СПОСОБ ПОЛУЧЕНИЯ КОМПОЗИЦИОННЫХ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВ Российский патент 1996 года по МПК B22F3/14 

Изобретение относится к физико-химии реакций в сплавах и может быть использовано для разработки композиционных материалов, микрокристаллических плотноупакованных материалов фаз с повышенными физико-механическими характеристиками на основе аморфизующихся сплавов. Наиболее просто аморфизуются сплавы, обладающие низкой температурой плавления систем "переходной металл металлоид", сплавы переходных металлов из конца и середины периодической таблицы Менделеева, сплавы редкоземельных и переходных металлов, щелочноземельных II А и В групп ("металл-металл").

В известных способах получения композиционных материалов на основе сплавов стеклообразующих систем, включая аморфные сплавы, применялись спекание, "теплое прессование", динамическое компактирование порошкообразных смесей. Эти способы достаточно производительны, но предусматривают введение определенного количества добавок в виде связующих или отдельных соответствующих, ограничивающих уровень характеристик получаемых материалов.

Наиболее близким к предлагаемому по технической сущности является способ аморфизации металлических сплавов под воздействием высокого давления и деформации сдвига (ВД+ДС), включающий измельчение исходных сплавов стеклообразующих систем до порошковых частиц размером ≈40 мкм и наложение деформации сдвига под давлением выше 2 ГПа.

Указанный способ позволяет получать монолитные дисковые образцы с аморфизацией кристаллического порошка сплавов стеклообразующих систем, но без повышения уровня физико-механических характеристик, связанного с образованием элементно-замещенных фаз и молекулярных комплексов. Относительно невелика и производительность метода по сравнению с традиционными способами получения композиционных материалов, включая методики порошковой металлургии.

Цель изобретения получение элементно-замещенных композиционных материалов и молекулярно-компонентных плотноупакованных фаз с улучшенными физико-механическими характеристиками.

Для достижения поставленной цели в известном способевключающем измельчение исходного порошка аморфизующегося сплава и обработку воздействием высокого давления и деформации сдвига, последнюю проводят с уровнем деформации и соответственно углом сдвига выше критического α_кр, соответствующего переходу "кристаллическое " аморфное состояние в структуру с ближним порядком гексагональной плотноупакованной мартенситной фазы.

Для повышения содержания элементно-замещенных компонентов и молекулярных комплексов проводят дополнительный нагрев до среднемассовой температуры объемно-дефицитного квазиполиморфного перехода в ГПУ мартенситную фазу, а угол сдвига ниже α_кр, но выше 0,65α_кр.

Для повышения производительности метода измельчение порошка совмещают с деформационной обработкой и последнюю проводят до степени деформации выше критической, соответствующей переходу в структуру ГПУ мартенситной фазы.

Сущность вносимых изменений способа заключается в следующем. Сцепление частиц порошка при ВД+ДС обработке, необходимое для получения монолитных образцов, происходит при относительно небольших углах сдвига как за счет восстановления связей между поверхностными атомами частиц порошка, так и за счет повышенных коэффициентов диффузии в дефектонасыщенных слоях. Увеличение угла сдвига выше α_кр приводит в отдельных слоях и микрообъемах к деформационным фазовым объемно-дефицитным переходам с образованием молекулярных комплексов высокоэнергетических атомов. Дальнейшее сближение остовов или ядер атомов происходит в этих комплексах до расстояний, обеспечивающих прохождение ядерно-химических реакций с изменением элементного и изотопного составов аналогично наблюдаемым при β → α переходе в дейтериде палладия. Дополнительный нагрев приводит к дополнительным релаксационным или фазовым объемно-дефицитным когерентным переходам с увеличением содержания элементно-замещенных компонентов. В случае деформационно-стимулированных переходов образование высокоэнергетических атомов может быть описано с использованием микроскопической кинетической теории с уравнениями движения для гидродинамических мод в случае неравновесных систем. Этому образованию соответствует деформационный режим с обострением, когда при t ≥ τ_кр(τ сдвиговая компонента тензора упругих напряжений) незначительный прирост пластической деформации существенно увеличивает τ и соответственно степень возбуждения системы. Достижение степеней деформации, необходимых для перехода в структуру ГПУ мартенситой фазы при измельчении порошка аморфизующихся сплавов, предполагает при обработке теплоотвод для предотвращения нагрева, приводящего к релаксации напряжений, и использование дисковых измельчителей (с преобладанием сдвигового компонента пластической деформации). Температура квазиполиморфного перехода при нагреве определяется по резкому изменению температурного коэффициента теплоемкости или скачку на кривых температурной зависимости скорости изменения энтальпии, получаемых методом дифференциальной сканирующей калориметрии, а предполагаемый интервал по метастабильной диаграмме состояния используемой системы; переход в ГПУ мартенситную фазу фиксируется рентгенографическим методом. Присутствие молекулярных комплексов, изменение элементного и изотопного составов подтверждается результатами микрорентгеноспектрального анализа (МРСА), Оже-электронной спектроскопии (ОЭС), вторично-ионной масс-спектроскопии (ВИМС). Повышение термостабильности получаемых образцов и порошка подтверждается данными дифференциального термического анализа по смещению интервалов распада образующихся фаз в область высоких температур, а прочностных характеристик результатами измерения микротвердости.

Предлагаемый способ был осуществлен на экспериментальном стенде, включающем гидравлический пресс с поворотным устройством с измерительной системой, дисковую мельницу и электропечь сопротивления.

В приводимых ниже примерах показана возможность получения элементно-замещенных материалов, плотноупакованных мартенситных фаз с молекулярными комплексами на основе исходных сплавов систем "металл-металлоид" (Fe₇₀Ni₁₀P₁₃C₇ и "металл-металл" (Cu₆₀Zr₄₀) ВД+ДС обработкой при дополнительном нагреве и в процессе измельчения порошка.

Пример 1. Порошок сплава Cu₆₀Zr₄₀ с размером частиц ≈40 мкм подвергнут ВД+ДС обработке, давление 4 ГПа, угол поворота пуансонов пресса 1500^o. Рентгенографическим анализом в образце толщиной 0,5 мм фиксируется ближний порядок ГПУ фазы. Методами МРСА, ОЭС, ВИМС определен состав (фиг 1-8) с компонентами Cu, Zr, W, Fe, C. Согласно результатам структурно-балансного анализа возможный ход реакции:
Cu₃Zr (квазимолекулярный комплекс) → (Fe₂W)C₂
Дифференциальным термическим анализом зафиксирована значительно повышенная (более чем на 200^oС) температурная устойчивость образовавшейся фазы (по сравнению с ленточными аморфными образцами указанного состава). При МРС-анализе образца, полученного ВД+ДС обработкой порошка сплава FeNiPC (давление 2 ГПа, угол поворота пуансонов выше 1000^o) появляются линии Si. Рентгенографически отмечался непрерывный набор межплоскостных расстояний в рамках ГПУ-структуры. Микротвердость фазовых составляющих H выше 1200 кг/мм² (фиг. 7). Возможен распад Fe → 2Si в молекулярных комплексах железа с фосфором.

Пример 2. Порошок сплава Cu₆₀Zr₄₀ подвергнут ВД+ДС обработке (давление 4 ГПа, угол поворота пуансонов пресса 1000^o), а затем нагрет выше 350^oС. Рентгенографический анализ свидетельствует об образовании ГПУ-фазы, а МРСА (фиг. 4 до нагрева, 5 после нагрева) о появлении целого ряда дополнительных линий, включая линии титана, кальция, свидетельствующие о возможных реакциях в молекулярных комплексах меди и циркония (включая Zr ---> 2Ti).

Пример 3. Порошок сплава Fe₇₀Ni₁₀P₁₃C₇ подвергнут серии циклов измельчения с использованием дисковой мельницы (с теплоотводом для снятия перегрева) и цикловым рентгено-структурным анализом порошковых проб. При появлении на рентгенограммах линия ГПУ-фазы на МРСА-спектрах появляются линии Si (фиг. 8). Микротвердость образцов, полученных пеканием измельченного порошка, значительно повышена по сравнению с исходным сплавом H_v>1200 кг/мм².

Предлагаемый способ может быть использован для разработки композиционных материалов с трудносочетаемым при использовании традиционных методов набором составляющих (включая системы с несмешиваемостью в жидком состоянии), плотноупакованных фаз с сопряжением решеток и высокими прочностными характеристиками. Повышенная термостойкость в элементно-замещенных композиционных материалах на основе меди может быть полезна при разработке электроконтактных материалов. В экологических программах способ может быть использован при утилизации отходов вредных производств.

Изобретение относится к порошковой металлургии и физико-химии реакций в сплавах и может быть использовано для получения композиционных материалов, содержащих устойчивые фазы с повышенными физико-механическими характеристиками на основе аморфизующихся сплавов. Повышение характеристик происходит за счет самолегирования, образования молекулярных комплексов, сопряжения решеток плотноупакованных фаз, обусловленных деформационно-стимулированным когерентным переходом в структуру с ближним порядком гексагональной плотноупакованной мартенситной фазы. Необходимый уровень деформации достигается воздействием высокого давления и деформации сдвига или измельчением порошка с набором суммарной степени деформации выше критической. При пониженных уровнях деформации требуется дополнительный нагрев выше температуры объемно-дефицитного квазиполиморфного перехода в указанную структуру. Представлены примеры реализации способа в случае сплавов систем "металл-металл" и "металл-металлоид". Возможно также использование способа в экологических программах при утилизации отходов ряда производств. 2 з.п. ф-лы, 8 ил.

1. Способ получения композиционных металлических материалов, включающий измельчение исходного порошка аморфицирующего сплава и его обработку при помощи высокого давления и деформации сдвига, отличающийся тем, что обработку проводят с уровнем деформации и углом сдвига α выше α_кр критического, соответствующего когерентному переходу в структуру с ближним порядком гексагональной плотноупакованной мартенситной фазы. 2. Способ по п.1, отличающийся тем, что проводят дополнительный нагрев до среднемассовой температуры выше температуры объемно-дефицитного квазиполиморфного перехода в гексагональную плотноупакованную мартенситную фазу, а угол сдвига при деформационной обработке выбирают в интервале 0,65α_кр-2α_кр.
3. Способ по п.1, отличающийся тем, что деформационную обработку совмещают с измельчением порошка и проводят до степени деформации выше критической, соответствующей переходу в структуру гексагональной плотноупакованной мартенситной фазы.