Спосіб регулювання нанокристалізації виробів з аморфних металевих сплавів

Спосіб регулювання нанокристалізації виробів з аморфних металевих сплавів, за яким вироби витримують у магнітному полі, який відрізняється тим, що магнітне поле постійне напруженістю 500÷800 кА/м тривалістю 60±10 хв. при кімнатній температурі спрямовують перпендикулярно до горизонтальної осі виробу. (19) (21) u201014965 (22) 13.12.2010 (24) 25.06.2011 (46) 25.06.2011, Бюл.№ 12, 2011 р. (72) ГЕРЦИК ОКСАНА МИРОНІВНА, КОВБУЗ МИРОСЛАВА ОЛЕКСІЇВНА, БОЙЧИШИН ЛІДІЯ МИХАЙЛІВНА, КОТУР БОГДАН ЯРОСЛАВОВИЧ (73) ЛЬВІВСЬКИЙ НАЦІОНАЛЬНИЙ УНІВЕРСИТЕТ ІМЕНІ ІВАНА ФРАНКА 3 Лазерна обробка сплавів на основі Со в магнітному полі призводить до виникнення магнітної анізотропії в утворених кристалічних фазах  - Со [В.Г. Кравець, А.Ю. Манько, А.В. Поперенко, Вплив термічного та лазерного відпалу на магнітоімпедансний ефект у нанокристалічному сплаві Co59Fe5Ni10Si11B15 // Реєстрація, зберігання і обробка даних. - 2008. - Т. 10. - № 2. - С. 23-31]. При цьому відбуваються також зміни структури скіншарів аморфної стрічки, що може викликати поверхневе окрихчення виробу. У всіх цих випадках застосовують термомагнітні способи кристалізації, які призводять до нерівномірної структуризації аморфних металевих сплавів, що знижує рівень їх механічної тривкості та електропровідності. Найближчим за технічною сутністю - аналогом є спосіб зміни структурного стану аморфного сплаву, що прямо пов'язано з підвищенням його магнітних характеристик. Одночасно із нагріванням до 350 °С готова аморфна стрічка Fe70Ni8Si10B12 витримувалася 1 годину у постійному паралельному (4 кА/м) і змінному (350 кА/м) магнітних полях [A. Bienkowski, J. Salach, R. Kolano / The Magneto-elastic Characteristics of Fe70Ni8Si10B12 Amorphous Alloy, Subjected to Thermo-Magnetic Treatment // Acta Phys. Polonica A. - 2008.-Vol. 113. - № 1. - P. 87-90]. В основу корисної моделі поставлено завдання удосконалити спосіб регулювання нанокристалізації у виробах з аморфних металевих сплавів, шляхом використання перпендикулярноспрямованого магнітного поля, що дасть змогу забезпечити їхню рівномірну структуризацію при нескладному інструментальному забезпеченні цього процесу. Поставлене завдання вирішується так, що у способі регулювання нанокристалізації виробів з аморфних металевих сплавів, за яким вироби витримують у магнітному полі, причому магнітне поле постійне напруженістю 500÷800 кА/м тривалістю 60±10 хв. при кімнатній температурі спрямовують перпендикулярно до горизонтальної осі виробу. Суттєвими відмінностями від найближчого аналог є : - готові зразки виробів з аморфних сплавів не піддаються термообробці при 350 °С у магнітному полі; - експозиція зразків у магнітному полі здійснюється при кімнатній температурі; - напруженість сталого магнітного поля 500÷800 кА/м. Авторами запропоновано для нанокристалізації виробів із аморфних феромагнітних сплавів та покращення їх механічних, магнітних та антикорозійних властивостей, їх витримувати у сталому магнітному полі. Аморфні сплави - це метастабільні системи, які термодинамічно нестійкі до процесу кристалізації. Практично, існування аморфного стану зумовлене сповільненням кінетики кристалізації при низьких температурах. Одним із способів одержання аморфних металевих сплавів з розплавів є їх надшвидке охолодження спінінгуванням на масивний металевий барабан, і отримання аморфно 60734 4 го сплаву у вигляді стрічки різних вимірів. Розмелюванням відпалених стрічок отримують сплави у вигляді порошку. Таким виробам з аморфних металевих сплавів характерні високі механічні, магнітні та антикорозійні властивості. Експериментально визначені параметри міцності і текучості співпадають з теоретичними. Аморфні сплави володіють магнітом'якими властивостями, а антикорозійні властивості їх вищі на 1-2 порядки від кристалічних аналогів. Внаслідок локального нагріву у процесі виготовлення виробів із стрічкових аморфних металевих сплавів, а, особливо, порошків, порушується висока мікроскопічна однорідність, яка, в першу чергу, зумовлює цінні особливості аморфного металевого матеріалу. Відомо, що температура кристалізації аморфних металевих сплавів залежить від швидкості дифузії атомів компонентів сплаву і здатності їх розташовуватись у певному порядку. Локальний або повний нагрів аморфного матеріалу у процесі формування виробу сприяє неоднорідній кристалізації і викликає втрату багатьох фізичних характеристик. Дія магнітного поля на готовий виріб призводить до підсилення дифузії металевих частинок, в результаті чого відновлюється наноструктурний стан сплаву та фізичні характеристики, властиві вихідному матеріалові. Фіг. Дифрактограми зразків сплаву Со73,6Fе3,2Мn3,2Si5,0В15,0: 1 - вихідний; 2 - відпалений 1440 хв. при 670 К; 3 - вихідний зразок 2, витриманий 60 хв. у сталому паралельному магнітному полі 420 кА/м. Корисна модель ілюструється наступними прикладами, що відображають вибір оптимальних умов проведення досліджень з конкретно відтворюваними результатами. Приклад 1. Використання в електротехніці виробів з аморфних сплавів на основі Co і Fe з близькою до нуля магнітострикцією передбачає формування деталей при певних температурах, що впливає на їх структурний стан і магнітні властивості, а також знижує антикорозійну стійкість. За допомогою циклічної вольтамперометрії встановлено, що експозиція cтрічки Fe92,7Ni1,19MO0,97Nb0,94Si1,14B3,06 та Cо86,85Fe3,58Mn3,51Si2,82B3,24 24 год у магнітному полі 360 кА/м змінює її структурний стан (табл. 1). Для поляризації використовувався потенціостат ПИ-501. Швидкість розгортки потенціалу 20 мВ/с. Робо2 чий електрод - пластинки сплаву площею 0,15 см . Електрод порівняння - хлорсрібний електрод, з'єднаний з досліджуваним розчином капіляром Хабера - Лугіна. Допоміжний електрод - платинова пластинка, розміщена за скляним фільтром. Вимірювання проводили в атмосфері аргону. Визначені експериментально анодні струми 5÷25 2 А/м дозволяють застосовувати рівняння Тафеля до аналізу вольтамперограм:  RT  RT E   lgio   lgi zF   zF , де  - коефіцієнт переносу, io - струм обміну, z - кількість електронів, E,i - експериментальні змінні величини. 5 60734 Витримування зразків аморфного сплаву Fe92,7Ni1,19Mo0,97Nb0,94Si1,14B3,06 у постійному магнітному полі 360 кА/м призводить до зменшення іо і швидкості іонізації металевих компонентів b, а також ступеня оборотності (z) окиснювальновідновлювальних процесів. У випадку обох зразків, на основі Fe та Co, термообробка призводить до зниження стійкості їх до розчинення, що свідчить про виникнення кристалічної фази і міжкристалічної корозії. Експозиція 6 в магнітному полі 360 кА/м упродовж 1440 хв. відновлює антикорозійні характеристики зразків аморфних сплавів (табл. 1). Очевидно, внаслідок дії магнітного поля формуються кластери  - Со. Напрямки намагніченості в цих кластерах визначаються зовнішнім магнітним полем, в яке поміщаються зразки після відпалу, а в реальних умовах аморфні матеріали, що піддаються термообробці під час формування виробів. Таблиця 1 Електрохімічні характеристики аморфних сплавів Fe92,7Ni1,19Mo0,97Nb0,94Si1,14B3,06 та Cо86,85Fe3,58Mn3,51Si2,82B3,24 у 3 % водному розчині NaCl вихідних (1), відпалених 1440 хв. при 525 К (2) і після відпалу витриманого 1440 хв. в магнітному полі 360 кА/м (3) Умови обробки Зразок 1 Fe92,7Ni1,19Mo0,97Nb0,94Si1,14B3,06 2 3 1 Cо86,85Fe3,58Mn3,51Si2,82B3,24 2 3 Приклад 2. Вплив магнітного поля на структурні особливості аморфних сплавів на основі Co вивчено за допомогою аналізу функцій радіального розподілу, що уможливило розрахунок відстаней першої (r1) та другої (r2) координаційної сфери між сусідніми атомами, координаційного числа (Z) та ступеня кристалічності (). Вибраний зразок сплаву Co68,0Fe3,0Cr3,0Si17,0В9,0 з додатками Сr є, практично, гомогенним матеріалом. У момент контакту з охолоджуючим елементом розплав застигає в аморфному стані, але на зовнішньому від охолоджуючого елемента боці стрічки сплаву встигає Цикл -Екор, В b10 , В z10 1 10 1 10 1 10 1 10 1 10 1 10 0,60 0,95 0,78 0,99 0,60 0,93 0,40 0,48 0,45 0,62 0,35 0,47 2,5 17,0 10,1 18,3 8,3 8,3 8,2 6,2 15,0 17,0 8,3 7,0 2,30 3,40 3,20 3,80 6,96 6,97 7,00 6,25 3,80 3,40 6,96 5,78 2 io10 , 2 А/см 15,0 2,0 21,0 6,0 3,7 4,9 34,0 13,6 22,0 5,6 3,2 3,7 5 відбутися його часткова кристалізація до 15-20 %. Нагрів до 673 К підвищує вміст кристалів на контактному і зовнішньому боках стрічки. Експозиція відпаленого зразка впродовж 180 хв. у магнітному полі 320 кА/м знижує ступінь кристалічності сплаву і вирівнює вміст кристалів на обох боках стрічки. Відстані між атомами першої та другої координаційної сфери збільшуються (табл. 2). Скорочення експозиції до 60 хв. в магнітному полі напруженістю 500 кА/м призводить до зміни значень r1 та r2 та зменшення ступеня кристалічності . Отже, дія магнітного поля нижче 500 кА/м збільшує експозицію і є недоцільною. Таблиця 2 Структурні параметри сплаву Co68,0Fe3,0Cr3,0Si17,0B9,0 вихідного (1), відпаленого 60 хв. при 673 К (2) і після відпалу витриманого 180 хв. у магнітному полі 320 кА/м (3) та витриманого 60 хв. у магнітному полі, 500 кА/м (4), визначені за функцією радіального розподілу Умови обробки 1 2 3 4 Бік конт. зовнішн. конт. зовнішн. конт. зовнішн. конт. зовнішн. r1, °A r2, °A r2/r1 , % Z Zсим. 2,42 2,39 2,46 2,50 2,60 2,64 2,60 2,58 3,78 4,41 4,45 4,63 4,52 4,61 4,60 4,60 1,56 1,84 1,81 1,85 1,73 1,74 1,76 1,78 1,0 18,5 19,8 18,5 11,5 12,2 10,5 9,8 10,3 9,8 10,5 10,3 10,5 10,7 10,7 10,8 11,5 10,7 10,9 10,8 11,8 12,6 11,1 11,4 7 60734 Приклад 3. Вплив на структуру аморфних металевих стрічок постійного паралельно та перпендикулярно спрямованого до стрічки магнітного поля вивчали також за допомогою рентгенівського порошкового дифрактометра ДРОН-3. На дифрактограмі (фіг., крива 1) вихідного зразка сплаву Co86,85Fe3,58Mn3,51Si2,82B3,24 після 24 годинного відпалу при 670 К з'являється гострий -1 пік, при S≈31,3 нм (фіг., крива 2). У випадку вихідного зразка пік відсутній, що свідчить про кристалізацію зразка під час його термообробки. Витримування у магнітному полі нагрітого попередньо зразка призводить до нівелювання гострого піку, а 8 гало на дифрактограмі набуває форми, подібної до вихідного (фіг.). Структурні зміни у сплаві, які зумовлені термічною дією, пов'язані з процесами релаксації, що супроводжуються зняттям залишкових напружень та зменшенням надлишкового вільного об'єму. Це зумовлює зміну деяких фізикохімічних властивостей сплавів таких, як структура, елементний склад приповерхневих шарів, антикорозійність, магнітом'які характеристики. Як видно з таблиці 3, дія магнітного поля на сплави, в яких термообробкою порушено первинні структурні характеристики, відновлює їх до вихідного стану. Таблиця 3 Структурні характеристики аморфних металевих сплавів, визначені методом дифрактометрії Сплав Cо73,6Fe3,2Mn3,2Si5,0B15,0 Fe78,5Ni1,0Mo0,5Si6,0B14,0 Со73,3(Fe,Ni,Mo,Mn)5,7(Si0,2B0,8)21,0 Вихідні Відпалені Перпендикулярне Паралельне зразки зразки Напруженість Тривалість МП, кА/м дії МП, хв.. , , -1 I (S) -1 I (S) I (S) I (S) , нм-1 , нм -1 нм нм 60 150 3,61 180 4,11 800 180 200 3,52 190 4,06 275 3,81 375 1,8З 60 377 1,82 368 2,02 360 1440 352 2,42 360 2,12 60 330 3,54 315 2,32 800 180 190 3,23 202 3,72 370 4,32 495 1,93 60 437 2,02 442 2,80 360 1440 285 3,15 412 3,60 60 220 4,0 200 3,31 260 4,0 328 2,53 800 180 164 3,45 150 3,50 Напруженість магнітного поля 360 кА/м є малоефективною навіть при 24-годинній експозиції зразків у магнітному полі. У результаті підвищення напруженості до 800 кА/м відновлення структурних особливостей аморфних металевих матеріалів, а також фізикохімічних властивостей вже після 60-ти хвилинної експозиції є достатнім. Причому активну дію проявляє поле перпендикулярне до горизонтальної осі виробу. 180 хвилинна експозиція зразків у маг нітному полі не покращує ефекту відновлення структурного стану зразків. Вищенаведені приклади доводять вплив постійного магнітного поля напруженістю 500÷800 кА/м на процеси рівномірної структуризації феромагнітних аморфних сплавів після відпалу і втрати однорідної кластерної структури, що підтверджує отримання передбачуваного технічного результату. 9 Комп’ютерна верстка А. Крижанівський 60734 Підписне 10 Тираж 24 прим. Міністерство освіти і науки України Державний департамент інтелектуальної власності, вул. Урицького, 45, м. Київ, МСП, 03680, Україна ДП “Український інститут промислової власності”, вул. Глазунова, 1, м. Київ – 42, 01601