получение наноматериалов по механизму спинодального распада

ВВЕДЕНИЕ
Сплавы Fe-Cr-Co представляют собой группу полутвердых постоянных магнитных материалов. Существенным преимуществом этих сплавов является низкая стоимость формообразования. Однако сплавы Fe-Cr-Co имеют критическую проблему: их производительность подвержена влиянию формы и расположения наноразмерных α1-частиц, которые осаждаются в результате спинодального разложения, и кинетика этого процесса не полностью изучена из-за сложных влияющих факторов, таких как внешнее магнитное поле и дефекты решетки.
Идеальная микроструктура содержит ультрадисперсные удлиненные частицы, расположенные регулярно с преимущественным направлением. Таким образом, при термообработке сплава Fe-Cr-Co применяется магнитное поле для получения анизотропных структур с удлиненными α1-частицами, регулярно расположенными в α2-матрице [1].
Каждая из двух фаз имеет различную намагниченность насыщения. Анизотропия, возникающая в результате термообработки в магнитном поле, пропорциональна квадрату разности намагничиваний двух фаз. Магнитное поле оказывает свое воздействие через намагничивание при ускоренном осаждении α1-фазы. Таким образом, повышение напряженности магнитного поля является возможным средством дальнейшего улучшения анизотропной структуры сплава Fe-Cr-Co. Недавние экспериментальные исследования включали использование HMF для формирования регулярной структуры в Fe-Cr-Co [2]. Магнитные свойства увеличиваются с увеличением напряженности внешнего магнитного поля в диапазоне ниже 8 Кэ. Однако магнитные свойства уменьшаются с увеличением интенсивности в диапазоне выше 10 КЭ [3].
В дополнение к магнитному полю, дефекты решетки, такие как дислокации и границы зерен, играют важную роль в спинодальном разложении. Мур и др. экспериментально продемонстрировали влияние осадительных пластин на спинодальное разложение в сплаве Al-Ag [4]. Кроме того, экспериментальные исследования показали, что микроструктуры, возникающие в результате спинодального разложения, изменяются вблизи границы в некоторых сплавах, таких как сплавы Fe2NiAl [5], Au-Ni [6], Cu-Ni-Fe [7] и Cu-Ni-Sn [8]. Опубликованные данные продемонстрировали граничный эффект на спинодальные структуры. Однако сложность этого процесса не была полностью рассмотрена, и пространственно распределенные характеристики не могут быть захватывается с помощью чисто аналитических подходов.
В последние годы были разработаны различные численные подходы к прогнозированию спинодального разложения с граничными эффектами. Взаимодействия растворенного вещества с дислокациями изучались методами моделирования фазового поля с различной степенью сложности [9-11]. Кроме того, Раманараян и Абинанданан [12-14] изучили влияние повышенной подвижности атомов на спинодальное разложение по границам зерен (ГЗ) и показали, что ГЗ становится фронтом трансформации, миграция которого оставляет после себя структура, состоящая из чередующихся пластинок А-богатой и В-богатой фаз. Кроме того, Ли и др. [15] исследовали влияние дислокаций и ГЗ на спинодальное разложение в сплаве Fe-Cr и показали, что поле дислокационных напряжений облегчает спинодальное разложение. В процессе термической обработки сплавов Fe-Cr-Co магнитные поля, границы зерен и поля напряженно-деформированного состояния вносят свой вклад в общую энергию. Физические процессы, лежащие в основе этих эффектов, еще не полностью изучены, особенно упругий эффект дислокации в мигрирующей границе. Мы отжигали сплавы Fe-Cr-Co в сильном магнитном поле и обнаружили перьеобразную микроструктуру вблизи ГЗ. Для обсуждения и понимания механизма формирования перьеобразной структуры мы смоделировали спинодальное разложение под влиянием мигрирующего ГБ методом фазового поля с учетом влияния ГМФ, упругой энергии и повышенной подвижности в области ГБ.
 
1. Механизм получения наноматериалов по спинодальному распаду
Сплавы Fe-25%Cr-12%Co (мас.) получали плавлением чистых металлов железа, хрома и кобальта в электродуговой печи в атмосфере аргона высокой чистоты. Затем слитки разрезали и обволакивали в глиноземном тигле с внутренним диаметром 8 мм и длиной 100 мм для эксперимента направленного затвердевания. Образцы расплавлялись проводящими катушками и направленно затвердевали, вытягивая тигельный узел вниз с постоянной скоростью (400 мкм/с) с помощью синхронного двигателя в цилиндр с водяным охлаждением, содержащий жидкий металл Ga-In-Sn (рис.1а).
Литые образцы подвергали первоначальной обработке раствором при температуре 1300°С в течение 1 ч и затем тушат в воде. Затем образцы подвергали термомагнитной обработке при температуре 640°С в течение 1 ч в вакуумной печи в сильном магнитном поле 12 Тл (рис. 1б). После этого сплавы Fe-Cr-Co дважды подвергали ступенчатому старению, сначала в диапазоне 540-620°С, а затем в диапазоне 510-610 °С.

Рисунок 1. Принципиальная схема экспериментальной установки: а) Направленное затвердевание; б) Термообработка в сильном магнитном поле.

Рисунок 2. Схематическая иллюстрация термической обработки, использованной для эксперимента.

На рис. 2 представлены маршруты термообработки. Этот маршрут термической обработки был разработан со ссылкой на работы некоторых исследователей [16,17] и изменен в результате серии предварительных экспериментов. Просвечивающая электронная микроскопия (ТЭМ) проводилась с помощью трансмиссии FEI Tecnai G2 электронного микроскопа.
Магнитные свойства измеряли в магнитометре вибрирующего образца Lakeshore 7407 в полях до 2 Тл, причем магнитное поле при измерении прикладывали параллельно направлению отжига HMF.
 
2. Исследование свойств наноматериалов полученных таким методом
Исследована микроструктура сплавов Fe-Cr-Co, обработанных отжигом и двухступенчатым старением. Найдена общая спинодально разложенная структура с дисперсионными наноразмерными α1, которая осаждается по всему материалу, как видно на изображении ТЭМ на рис. 3. Формы частиц α1
в образцах, отожженных без магнитного поля, выглядят как неправильные точки (рис. 3а).
Кроме того, размер зерен колеблется от 10 мкм до 100 мкм. ГЗ, по-видимому, влияет на размер частиц в окружающие регионы. На рис.3б показан чистый ГЗ, и частицы, близкие к ГЗ, имеют меньший размер по сравнению с частицами, удаленными от ГЗ.
Когда на стадии отжига применялось внешнее магнитное поле, форма α1-фазы превращалась в стержневидные осадки, и они выравнивались в предпочтительном направлении. Стержневидные частицы α1 показаны на рис. 3 с, е, где показано внутреннее пространство зерна вдали от ГЗ. С другой стороны, в отожженных образцах наблюдается своего рода перьеподобная структура, которая предпочтительно распределяется вблизи ГБ в HMF, как показано на рисунке 3d в случае 1Т HMF и как показано на рисунке 3f в случае 12Т HMF. Перьеподобная структура содержит преимущественно выровненные длинные стержни α1 (рис. 3d). Стержни α1 выровнены перпендикулярно ГЗ (рис. 3f), что означает, что образование перьеобразной
структуры имеет направленную связь с ГЗ. На рис. 3г показан длинный ГЗ при меньшем увеличении, а область перьеподобной структуры показана с длинными стержнями α1, выровненными перпендикулярно ГЗ. На рис. 3н показан ГЗ в углу зерна, иллюстрирующий стержни α1, растущие перпендикулярно ГЗ с обеих сторон угла выровнены перпендикулярно ГЗ. На рис. 3н показан ГЗ в углу зерна, иллюстрирующий стержни α1, растущие перпендикулярно GB с обеих сторон угла.

Рисунок 3. ТЭМ-изображение сплава Fe‐Cr‐Co после термомагнитной обработки и ступенчатого старения: Отожженный без магнитного поля, внутри зерна (а) и вблизи ГЗ (б) соответственно; отожженный в магнитном поле 1Т поле, стержневидные α1‐частицы (с) и перьеподобная структура (d) соответственно; отожженные в магнитном поле 12 Тл, внутри зерна (е) и вблизи ГЗ (f) соответственно. (g) и (h) показывают длинный GB и GB в углу
зерна в образце 12Т соответственно.
После проверки состава α1‐и α2-фаз с помощью энергодисперсионной рентгеновской спектроскопии в позиции, показанной на рис. 3е. Состав фазы α1 составляет 63,13% Fe и 12,89% Co (по массе), а состав фазы α2-56,89% Fe и 9,75% Co. Фаза α1 богата FeCo и, таким образом, имеет гораздо более высокую намагниченность, чем фаза α2.
Когда магнитное поле приложено во время термической обработки, эта разница в намагниченности приводит к преимущественный рост α1-осадков в направлении магнитного поля.