Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Аморфные сплавы и перспективы их использования 14
1.1. Структура аморфных сплавов 14
1.2. Механические свойства аморфных материалов
1.2.1. Общие положения 23
1.2.2. Прочность 30
1.3. Методы механических испытаний
1.3.1. Специфика механических испытаний 34
1.3.2. Одноосное растяжение 34
1.3.3. Изгиб 40
1.3.4. Микротвердость 45
1.4. Области и перспективы применения аморфных металлических сплавов : 52
Глава 2. Материал и методика эксперимента 66
2.1. Выплавка и закалка из расплава 66
2.2. Структурные методы исследования 68
2.3. Методы исследования механических свойств 70
Глава 3. Влияние технологических параметров, химического состава и режимов термической обработки на механические свойства аморфных сплавов Fe-Ni-P 77
3.1. Влияние параметров спиннингования и химического состава на механические свойства
3.2. Влияние термической обработки на механические свойства 80
Глава 4. Разработка высокопрочных аморфных сплавов для применения в композитах на основе пластмасс 84
4.1. Обоснование выбора области поиска оптимального химического состава аморфного сплава для композита с пластмассами 84
4.2. Влияние химического состава на механические свойства аморфных сплавов системы Fe-Ni-Cr-P-Si-B 86
4.3. Влияние микролегирования алюминием и медью на механические свойства аморфных сплавов системы Fe-Ni-Cr-P-Si-B 92
4.4. Оптимизация состава аморфных сплавов для компактирования с пластмассами 98
4.5. Оценка адгезионной прочности компонентов и изготовление многослойных композитов 98
Глава 5. Высокопрочные аморфные сплавы, упрочненные карбидной фазой 104
Выводы
Литература 112
Приложение 119
- Механические свойства аморфных материалов
- Структурные методы исследования
- Влияние термической обработки на механические свойства
- Влияние химического состава на механические свойства аморфных сплавов системы Fe-Ni-Cr-P-Si-B
Введение к работе
Аморфное состояние твердого тела - одно из наименее изученных областей современной физики конденсированного состояния. Его можно определить как состояние с отсутствием корреляций между атомами на больших расстояниях при сохранении их на нескольких координационных сферах. Поскольку аморфное состояние твердого тела в значительной степени отражает структуру жидкости, в основе описания его структуры должны быть учтены флуктуации плотности, локального окружения и химического состава. Это вносит в характер описания структуры вероятностный и статистический характер. Идея о близком родстве жидкости и конденсированного аморфного состояния восходит к Я.И.Френкелю, который считал, что процесс плавления можно трактовать как аморфизацию с сохранением твердости. Последнее означает, что чисто упругое поведение вещества по типу твердого тела или чисто вязкое поведение вещества по типу жидкости, не вытекает из его собственных свойств, а имеет относительный характер, зависящий от скорости приложения внешней нагрузки [1-3].
В принципе существует два предельных случая поведения тела при приложении внешней нагрузки. В первом случае, который соответствует идеальному твердому телу, деформация пропорциональна приложенному напряжению. Второму предельному случаю соответствует вязкая жидкость, для которой скорость деформации равна приложенной нагрузке, поделенной на коэффициент вязкости. Аморфные твердые тела, включая металлические, не являются ни идеально упругими, ни идеально вязкими, соединяя в себе упругие и вязкие свойства. Это означает, что полная деформация аморфного твердого тела складывается как бы из двух частей: упругой и вязкой, которые Я.И.Френкель назвал соответственно «твердой» и «жидкой». Аморфные сплавы, о которых Я.И.Френкель даже и не подозревал, в полной мере подтвердили продуктивность подобного «двойственного» подхода к механическому поведению аморфных твердых тел.
Еще одна важная идея, развитая Я.И. Френкелем, заключается в том, что аморфному состоянию, как и жидкости, свойственны местные разрывы -«дырки», обусловленные значительным (на несколько процентов) увеличением объема при плавлении твердого тела. Рассматривая аморфное состояние как переохлажденную жидкость и предполагая, что дополнительный объем в основном соответствует объему этих полостей, мы приходим к заключению о существовании в структуре аморфных веществ избыточного свободного объема, образующего характеристические дефекты в виде «дырок» или полостей. При этом, как отмечает Я.И. Френкель, эти «дырки» не идентичны вакансиям в кристаллической решетке, а существуют в виде своеобразных зародышевых микротрещин. Концентрация избыточного свободного объема играет фундаментальную роль в понимании физических и механических свойств аморфных сплавов, особенно на мезоскопическом масштабном уровне.
Отсутствие у аморфных металлических материалов дальнего порядка в расположении атомов, казалось бы, исключает существование аназотропии каких-либо физических свойств. Тем не менее, магнитная анизотропия в микрообъемах аморфных ферромагнетиков и связанное с ней упорядоченное расположение векторов спонтанной намагниченности надежно установлены экспериментально. Первоначально дальний магнитный порядок в атомно-неупорядоченной среде приписывался существованию неких кристаллических областей. Это было связано с тем, что ферромагнетизм не мыслился без кристаллической решетки. Однако в 60-х годах А.И.Губанов теоретически обосновал возможность существования аморфных ферромагнетиков [2], что в дальнейшем нашло неопровержимое экспериментальное подтверждение. Однако полная физическая картина макроскопической анизотропии магнитных свойств пока не получена. Эксперименты показывают, что основной вклад в магнитную анизотропию аморфных ферромагнетиков вносят магнитно-упругая анизотропия и анизотропия упорядоченных по ориентации атомных пар (так называемое направленное упорядочение). Поскольку наиболее интенсивно в настоящее время развиваются приложения аморфных сплавов, связанные с их уникальными магнитными свойствами, природа ферромагнетизма неупорядоченных систем остается очень актуальной.
Важная особенность, присущая структуре всех без исключения аморфных сплавов, состоит в том, что атомный ансамбль обладает выраженным в той или иной степени ближним порядком. Если топологический ближний порядок, описывающий степень локального упорядочения по типу кристалла, не имеет аналога в обычных кристаллах, то химический (композиционный) ближний порядок, описывающий тенденцию атомов окружать себя атомами определенного сорта, в заметной степени близок тому, который почти всегда существует в многокомпонентных кристаллах, Более того, способ количественного описания композиционного ближнего порядка в аморфных системах и ближнего порядка в кристаллах по существу одинаков. Складывается, таким образом, любопытная ситуация: структурные состояния, находящиеся как бы на различных полюсах атомно-кристаллической упорядоченности, могут быть описаны общими закономерностями, и те представления, которые характерны для ближнего атомного порядка в упорядочивающихся кристаллах, могут быть с успехом применены для описания атомной корреляции в неупорядоченных системах.
Следует сказать о двух бурно развивающихся в последние годы направлениях исследований. Первое связано с получением и анализом свойств так называемых «массивных» аморфных сплавов, имеющих очень высокую склонность к стеклованию в жидком состоянии и способных, следовательно, аморфизоваться при сравнительно низких скоростях охлаждения расплава [3,4]. Успех в получении таких материалов для весьма ограниченного числа композиций стимулировал появление большого числа работ, анализирующих возможные критерии перехода расплава при охлаждении в аморфное состояние. Второе направление связано с получением частично кристаллизованных аморфно-нанокристаллических структур, уникальные магнитные свойства которых превышают таковые для аморфных ферромагнетиков [5]. Сейчас эти два направления имеют тенденцию к сближению, поскольку нанокристаллы, полученные при контролируемой кристаллизации массивных аморфных сплавов, также представляют большой интерес как в чисто научном, так и в прикладном аспектах.
Наиболее актуальными проблемами в области фундаментальных исследований аморфных сплавов являются следующие [3,4]:
Проведение исследований атомной и магнитной структуры аморфных, аморфно-нанокристаллических и нанокристаллических металлических систем в зависимости от условий их получения и режимов последующей обработки;
Расширение исследований структуры и свойств аморфизирующихся металлических расплавов и систематический анализ природы и условий реализации термовременных обработок;
Детальный анализ структурных состояний, реализующихся при переходе из аморфного состояния в кристаллическое, и их влияния на физико-механические свойства;
Создание физико-химических и структурных критериев склонности переохлажденных расплавов к аморфизации;
Теоретическое и экспериментальное изучение влияния специальных обработок (лазерная, криогенная, ультразвуковая обработки, создание структурных барьеров и магнитоактивных покрытий, насыщение водородом и др.) на структуру и функциональные характеристики аморфных сплавов;
Сопоставление структуры и физико-химических свойств аморфных состояний, полученных различными методами (закалка из расплава, механическое легирование, большие пластические деформации и т.п.).
В области разработки новых перспективных материалов [4]:
Продолжение поиска новых композиций сплавов для применений в качестве материалов для сенсоров с использованием магнитно-акустических, магнитно-электрических, инварных и других эффектов.
Разработка аморфных электротехнических сплавов с целью использования в качестве аморфизаторов недефицитных элементов и недорогостоющих легирующих добавок.
У - С целью расширения областей применения аморфных и нанокристаллических сплавов проведение поисковых исследований по созданию новых композиций, обладающих высокой прочностью и пластичностью, высокими режущими свойствами, а также различными комбинациями физических, механических и коррозионных свойств. - Расширение исследований в области массивных аморфных материалов в особенности на основе железа. rj - Продолжение интенсивных исследований по созданию новых высокоэффективных сплавов для высокочастотной и импульсной техники и покрытий для них.
Сплавы с аморфной структурой, полученные в целом ряде металлических систем, обладают механическими свойствами, существенно отличающимися от свойств кристаллических материалов. Характерным для аморфных сплавов является высокая прочность, близкая к теоретически ^. возможному пределу, а также достаточно высокие пластичность и вязкость разрушения [6].
Все вышесказанное определяет актуальность данной работы.
Структура и свойства аморфных сплавов существенным образом должны зависеть от целого ряда факторов, сопровождающих закалку из расплава: от температуры расплава, величины избыточного давления, скорости вращения закалочного диска, природы материала, из которого он ь\ изготовлен и от ряда других факторов. В связи с этим в данной работе предпринята попытка установить влияние некоторых технологических параметров спиннингования и химического состава аморфных сплавов на механические свойства аморфных сплавов системы Fe82,5.xNixPi7,5 ф< х ^34), которая представляет определенный интерес для практического применения. С целью получения более достоверной информации в условиях одновременного влияния нескольких параметров в работе использовался метод математического планирования эксперимента.
Данная работа ставила также своей целью разработку новых экономно- легированных аморфных сплавов с уровнем прочности свыше 2000 МПа и достаточным сцеплением с пластмассой при изготовлении композитов типа металл-пластмасса. Металлический компонент такого композита должен сочетать высокую прочность, достаточную пластичность, удовлетворительную адгезионную прочность, определенную коррозионную стойкость и содержать минимальное количество дефицитных и дорогостоящих компонентов. Для решения этой задачи нами был проведен поиск химического состава аморфного сплава на основе железа, содержащего минимальное количество дорогостоящего бора в качестве элемента-аморфизатора.
Проведенный анализ работ, посвященных аморфным и аморфно-кристаллическим сплавам, позволяет сделать важное заключение: двухфазные сплавы, содержащие аморфную и кристаллическую фазы, при определенном соотношении структурных составляющих, а также при благоприятной структуре и морфологии фаз могут обладать более высокими механическими свойствами, нежели кристаллические и аморфные материалы. Проблема заключается только в том, чтобы добиться оптимального сочетания прочности и пластичности при использовании достаточно надежно воспроизводимой технологии получения материала и последующей термической обработки. Перспективно также получение полностью микрокристаллических или нанокристаллических материалов из аморфного состояния. В этом случае может образоваться микрокристаллически однородная ультрадисперсная структура, обладающая при определенных условиях не только очень высокой прочностью, но и заметной пластичностью. В связи с вышесказанным большой интерес представляет получение в аморфной матрице кристаллических областей, нивелирующих недостаток аморфного состояния, связанный с пониженным модулем Юнга и повышающих тем самым механические свойства в целом всего композита.
Целью работы является выяснение влияния химического состава и основных технологических параметров получения на базовые характеристики механических свойств аморфных и аморфно-кристаллических сплавов, предназначенных для применения в качестве металлической составляющей композитов (в частности, на основе пластмасс). Реализация данной цели потребовала решение следующих задач:
Установление основных параметров процесса спиннингования, влияющих на прочность и пластичность аморфных сплавов на основе железа.
Определение влияния химического состава и режимов термической обработки на прочностные и пластические свойства базовой трехкомпонентной системы аморфных сплавов Fe-Ni-B.
Установление влияния легирующих элементов на механические свойства многокомпонентных аморфных сплавов Fe-Ni-Cr-P-Si-B - основы для разработки металлической составляющей композита «металл -пластмасса».
Определение уровня адгезионной прочности аморфных ленточных сплавов оптимального состава с целью их применения в композитах «металл-пластмасса».
Анализ основных закономерностей формирования механических свойств аморфных сплавов, содержащих тугоплавкие кристаллические карбиды.
Установление оптимального состава аморфно-кристаллических сплавов, обладающих высокими значениями прочности и пластичности.
Научная новизна состоит в установлении технологических параметров, влияющих на прочность и пластичность аморфных сплавов; в разработке экономнолегированных сплавов Fe-Ni-Cr-P-AI и Fe-Cr-P-B-Al с пределом прочности свыше 2000 МПа; в определении адгезионной прочности сплавов, имеющих различное качество поверхности с пластмассами различного типа; в исследовании структуры и механических свойств аморфных сплавов Fe-Cr-B, содержащих частицы кристаллического тугоплавкого карбида WC; в установлении того, что введение в аморфную матрицу кристаллических твердых фаз приводит к повышению механических свойств аморфных сплавов. 4 Достоверность результатов работы определяется корректностью постановки решаемых задач и их физической обоснованностью, применением апробированных методик исследования. Она обеспечивается обоснованностью применяемых методов современного физического металловедения, необходимым и достаточным количеством экспериментального материала для корректной статистической обработки, сопоставлением полученных результатов с данными других авторов.
Научная и практическая значимость работы заключается в том, что данное исследование является по существу первым, в котором проведено систематическое исследование аморфных сплавов в виде ленты толщиной 30-40 мкм, предназначенных для применения в композиционных материалах. Полученные результаты раскрывают механизмы формирования механических свойств аморфных ленточных материалов. Особо следует выделить результаты, где показано, что формирование в аморфной матрице высокомодульных кристаллических фаз положительно влияет на упругие и прочностные свойства аморфно-кристаллических композитов.
Личный вклад автора состоит в постановке задач исследования, в ^ проведении экспериментов по получению аморфных сплавов, в исследованию их свойств, а также в обработке полученных результатов.
Положения, выносимые на защиту: 1. Экспериментально установленные параметры процесса спиннингования, влияющие на прочность и пластичность аморфных сплавов на основе железа.
Установленные закономерности влияния химического состава и режимов термической обработки на прочностные и пластические свойства системы аморфных сплавов Fe-Ni-B.
Установление влияния легирующих элементов (никеля, хрома, фосфора, кремния и бора) на механические свойства многокомпонентных аморфных сплавов Fe-Ni-Cr-P-Si-B - основы для разработки металлической составляющей композита «металл - пластмасса».
Определение уровня адгезионной прочности аморфных ленточных сплавов оптимального состава с целью их применения в композитах «металл-пластмасса».
Результаты анализа основных закономерностей формирования механических свойств аморфных сплавов, содержащих тугоплавкие кристаллические карбиды.
Оптимальный состав аморфно-кристаллических сплавов, обладающих высокими значениями прочности и пластичности.
Апробация работы. Основные результаты проведенных исследований докладывались и обсуждались на следующих научных конференциях, совещаниях и семинарах: VI Международном симпозиуме «Современные проблемы прочности» им. В.А. Лихачева. Новгород. 2003; II всероссийской конференции молодых ученых «Материаловедение, технологии и экология в третьем тысячелетии». Томск. 2003; XV Международной конференции «Физика прочности и пластичности материалов». Тольятти. 2003; Международной конференции «Действие электромагнитных полей и тока на материалы». Москва. 2003; XVII Уральской школе металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения». Киров. 2004; П Евразийской научно-практической конференции «Прочность неоднородных структур». Москва. 2004; Берштейновских чтениях по термомеханической обработке металлических материалов. Москва. 2004; XLII Международной конференции «Актуальные проблемы прочности». Калуга. 2004;
Международной конференции «Фазовые превращения и прочность кристаллов». Черноголовка. 2004; XLIII Международной конференции «Актуальные проблемы прочности». Витебск. 2004.
Публикации. Основные результаты диссертации опубликованы в 14 печатных работах (из них 9 статей), список которых приведен в конце автореферата.
Структура и объем диссертации. Диссертационная работа состоит из введения, пяти глав, основных выводов, списка литературы из 79 наименований, содержит 119 страниц машинописного текста, включая 9 таблиц и 30 рисунков. ^ ГЛАВА 1. АМОРФНЫЕ СПЛАВЫ И ПЕРСПЕКТИВЫ ИХ
Механические свойства аморфных материалов
Уникальность механических свойств аморфных сплавов состоит, прежде всего, в сочетании высокой прочности, близкой к теоретической, с достаточной пластичностью. По своим механическим свойствам аморфные сплавы значительно превосходят не только неорганические стекла, что само по себе не является неожиданным, но и весьма успешно конкурируют с широко распространенными конструкционными сталями и сплавами. В таблице 1.1 приведены значения предела текучести типичных сталей и аморфных сплавов, в таблице 1.2 значения энергии разрушения аморфных сплавов и высокопрочных сталей и сплавов, а также неорганических стекол. Как видно м из приведенных данных, энергия разрушения аморфных сплавов превосходит аналогичную характеристику кристаллических материалов, особенно при высоком уровне прочности [21-24].
В принципе, ни один материал на основе железа не имеет столь высокого значения предела текучести, как аморфные сплавы. Одними из наиболее прочных композиций являются Fe-Cr-Mo-B, а также аморфные сплавы на основе Со - Сг - С, Со - Мо - С и Со - Ni - В, К особенностям аморфного металлического состояния можно отнести в широком интервале температур наличие ньютоновской вязкости, так что аморфные сплавы по аналогии с кристаллическими материалами пластически деформируются при критическом напряжении сдвига. Аморфные сплавы можно рассматривать как идеальный упругопластический материал, ч имеющий очень малое деформационное упрочнение. Это приводит к тому, что предел прочности аморфного сплава равен пределу текучести. Аморфные сплавы часто являются хрупкими при растяжении, но обнаруживают значительную остаточную деформацию при сжатии, изгибе или при холодной деформации. Так, критический радиус изгиба для аморфного сплава может достигать значений соизмеримых с толщиной ленты (20 - 5 мкм), т.е. значительно меньших, чем для образцов аналогичных У, размеров из сталей той же прочности. Обусловлено это главным образом тем, что аморфные сплавы представляют собой гомогенную идеально пластичную среду, не содержащую поверхностей раздела, пустот или частиц, которые могли бы вызвать локальные объемные напряжения, способствующие зарождению и распространению трещин. В таблице 1.3 приведены параметры ударной вязкости аморфных сплавов кристаллических материалов и неорганических стекол.
Удивительным свойством аморфных сплавов является их способность к пластическому течению. В самом деле, пластическую деформацию обычно отождествляют с зарождением, размножением и аннигиляцией дислокаций, движущихся в твердом теле. Но в аморфном твердом теле нет дислокационной симметрии и нет, следовательно, дислокаций в классическом понимании этого дефекта. Аморфное твердое тело, следовательно, должно быть абсолютно хрупким.
При температурах ниже (0,7 - 0,8 Тк), где Тк температура перехода из аморфного состояния в кристаллическое, при нагружении аморфных сплавов имеет место высокая локальная пластичность при макроскопически хрупком характере разрушения. Скольжение происходит в локализованных полосах деформации (гетерогенная деформация). Оно, как правило, наблюдается при растяжении, сжатии, прокатке, волочении и других способах деформации ленточных, проволочных и массивных образцов аморфных сплавов; слабо реагирует на скорость активной деформации и демонстрирует практически полное отсутствие деформационного упрочнения.
При температурах выше (0,7 - 0,8)ТК пластическая деформация однородна и осуществляется путем вязкого течения (гомогенная деформация). Гомогенная деформация в аморфных сплавах резко отличается от вязкого течения в кристаллах [25]. Основное отличие заключается в том, что в аморфных сплавах не достигается стадия установившейся ползучести, и скорость деформации непрерывно снижается со временем. В то же время значение эффективной вязкости непрерывно растет [26].
Подобный характер поведения аморфных сплавов при гомогенном вязком течении наводит на мысль, что течение отражает по существу процесс структурной релаксации [27], и при его протекании происходит непрерывное изменение структуры. Это предположение дает основания утверждать, что атомный механизм протекания вязкого течения и структурной релаксации идентичен. Степень пластической деформации, которую можно реализовывать при гомогенном течении, в принципе не ограничена. В случае правильного подбора температуры, значения приложенного напряжения и режима предварительной термической обработки на аморфном сплаве выбранного состава можно получить макроскопическую степень деформации порядка сотен процентов [25]. Как известно, кристаллические твердые тела обладают прочностью, значение которой не может превышать определенной величины, названной теоретической прочностью. Теоретическая прочность на сдвиг была впервые . оценена Я.И. Френкелем с помощью простой модели [1, 3], предусматривающей наличие двух рядов атомов, которые смещаются относительно друг друга под действием сдвигового напряжения. Но реальная прочность на сдвиг кристаллических твердых тел оказалась существенно ниже значений рассчитанных из модели Френкеля. Например, для кристаллов меди теоретическая прочность на сдвиг составляет 7600 МПа, а реальная - не более 1 МПа (под прочностью понимается критическое напряжение сдвига). Следовательно, использованная модель одновременного сдвига всей атомной цепочки не соответствует реальной картине пластического течения в твердом теле.
Это и послужило основой для появления представлений о дефектах кристаллической решетки - элементарных носителях пластической деформации - дислокациях, введенных в 30-е годы Тейлором, Орованом и Поляни.
Структурные методы исследования
Электронно-микроскопические исследования проводились на просвечивающе-сканирующем электронном микроскопе TEMSCAN JEM-200СХ при ускоряющем напряжении 200 кВ. Объекты для исследования изготавливались электролитической полировкой общепринятым методом "окна" [69]. Электролитом служил раствор хромового ангидрида СГ2О3 в ортофосфорной кислоте Н3РО4. После окончания процесса электрополировки готовые фольги тщательно промывались в проточной воде и высушивались. Следует отметить, что во избежание искажений реальной структуры образцов из-за возможного термического воздействия, загрязнения и изменения химического состава исследуемых образцов в процессе полировки [70], в работе применялся пинцет из сплава на основе титана ВТ-6, позволяющий сократить рабочее напряжение и температуру электролита до 10-15 В и до 30С соответственно. Кроме электролитического, в работе применялся и химический метод травления образцов. В качестве рабочего раствора использовалась смесь дисцилированнои воды, перекиси водорода Н2О2 и плавиковой кислоты HF. В качестве замедлителя реакции использовался водный раствор хромового ангидрида.
Растровая электронная микроскопия применялась в данной работе для исследования тонкой структуры поверхности разрушения образцов после механических испытаний [71, 72]. Изломы изучали с помощью сканирующей приставки к просвечивающему электронному микроскопу JEM-200CX, а также на растровом электронном микроскопе JSM-35 при ускоряющем напряжении 25 кВ. Конструкция просвечивающе-сканирующего электронного микроскопа JEM-200CX позволяла получать изображение объекта, как в прошедших, так и во вторичных электронах с одной и той же микрообласти образца, что особенно важно при изучении природы w различных микронеоднородностей (включений, больших кристаллов и так далее). Полученные электронные изображения интерпретировались в соответствии с данными, приведенными в справочнике [73]. Рентенноструктурный анализ проводился с целью аттестации аморфного состояния полученных образцов и определения структурных параметров кристаллических фаз, выделившихся в аморфной матрице. В работе использовался дифрактометр ДРОН-2 при действии Со К излучения. Для контроля характера распределения компонентов сплавов по сечению аморфной ленты использовался метод фазового анализа с помощью оже-спектрометра JAMP-10S. Исследования проводились на торцевой поверхности ленточных образцов для выявления перераспределения элементов в объеме сплава. Образцы предварительно подвергались чистке ультразвуком, а непосредственно в колонне прибора - аргоном. Полученные результаты в виде спектров обрабатывались на ЭВМ. Световая микроскопия использовалась для анализа включений, а также для контроля качества поверхности образцов для измерения микротвердости. Исследования проводились на световом микроскопе NU-2 (Carl Zeiss) при увеличении 350-600. Образцы для исследования предварительно подвергались травлению в стандартных растворах соляной и азотной кислот.
Поиск новых конструкционных материалов для все более усложняющихся условий эксплуатации и резкое повышение требований в отношении прочности, вязкости, износостойкости материалов при экстремальных температурах, давлениях и особо агрессивных средах потребовали усовершенствования и развития методов механических испытаний. В этой связи понятен непроходящий интерес к развитию простейшего и в то же время универсального метода испытаний на » твердость. С одной стороны, это наиболее быстрое неразрушающее испытание, пригодное для автоматизированного массового контроля качества материала, правильности технологической обработки изделий и деталей в поточных линиях, а с другой - испытания на твердость и микротвердость охватывают практически ничем не ограниченный круг материалов от мягких до ультратвердых. Более того, испытания на микротвердость дают возможность получать пластичные неразрушенные отпечатки на самых хрупких материалах (полупроводниковые кристаллы, абразивные материалы, тугоплавкие соединения, минералы и т.п.), для которых провести какой-либо иной способ механических испытаний трудно или практически невозможно [74].
В литературе высказывается мнение, что для аморфных сплавов имеется четкая связь между величинами HV и предела текучести оь.2 Статистическая обработка литературных данных, проведенная в работе [75], позволила заключить, что имеется четкая линейная зависимость HV = Kobj, где К = 3,2. Следовательно, установленное соотношение дает возможность оценивать значение предела текучести по измеренному значению HV.
В связи со сказанном в главе 1 (литературном обзоре) в качестве основного метода механических испытаний в данной работе был выбран метод микротвердости, который оказался наиболее корректным для аморфных ленточных материалов. Экспериментальные данные свидетельствуют о том, что величина микротвердости HV существенно зависит от того, на какой поверхности образца производятся измерения [21]. Для исключения влияния качества поверхности и малой толщины лент аморфных сплавов на результаты измерения микротвердости образцы изготавливали так, чтобы измерения проводились с торцевой поверхности средних областей ленточных образцов. С этой целью образцы крепили торцевой стороной и заливали в эпоксидную смолу.
Внедрение жесткого индентора в твердое тело происходит за счет вытеснения некоторого объема последнего. При этом вытесненный объем материала должен быть расположен над первоначальной плоскостью шлифа и тем самым исказить ее (рисунок 2.3). Такого рода "наплыв" можно описать волной, высота и положение гребня которой определяется относительной величиной пластически деформированного объема, которая, в свою очередь, зависит от способности материала к пластическому течению [5,6]. Если деформация охватывает большой объем, волна характеризуется плоским и удаленным от отпечатка гребнем. Такой случай характерен для материалов с высоким деформационным упрочнением. В случае очень малого деформационного упрочнения и, следовательно, высокой локализации пластического течения высота гребня будет большой, и он будет находиться в непосредственной близости от краев отпечатка (рисунок 2.3). Последнее характерно для аморфных сплавов и, следовательно, относительная высота "наплыва" может служить характеристикой пластичности этих материалов.
Влияние термической обработки на механические свойства
Анализ литературных данных показал, что повышенную прочность, температурную стабильность и пластичность в исходном (быстрозакаленном) состоянии проявляют аморфные сплавы на основе железа, в которых содержится до 40 ат.% Сг и Ni, до 35 ат.% В, до 8 ат.% Мо, а также в различных сочетаниях С, Р и Si [6]. Кроме того, рекомендовано дополнительное легирование аморфных сплавов, используемых в качестве конструкционных материалов, тугоплавкими металлами, алюминием и медью [5].
С целью минимизации использования в разрабатываемом аморфном сплаве дефицитных и дорогостоящих материалов, таких как никель и бор, был проведен первоначальный поиск на базе системы Fe-Cr-P-B путем последовательной замены бора на фосфор в хорошо известном из литературы аморфном сплаве Fe7oCri5Bi5. В таблице 4.1 приведены результаты измерения механических свойств аморфных сплавов системы Fe-Cr-P-B, выплавленных из одних и тех же шихтовых материалов и в идентичных технологических условиях. Полученные ленточные образцы имели ширину 5 мм для всех трех изученных сплавов. Следует отметить, что даже для сплава Fe7oCri5B1oP5, где степень замещения бора на фосфор невелика, обнаруживается малая і прочность и пластичность, хотя уровень сопротивления тепловым охрупчивающим воздействиям (температура отпускной хрупкости Тх) и значения твердости достаточно высоки. Сплав Fe7oCrl5B5Pio, также обладая невысокой прочностью, проявляет, кроме того, существенно более низкую сопротивляемость охрупчивающим термическим воздействиям.
В работе [78] было показано, что введение никеля положительно влияет на пластичность аморфных сплавов на основе Fe-P и Fe-Si-P-B вследствие разрушения образуемых в расплаве и закаливаемых при получении ленты комплексов типа Fe3B. На основании этих результатов следующим этапом эксперимента явилось частичное замещение железа никелем, а также введение кремния в систему Fe-Cr-B-P.
Из результатов, представленных в таблице 4.2, видно, что само по себе введение Ni и Si не приводит к улучшению механических свойств. В связи с этим возникла необходимость получения достоверных количественных оценок влияния содержания Ni, Cr, Р, Si и В в аморфных сплавах на механические свойства в наиболее перспективном интервале варьирования состава для выявления области химического состава, которая оптимальна с точки зрения механических свойств и использования дорогостоящих легирующих элементов.
При установлении влияния каждого из легирующих элементов учитывалось, что наибольшую объективность и достоверность количественных оценок обеспечивает использование статистических методов планирования эксперимента [75]. В частности, применение ортогональных планов позволяет получать оценки влияния каждого фактора, не зависящие от количества входящих в уравнение регрессии членов и от вида уравнения. m
При этом имеются четкие количественные критерии значимости коэффициентов уравнений регрессии и адекватности полученных статистических моделей.
В данной работе была использована матрица математического планирования типа 2 " . При этом содержание Ni варьировалось от 6 ат.% (нижний уровень) до 10 ат.% (верхний уровень); содержание Сг - от 8 до 12 ат.%; содержание Р - от 12 до 16 ат.%; содержание Si - от 1 до 4 ат.% и, наконец, содержание В - от 2 до 4 ат.%. Все сплавы выплавлялись на идентичных шихтовых материалах. Ленты аморфных сплавов шириной 5 мм были получены методом закалки из расплава на установке для спиннингования на воздухе. Температура отпускной хрупкости Тх определялась методом трехточечного изгиба после серии изотермических отжигов в течение 1 часа. Микротвердость HV определялась на торцевых шлифах на приборе Epitip-2 при нагрузке 0,4 Н с т точностью ±250 МПа. Предел прочности ав определялся при одноосном растяжении в пневматических захватах на испытательной машине Instron-1114с предельной нагрузкой 500 Н.
По полученным оценкам дисперсии доверительные интервалы оценок коэффициентов регрессии АСІІ определялись как Ла, = tva St , где tva -табличная величина критерия Стьюдента при уровне значимости а и числе степеней свободы v В данной работе уровень значимости был принят равным 0,9, а число степеней свободы - равным 2. В уравнениях (4.1) - (4.3) приведены только статистически значимые коэффициенты, удовлетворяющие соотношению lajxdaf. Все приведенные статистические модели являются адекватными, поскольку определенные для них величины критерия Фишера, равного отношению остаточной (для данного уравнения) дисперсии к соответствующей дисперсии воспроизводимости, не превышает табличных значений.
Анализ полученных уравнений показывает, что увеличение содержания Р и Si существенно понижает значения Тх и с , однако одновременное увеличение (снижение) содержания Р и Ni приводит к росту этих характеристик механических свойств. Интересно отметить, что само по себе влияние Ni оказалось незначительным. Таким образом, подтверждается отмеченное выше опосредованное влияние Ni на механические свойства аморфных сплавов на основе системы Fe-P.
Близкий характер уравнений регрессии (4.1) и (4.3) для Тх и т соответственно обусловлен в основном тем обстоятельством, что часть сплавов реализованного плана не удалось получить в исходном пластичном состоянии. Хрупкость одинаковым образом сказалась как на величине Тх так и на величине ств. Следует также подчеркнуть, что значения ав были получены при одноосном растяжении ленточных образцов. В этом случае, как известно [3], величина ав является характеристикой скорее образца, нежели материала, поскольку решающую роль в формировании ав при =0 играют дефекты плотности, обусловленные сочетанием технологических параметров при спиннинговании. Прочностные свойства аморфной матрицы правильнее оценивать по методике, которая не чувствительна к технологическим дефектам, а именно, методом микротвердости [6] (уравнение (4.2)). Например, легирование кремнием снижает прочность сплавов (сгв), но при этом увеличивает значение микротвердости (HV) (см, уравнения регрессии (4.2) и (4.3)). Кроме того, значение HV чувствительно как к содержанию никеля в сплаве, так и к совместному содержанию хрома и никеля. Интересно отметить, что практически все изученные механические свойства оказались нечувствительны к содержанию в сплавах хрома.
Влияние химического состава на механические свойства аморфных сплавов системы Fe-Ni-Cr-P-Si-B
Для оценки адгезии компонентов проводились эксперименты по отрыву аморфной ленты из монолита неметаллической основы. Для этого на массивные металлические пластины (Fe-3%Si) наносилась основа композита, затем накладывалась аморфная лента, затем снова основа композита. Далее этот трехслойный композит застывал под прессом (Р = 5 Н). Испытания проводились на испытательной машине Instron-1114, при предельной нагрузке 200 Н. При испытании в одном захвате зажималась массивная пластина, а в другом - свободный конец аморфной ленты (рисунок 4.3). Поверхность массивных пластин подготавливалась к нанесению основы композита тремя способами: Поверхность протравливалась в растворе 80 мл Н2О2 -И 5 мл Н20 + 5 мл HF; время травления - 1 мин. Поверхность зачищалась грубой шлифовальной бумагой, затем обезжиривалась этиловым спиртом. Поверхность только обезжиривалась этиловым спиртом.
При испытании на отрыв аморфная лента разрушалась, как правило, в центральной части образца или вблизи границы композита, но не по композиту. Эффекта вырывания аморфной ленты из композита не было отмечено ни в одном случае. При этом были отмечены случаи отрыва основы композита от подложки - в случае использования непротравленных массивных пластин подложки и в случае использования в качестве основы композита пластмассы Протакрил-М.
Эксперименты проводились при всех возможных сочетаниях качества поверхности аморфной ленты, основы композита и способа подготовки поверхности массивной подложки. Во всех случаях адгезионная прочность превышала значение ав исследованных образцов.
Многослойные композиты изготавливались из 2-5 слоев аморфной ленты с различным качеством поверхности из сплава Fe69Cri5Pi2B3Ali и, соответственно, 3-6 слоев основы композита. Толщина каждого слоя композита составляла »50 мкм (рисунок 4.4). Наибольшую прочность, близкую к прочности исходной аморфной ленты, имели двухслойные композиты. Кроме того, следует отметить, что с увеличением числа слоев в композите до 5 (рисунок 4.5) прочность композита возрастает по сравнению с 3-4 слойными вариантами.
Фрактографические исследования композитов после испытания на одноосное растяжение показали (рисунок 4.6), что разрушение основы -эпоксидной смолы - происходило после разрушения аморфной ленты. Одновременное разрушение "пакета" - всех металлических слоев композита - наблюдалось крайне редко (3 случая из 100 опытов). В основном происходило "лавинообразное" разрушение - разрушение одного слоя, а затем вследствие уменьшения эффективного сечения, - всех остальных. По-видимому, нелинейная зависимость прочности композита от числа слоев обусловлена этой особенностью разрушения [78].
Микротвердость HV сплавов, измеренная по специальной методике, используемой для получения достоверных данных для тонких ленточных материалов [3], плавно снижается при увеличении содержания кобальта.
Значения предела текучести ат в работе определялись на ленточных образцах с помощью специально разработанного метода по углу остаточного изгиба [52]. На рисунке 5.2 представлены зависимости от от D, где D -расстояние между изгибающими пластинами. В соответствии с имеющимися в литературе представлениями о том, что аморфные сплавы представляют собой идеальные упруго-пластичные твердые тела, которым не свойственно деформационное упрочнение [3], значения от не должны зависеть от значения D. На самом же деле, как следует из рисунка 5.2, эти характеристики связаны между собой линейной зависимостью. Это свидетельствует о наличии в сплавах незначительного деформационного упрочнения.
В случае линейной зависимости для аморфных сплавов т 2,5, то есть прирост от не должен превышать 2,5% при увеличении степени пластической деформации на 1%. В таблице приведены значения т, полученные для исследованных сплавов.
Анализ данных, приведенных в таблице, показывает, что введение до 20 ат.% Со повышает значение о т до 3,3 ГПа. Модуль Юнга и коэффициент деформационного упрочнения при этом также растут. В сплаве с 2 ат.% W и 2 ат.% С они превосходят предельные значения, полученные для аморфных сплавов (Е=180 ГПа и пт=2,5). Это означает, что в структуре таких сплавов присутствует вторая кристаллическая фаза с очень высокими механическими характеристиками.
Похожие диссертации на Влияние технологии получения, состава и термической обработки на механические свойства аморфных сплавов
