb и Мо. Установлено,' что сплавы Nl81Fe15Nb4 и Ni85XFe15(Nb,Mo)x (Х=Скь+СМо = =2,5-5,5 ат. %) остаются однофазными во всем исследованном интервале температур отжига (300-1200 °С). Последовательность' фазовых -превращений в сплавах Ni79Fe15Nb6 и Ni77Fe15Nb8 можно представить в виде следувдей схемы:

I стадия (отжиг 600-700 °С). Образование на дислокациях дисперсных частиц фазы 7", процессы упорядочения в 7-матрице, разви-витие фрагментации зерен.

II стадия (отжиг 800-900 °С). Укрупнение частиц 7"- фазы, интенсивное выделение р-фазы на границах ячеек, измельчение зерен-нной структуры, развитие упорядочения в матрице.

III стадия (отжиг 1000-1100 °С). Растворение фаз 7" и р, .интенсивное развитие процесса упорядочения в 7-матрице, укрупнение и ориентировка 7'-частиц по плоскостям куба, увеличение подвижности высокоугловых границ.

4. Установлено, что быстрая закалка значительно ускоряет процессы выделения фаз 7" (Ni3Nb) и ß-Ni"3Nb в исследованных микрокристаллических сплавах благодаря ускорению диффузионных процессов в условиях избыточной концентрации вакансий и их стока к местам повышенной концентрации Nb и наличию внутренних закалочных напряжений, которые способствуют развитию фрагментации в зернах и выделению фаз на границах фрагментов.

5. Отличительной чертой развития структуры микрокристаллических сплавов системы Nl-Fe-Nb при отжиге является эффект измельчения структуры, который проявляется сильнее, чем в известных микрокристаллических сплавах. Снижение среднего размера зерна (в 2-2,5 раза) обусловлено развитием процессов фрагментации зерен при термообработке.

6. Установлено, что низкотемпературная термообработка приводит к существованию максимума эффективной магнитной проницаемости в области частот перемагничивания 50 кГц-1 МГц при легировании Ni-Fe сплавов Nb и Мо. Эффект увеличения магнитной проницаемости этих сплавов обеспечивается влиянием быстрой закалки на структурные и фазовые превращения , которое проявляется в следующем:

- значительное снижение размеров зерна и термическая стабильность полученной структуры;

- интенсивное развитие процессов фрагментации зерен при от-

шге;

- влияние №> и Мо на развитие процессов упорядочения в разу-юрядоченной после быстрой закалки 7-матрице. В результате установления оптимальной степени порядка после откига в интервале тем-юратур 800-1000 °С достигается магнитоизотропнде состояние, бла-■оприятно влияющее на величину эффективной магнитной проницаемости' 1 указанном интервале частот перемагничивания.

Наиболее высокие значения магнитной проницаемости (до 1000) на [астоте 1 МГц получены для состава Н103Ее15№1 5Мо0 5>

7. Обнаружен эффект упрочнения микрокристаллических сплавов^ :истемы И1-Ре-№) (Мо), который обусловлен эффектом твердорастворно-'о упрочнения и измельчением зерна после сверхскоростной закалки,

1 также развитием процессов упорядочения в 7-матрице и выделением прочняющих фаз Ш.3№ (в случае сплавов М7д?е15ИЪ6 и Г1177Ре15№8) [олученные сплавы сохраняют высокую пластичность на изгиб во всем 'сследованном интервале температур отжига.

8. Влияние легирования на. структуру и механические свой-:тва микрокристаллических сплавов т-Ре проявляется в следующем:

- во всем исследованном интервале концентраций после закалки :з жидкого состояния зафиксированы две фазы: 7-твердый раствор на снове N1 и фаза Ш5гг с ГЦК-решеткой;

- сплавы с содержанием гг$0,5 ат. % кристаллизуются из расп-:ава по ячеистому механизму, при содержании гг 3-8,5 ат. % крис-аллизация из расплава происходит по дендритному механизму, причем азмеры дендритов на порядок меньше, чем при легировании № и Мо;

- обнаружен эффект упрочнения микрокристаллических сплавов истемы Ш-Ре-гг, который обусловлен измельчением структуры и на-ичием частиц фазы Ш.5гг. Максимальное значение микротвердости поучены для сплава К1Тб 5Ге15ггд 5 и составляют 12,5 ГПа после отита при температуре 600 °С.

9. На основании проведенных исследований показана возможность олучения высокопрочных магнитно-мягких сплавов на основе Л1-Ре етодом закалки из расплава, что позволяет достичь значительного прочнения ( в 1,4-2,3 раза ) и улучшения эффективной магнитной роницаемости на частотах перемагничивания около 1 МГц (в 1,5 - 2 аза) по сравнению с.аналогами, полученными традиционными метода-и. Получено положительное решение на выдачу Патента на эти спла-а.

Основные научные результаты, полученные в диссертации, опубликованы в следующих работах:

1. Соснин В.В., Глезер A.M., Жигалина О.М. Особенности структуры и физико-механические свойства микрокристаллических сплавов системы Ni-Pe-Nb(Mo) // МИТОМ, 1992, J6 3, с. 28-32.

2. Жигалина О.М., Соснин В.В., Глезер A.M. Микрокристаллические сплавы системы Ni-ie-Zr. Структура и механические свойства // МИТОМ, 1992, J6 4, с. 25-28.

3. Садчиков' В.В., Соснин В.В., Жигалина О.М., Авдрюнин И.Г. Структура и магнитные свойства микрокристаллических сплавов N185-rE'ei5Zrx' 3 ат.% ^ X < 9 ат.%, полученных методом спин-нингования // В кн.: Материалы Международной Конференции "Дай цветной металлургии Л 6. Секция В. Быстрозакаленные материалы", 11-13 октября, 1989, г. Балатонолига, Венгрия, с. 267-275.

4. Глезер A.M., Жигалина О.М., Соснин В.В. Структура и механические свойства быстрозакаленных сплавов Ni-Fe, Ni-Fe-Zr // В кн.: Тезисы докладов V Всесоюзного семинара "Структура дислокаций и механические свойства металлов и сплавов", Свердловск, 16-19 марта, 1990.

5. Sosnln V.V., Gleser A.M., Zigallna О.М. Structure of micro-crystalline Nl-Fe Alloys. // Abstracts of 7-th. Int. Conl.RQM, Stocötolm,1990, р.РСОбЗ.

6. Соснин B.B., Глезер A.M., Жигалина О.М. Микрокристаллические сплавы на основе Nl-Fe. Особенности струкгурообразования", механические и магнитные свойства // В кн.: Тезисы докладов V Всесоюзной конференции "Аморфные прецизионные сплавы: бвойст-ва, технология, применение", г. Ростов-Великий, 23-27 сентября 1991, с. 139-140.

7. Садчиков В.В., Соснин В.В., Жигалина О.М. Способ получения микрокристаллической ленты из высокотвердого магнитного сплава пермаллойного класса // A.c. Л 494347402. Приоритет от 07.06.1991 .

МГП "Эвтектика". Заказ 652, тираж 100, УЧ.-ЮД. л. 1,0, печ. л. 1,5. Подписано к печати 21.07.92