СОДЕРЖАНИЕ
Введение...............................................................4
1. Обзор литературы....................................................8
1.1. Фазовые превращения в системе Ре-Сг-Со............................8
1.2. Роль термомагнитной обработки в формировании высококоэрцитивного состояния в сплавах системы железо-хром-
кобальт...............................................................17
1.3. Повышение магнитных свойств сплавов Ре-Сг-Со-Мо при использовании метода рекристаллизации.................................26
1.4. Общие вопросы текстурообразования и формирование текстуры на примере электротехнических сталей..................................31
1.4.1. Текстуры деформации............................................31
1.4.2. Формирование текстуры рекристаллизации, инициированной
холодной пластической деформацией.....................................33
1.5. Фазовый наклеп как причина рекристаллизации в стали и сплавах 42
1.5.1. Фазовый наклеп при мартенситном превращении....................42
1.5.2. Фазовый наклеп при диффузионных превращениях.............46
1.6. Постановка задачи исследования...................................50
2. Материалы и методика исследования .................................53
2.1. Выплавка сплавов, приготовление образцов и их термическая обработка.............................................................53
2.2. Подготовка образцов к металлографическому и рентгеновскому исследованию..........................................................55
2.3. Метод определения параметров ТКС по одной рентгеновской линии............................................................... 56
2.4. Магнитный фазовый анализ.........................................60
2.5. Определение относительной полюсной плотности
кристаллографических плоскостей с помощью рентгеновского
дифрактометра.........................................................64
2.6. Определение структурных параметров а-фазы
металлографическими методами..........................................65
2
2.7. Измерение твердости.............................................66
3. Кинетика и морфология выделений частиц а-фазы...................67
3.1. Определение температурных границ выделения а-фазы...............67
3.2. Кинетика выделения а-фазы.......................................73
3.2.1. Общие принципы построения С-образных кривых................75
3.2.2. Кинетика выделения а-фазы......................................76
3-3. Микроструктура и морфология частиц а-фазы........................84
3.4. Особенности морфологии структуры сплавов при распаде
а-твердого раствора...................................................94
4. оценка параметров фазового наклепа..............................96
4.1. Теоретическая оценка фазового наклепа...........................96
4.2. Выбор экспериментальных точек для оценки фазового наклепа...98
4.3. Фазовый наклеп в условиях изотермического отжига................99
5. Процессы текстурообразования...................................117
6. Выводы.........................................................130
Список использованной литературы.....................................132
Приложения...........................................................145
Приложение 1. Влияние термо-кинетических условий выделения а-фазы
на фазовый наклеп а-твердого раствора................................145
3
ВВЕДЕНИЕ
Высокие магнитные свойства на снпавах системы Ее-Сг-Со-Мо можно получить при сочетании магнитной текстуры, формирующейся в процессе термомагнитной обработки (ТМО), и кристаллической текстуры, которая может быть получена в процессе вторичной рекристаллизации, протекающей в условиях фазового наклепа (ВРФН) а-твердого раствора. Реализация ВРФН представляет интерес в сплавах с высоким содержанием хрома и кобальта, которые при температурах, предшествующих рекристаллизации, находятся в двухфазной (си-а)-области, и 3-4% Мо, при наличии которого возникает анизотропный эффект ТМО. При выделении ст-фазы, из-за ее большего удельного объема происходит фазовый наклеп, который характеризуется увеличением концентрации дефектов кристаллической решетки, в результате пластической деформации а-фазы. При последующем растворении ст-фазы наблюдается рекристаллизация, которая проходит по механизму первичной или вторичной рекристаллизации, в зависимости от количества а-фазы и величины фазового наклепа а-твердого раствора.
Процесс выделения а-фазы проходит в некотором температурном интервале. Исходя из этого утверждения, можно выдвинуть два предположения касающиеся процесса выделения а-фазы. Если а-фаза выделяется в интервале температур, то можно предположить, что график функции количества а-фазы от температуры будет иметь форму кривой с максимумом. Если также вспомнить, что процесс выделения а-фазы достаточно длительный, то есть основание полагать, что а-эа+а превращение можно описать с помощью с-образных кривых. И одно и тоже количество а-фазы можно получить при разных температурах, если варьировать время изотермического отжига в соответствии с формой с-образных кривых. Во-вторых, т. к. процесс выделения а-фазы проходит при высоких температурах (выше температуры начала рекри-
4
сталлизации), то можно предположить наличие процессов динамического возврата, проходящих параллельно процессу фазового наклепа, причем интенсивность этих процессов будет различной при различных температурах. Следовательно, можно предположить, что одно и тоже количество о-фазы, выделившейся при разных температурно-временных условиях, будет создавать в сплаве разную степень фазового наклепа и наоборот, одинаковую степень фазового наклепа можно создать варьируя количество о-фазы при различных температурах отжига. 'Гак как создаваемый а->а+о превращением фазовый наклеп влияет на ход последующей рекристаллизации, то и результаты рекристаллизации не будут однозначно зависеть от количества о-фазы.
Цель работы; Диссертационная работа посвящена выявлению закономерностей протекания высокотемпературного распада а-твердого раствора и его влияния на величину фазового наклепа и формирование текстуры при рекристаллизации.
Для достижения поставленной цели в работе решались следующие задачи:
1. Установить взаимосвязь между температурно-временными условиями выделения ст-фазы и ее количеством и морфологическими особенностями двухфазной (а+о)-структуры.
2. Определить взаимосвязь между выделением су-фазы и морфологией структуры и возникающим вследствие ее выделения фазовым наклепом.
3. Найти взаимосвязь между текстурой рекристаллизации и параметрами предшествующего ей двухфазного состояния (структурными параметрами и параметрами фазового наклепа).
Новизна работы. В работе были получены следующие новые в научном отношении результаты:
1. Исследована кинетика а-»а+о превращения, построены с-
образные кривые для выделения о-фазы в изотермических условиях.
5
Определены температурно-временные границы происходящего распада, температура наименьшей устойчивости a-твердого раствора и температурно-временные условия для получения максимально возможного количества a-фазы за минимальное время.
2. Изучено влияние термо-кинетических условий па морфологию структуры двухфазного состояния. Показано, что отношение длины выделений a-фазы к их диаметру (вытянутость) зависит от температуры и продолжительности отжига: при увеличении температуры и продолжи-тельности отжига вытянутость частиц уменьшается.
3. Произведен оценка величины фазового наклепа в ос-фазе. Путем изучения зависимости плотности дислокаций и среднего размера блоков от температуры и времени отжига установлено, что при выделении
сг-фазы наряду с фазовым наклепом вдет динамический возврат. Определено критическое количество а-ф&зы, определяемое длительностью изотермического отжига, при котором изменяется соотношение между фазовым наклепом и динамическим возвратом. При «докритическом* количестве ст-фазы наиболее интенсивно идет фазовый наклеп, при «за-критическом» - динамический возврат.
4. Высказано предположения, что динамический возврат характеризуется совокупностью трех процессов: полигонизации, аннигиляции дислокаций и коалесценции блоков. Установлено, что при температуре 800 °С преимущественно идут процессы полигонизации, а при 900 °С - аннигиляции дислокаций и коалесценции блоков.
5. Анализ кристаллографической текстуры выявил, что выделение «докритического* количества а-фазы не приводит к появлению зерен с новыми ориентировками. Критическое или закритическое количество a-фазы выделивтеейся при малых выдержках способствует появлению новых ориентировок. При существенном увеличении выдержки в двухфазной области во всех сплавах наблюдается рост доли зерен с неблагоприятной с точки зрения магнитных свойств ориентировкой (112)<111>.
6. Определены режимы термообработки при которых в результате
6
рекристаллизации появляются новые зерна с кубической ориентировкой.
Практическая значимость. Определены термо-кинетические условия выделения а~фазы и формирования структур с раачичной морфологией.
Установлены условия получения фазового наклепа различной величины и его влияние на образование в результате рекристаллизации зерен а-фазы различных ориентировок.
Результаты, полученные в представленной работе, могут послужить основой для разработки технологии производства магнитов из сплавов Бе-Сг-Со-Мо с благоприятной кристаллографической текстурой, полученной методом фазовой перерекристаллизации, наличие которой способствует увеличению магнитных свойств сплавов системы Ре-Сг-Со-Мо.
Структура и объем диссертации. Диссертация изложена на 149 листах машинописного текста, состоит из введения, 5 глав, выводов и списка цитируемых источников из 164 наименований.
7
1. ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ
1.1. Фазовые превращения в системе Ре-Сг-Со
Диаграмма тройной системы железо - хром - кобальт имеет много общего с диаграммой двойной системы Ре-Сг (рис. 1.1), поэтому удобно начать рассмотрение фазового состояния тройной системы с рассмотрения двойной системы Ре-Сг [1].
Диаграмма фазового равновесия Ре-Сг
Массовая доля Сг, %
Рис. 1.1
После окончания кристаллизации во всем концентрационном интервале присутствует гомогеїшая область a-твердого раствора с ОЦК решегкой и периодом а = 0.286 - 0.289 нм. В интервале температур 1400 - 900 °С, в зависимости от количественного содержания Сг сплав
8
находится в двухфазной (а+у)-области, имеющей ГЦК решетку и период а = 0.357 - 0.361 нм. При увеличение содержания хрома в железе область существования у-фазы замыкается [1]. При температуре ниже 815 °С и содержании хрома от 20 до 90 ат.% в сплавах появляется неферромагнитная ст-фаза, обладающая тетрагональной решеткой с параметрами а = 0.879 нм и с - 0.455 нм [1] и имеет структуру Р-урана. ст-фаза является интерметаллическим соединением эквиатомного состава Ре-Сг с высокой твердостью и хрупкостью. При выделении ст-фазы в а-фазе наблюдается существенный рост плотности дислокаций, дробление (или появление) блочной структуры. Это явление получило название -фазовый наклеп». Наличие фаз у и а сплавах нежелательно, так как при этом снижаются их магнитные свойства, а в присутствии ст-фазы сплавы становятся хрупкими, возрастает их твердость, снижается прочность и пластичность. Выделение ст-фазы может быть подавлено быстрым охлаждением в соответствующем температурном интервале.
При 475 °С в сплавах с 20% хрома происходит охрупчивание,
приведшее к открытию расслоения а-твердого раствора на две изоморфные ОЦК фазы - твердые растворы на основе железа и хрома [2, 3]. Это расслоение происходит в широком интервале концентраций
хрома и температура его начала составляет около 550 °С. Было установлено, что расслоение а-твердого раствора протекает по слинодаль-ному механизму /4, 5/, о чем, в частности, свидетельствует образование сплавов системы железо - хром с поглощением тепла /6/. Именно это расслоение (распад) и определяет высококоэрцитивное состояние. Но сплавы железо - хром имеют низкую температуру начала расслоения, не позволяющую создать необходимый период модуляции и достаточное различие по составу и а2 фаз /5/. Поэтому, не удается использовать расслоение в этой двойной системе для получения высоких магнитных свойств.
Введение в сплавы кобальта повышает температуру начала высококоэрцитивного расслоения (распада), расширяя при этом области суще-
9
ствования у и о фаз и даже приводя к их перекрытию, что затрудняет процесс термической обработки сплавов (рис. 1.2). Тогда для сохранения а-твердого раствора до температуры начала расслоения требуются высокие температуры предварительного нагрева и большие скорости охлаждения, что в свою очередь снижает магнитные свойства сплавов.
Политермический разрез РеСо-Сг тройной диаграммы Бе-Сг-Со
Ре-Со Сг
Рис. 1.2
В сплавах системы железо - хром - кобальт при высоких температурах имеется широкая область существования а-твердого раствора с ОЦК решеткой и периодом а = 0.286 - 0.287 нм /7, 8, 9/ со стороны Ре-Сг, у-твердого раствора, имеющего ПДК решетку с периодом а =
0.357 - О.ЗбО нм /8, 9, 10, 11/ со стороны Ре-Со и небольшая область гомогенной а-фазы, обладающей тетрагональной решеткой в области Со-Сг с а = 0.875 - 0.881 нм и с/а *» 0.52 /11, 12/. При понижении температуры происходит расширение областей у и о фаз, а в кобальтовом углу наблюдается образование е-фазы. Фазы у и а- парамагнитные
при комнатной температуре и их появление в структуре на любой ста-
10
дии термообработки приводит к снижению магнитных свойств сплава /10, 11, 13, 14, 13/. Кроме того, как отмечалось выше в системе железо - хром о-фаза вызывает охрупчивание сплава, что приводит к невозможности проведения пластической дефорхмации /16, 17, 18/.
Расположение этих различных фазовых областей накладывает ограничение на составы сплавов и режимы термообработки, используемых для производства постоянных магнитов. Так содержание кобальта в сплавах должно быть ограничено 30%, а содержание хрома 35-40%. Сплавы ферритного класса наблюдаются только при содержании кобальта не более 15%. Обязательной является закалка (ускоренное охлаждение) из однофазной области, позволяющая предотвратить выделение у и а фаз и зафиксировать a-твердый раствор.
Для устранения отмеченного выше влияния кобальта и для расширения области существования a-твердого раствора используют легирование тройных сплавов элементами, стабилизирующими a-твердый раствор (титаном, ниобием, алюминием, кремнием, ванадием, молибденом и другими) /11, 12, 19-28/. Введением различного количества этих легирующих элементов можно добиться снижения нижней границы высокотемпературной a-области или даже существования a-твердого раствора над областью расслоения. Так, легирование тройного сплава, содержащего 15% Со, 1% ниобия и 1% алюминия приводит к уменьшению области существования у и ст фаз: и при содержании хрома от 25 до 30% в сплавах не происходит никаких фазовых превращений, кроме высоко-коэрцитивного распада a->ai+ot2 и в этих сплавах наблюдается "открытая” область a-твердого раствора /25, 27/. Это позволяет снизить температуру закалки из однофазного состояния на 100 - 200 °С по сравнению с /И/. Легирование титаном (1-2%) хможет подавить процесс образования у-фазы /21/, а совместное легирование Ti с 2% V в сплавах с 15%Со приводит к существованию "открытой" a-области при содержаниях хрома от 22 до 24 %. Введение 1% кремния в сплавы Ее-(28-30)%Сг-(21-28)%Со уменьшает их температуру закалки на 25-50 °С /15,
11
19/ и критическую скорость охлаждения из однофазной а-обяасти, при которой не происходит выделения у и а фаз, до 10 °С/ч. /19/, а также введение кремния, кроме того, улучшает пластичность тройных сплавов. Подобное влияние кремния отмечается в работе /24/. Введение в сплавы молибдена приводит к сужению у-области и снижению температуры закалки на 50-100 °С /15/.
Кроме того, легирование сплавов Ре-Сг-Со может приводить к
расширению области существования сг-фазы или даже к образованию дополнительных фазовых составляющих. Так при легировании этих сплавов титаном в их структуре появляются труднорастворимые карбиды и нитриды /10, 14/. В работе /29/ отмечается, что титан также способствует образованию х-фазы с решеткой а-Мп или а-фазы, но данные работа /30/ говорят об обратном. Ряд исследований свидетельствует о том, что введение молибдена расширяет область существования а-фазы /13, 15/. Подобное влияние оказывает и легирование кремнием /15, 22/.
В ряде работ /30-32/ было показано, что у фаза при понижении температуры переходит в двухфазно аі+а2 состояние. Так как у фаза обогащена железом и кобальтом, то происходит выделение обогащенной хромом а2 фазы в а і матрице. По этому, если в структуре сплавов на основе Ре-Сг-Со присутствует у фаза, то это приводит в дальнейшем к перетянутой петле гистерезиса и низким магнитным свойствам в высококоэрцитивном состоянии /31, 33, 11, 13/.
Вопрос о том, что является более стабильным с фаза или (аі+а2)-состояние остается неясным. В работе /34/ были проведены рентгенографические исследования фазового состава сплава Ре-Сг-Со при изотермической выдержке при 650 °С в процессе старения. Если при выдержке до 2.5 ч в сплаве присутствую а! и а2 фазы, то после выдержки свыше 6 ч наблюдаются слабые рефлексы от с фазы. При дальнейшем увеличении выдержки до 57 ч фиксируется (аі+а2+с) состояние. Таким образом можно говорить о том, что стабильной являет-
12
- Київ+380960830922