CC BY
53
УДК 620.178.15
ЗАКОНОМЕРНОСТИ ЭВОЛЮЦИИ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ ЛАЗЕРНО-ОБРАБОТАННЫХ ОБЛАСТЕЙ АМОРФНО-НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКОГО МЕТАЛЛИЧЕСКОГО СПЛАВА В ЗАВИСИМОСТИ ОТ ИСХОДНОЙ СТРУКТУРЫ
© И.В. Ушаков, И.С. Сафронов
Ключевые слова: механические свойства; тонкая лента; нанокристаллический сплав; локальное нагружение; импульсная лазерная обработка; микротвердость; разрушение; микротрещины.
Экспериментально установлены закономерности эволюции механических свойств лазерно-обработанных областей тонких лент аморфно-нанокристаллических металлических сплавов, подвергнутых лазерной обработке. Обсуждена зависимость механических свойств лазерно-обработанных областей от исходной нанокристалличе-ской структуры. Экспериментально выявлена методика лазерной обработки, обеспечивающая повышение комплекса механических свойств тонкой ленты аморфно-нанокристаллического металлического сплава.
ВВЕДЕНИЕ
В последние годы широко используются различные методы получения аморфных и аморфно-нанокристал-лических материалов. Особое внимание уделяется аморфно-нанокристаллическим металлическим материалам, получаемым контролируемым отжигом из аморфных металлических сплавов. Такие материалы имеют уникальные эксплуатационные характеристики [1-4]. Однако комплекс их механических свойств не оптимален, кроме того, их структура и свойства могут быть нестабильны. Оптимизировать свойства аморфно-нанокристаллических материалов традиционными способами часто не удается, т. к. обработка может приводить к потере нанокристаллической структуры.
Среди механических свойств наноструктурных металлических сплавов необходимо отметить высокую твердость. Твердость материала представляет собой характеристику сопротивления материала пластической деформации при вдавливании в него более прочного материала. Твердость по Виккерсу, которая используется для характеристики наноматериалов, измеряется по глубине и диаметру отпечатка на поверхности после снятия нагрузки. Размер зерен материала в значительной степени определяет его микротвердость, которая (для традиционных материалов) описывается законом Холла-Петча [5]. Прежде всего, твердость нанокристаллического материала должна возрастать с уменьшением размера зерна. Вместе с тем, если материал состоит из наноразмерных зерен, большое значение может иметь межкристаллитное скольжение и скорость деформирования. Прочностные свойства наноматериала также могут определяться соотношением между пределом текучести и скоростью деформации. В случае аморфно-нанокристаллических материалов значение Иу может как увеличиваться с уменьшением размера зерна, так и возрастать, а в ряде случаев наблюдается немонотонная зависимость. Микротвердость может существенно меняться при рекристаллизации, при росте кристаллов, изменении химического состава
аморфной матрицы и пр. [4-7]. Увеличение микротвердости металлических наноматериалов при переходе в нанокристаллическое состояние может составлять 500-600 %. Пластичность является еще одним важным механическим свойством наноматериалов. При уменьшении размера зерна пластические свойства уменьшаются. В связи с этим высокая твердость многих аморф-но-нанокристаллических материалов сочетается с практически нулевой пластичностью. В литературе отсутствуют полные и непротиворечивые количественные описания указанных зависимостей, не выявлены закономерности появления пиковых значений Иу [5-7].
Из всех методов формирования свойств аморфно-нанокристаллических материалов следует выделить лазерную обработку, которая позволяет оптимизировать механические свойства аморфно-нанокристалли-ческого материала без потери наноструктурного состояния. Использование лазерного излучения обеспечивает возможность уникальной обработки, недостижимой другими методами. Лазерная обработка позволяет осуществлять локальный, контролируемый по времени и распределению температуры термический нагрев твердого материала, что может быть использовано для различных видов обработки [8, 9]. Существует возможность обеспечить концентрацию световой энергии в малых объемах и в малых промежутках времени. Импульсное лазерное воздействие также может сопровождаться формированием фазового перехода приповерхностного слоя аморфно-нанокристалличе-ского металлического сплава, лазерной плазмы и ударной волны, что является дополнительными факторами, влияющими на структуру и механические свойства материала [10].
Пластическое деформирование и разрушение наноструктурных материалов имеет свои особенности. Начиная с некоторых размеров, наличие дислокаций в кристаллитах наноматериалов становится маловероятным из-за выталкивающих воздействий со стороны сил изображения [7]. В связи с этим разрушение носит хрупкий характер. В наноматериалах ротационные
процессы и проскальзывание на границах зерен имеют большое значение. Наряду со сдвиговыми процессами, активно протекающими при размере зерен более 70 нм, имеет место разворот нанозерен, т. е. проявляются ротационные моды деформации, что является преобладающим при Ь < 30 нм [7]. По мере снижения размера зерна возникают кооперативные ротационные моды, разворачивающиеся зерна. Исследование деформации наноматериалов выявило наличие интеркристаллитного разрушения, т. е. распространения трещин по границам зерен. Переход от наноструктуры к более крупным зернам сопровождается транскристаллитным разрушением.
Экспериментально установлено, что при лазерной обработке серией импульсов лазерного излучения (т и « 15-20 нс) локальной области диаметром 200 мкм удается повысить комплекс механических свойств наноструктурного материала [10, 11]. Показана возможность одновременного повышения как микротвердости («1,5-2 раза), так и пластичности, что в частности проявлялось в торможении разрушения на границе зоны обработки [9]. Для совершенствования метода лазерной обработки наноструктурных материалов необходимо решить следующие задачи: выявить особенности влияния исходной наноструктуры на изменение механических свойств после лазерной обработки; определить закономерности воздействия наплава материала, вытесняемого из зоны облучения, на механические свойства границы области обработки; выявить зависимость такой структурно-чувствительной характеристики наноструктурного материала, как микротвердость, от расстояния до центра зоны лазерной обработки. Решение указанных задач и явилось целью данной работы.
МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА
Экспериментальные исследования выполнены на аморфном металлическом сплаве Со71,66Б4,73ре3,38Сг3,14 В117,09 (Ашинский металлургический завод). Образцы подвергали изотермическому отжигу в печи с выдержкой 10 мин. при температурах Готж = 873 К, Готж = 883 К, Тотж = 893 К, Тотж = 913 К, Тотж = 923 К, Тагк = 933 К (для перевода материала в аморфно-нанокристал-лическое состояние).
Рис. 1. Область обработки лазерным излучением. Обработка проводилась наложением округлых зон оплавления друг на друга с получением периодичности наплава материала как внутри зоны обработки лазером, так и на границе
Рентгеноструктурные исследования проводили на дифрактометре ДРОН-2. Использовали оптический квантовый генератор ELS-01 (LotisTII). Технические характеристики: X = 1064 нм, энергия импульса излучения 50-100 мДж, т и 15-20 нс, диаметр пятна на поверхности непрозрачных материалов 50-500 мкм, частота следования импульсов 50 Гц.
Отожженные образцы наносили на полимерную подложку с металлическим основанием. Микротвердость подложки «3,6-108 Па. Методика подготовки образцов и механических испытаний подробно описана в [12]. Механические испытания образцов осуществляли на микротвердомере ПМТ-3. Испытания локальным нагружением пирамидкой Виккерса проводили в облученных участках, на границе между исходным и облученным материалом, а также на расстоянии до 800 мкм от центра облученной зоны. Разрушение инициировали за счет нагружения пирамидкой Виккерса с нагрузкой 2,94 Н.
Обработка наносекундным лазерным импульсом приводит к формированию округлого участка с оплавленной поверхностью. Движение облучаемого образца со скоростью 10-2 м/с приводило к наложению лазерно-обработанных округлых областей друг на друга с образованием характерной полосы, ширина которой составляла «480 мкм (рис. 1).
ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ
Экспериментально установлено, что исходная наноструктура влияет на вид зависимостей микротвердости от расстояния до центра зоны лазерной обработки. Особенности наноструктуры, в свою очередь, определяются температурой предварительного отжига.
Зависимость изменения микротвердости от температуры предварительного отжига образцов имеет сложный характер (рис. 2-3). Микротвердость материала на расстоянии «550 мкм и более от границы зоны облучения соответствует микротвердости необработанного материала. Наибольшее значение микротвердости наблюдается при температуре 873 К на расстоянии от центра зоны обработки лазером 240 мкм. С повышением температуры до 893 К микротвердость снижается и имеет наибольшее значение на исходном отожженном материале (рис. 2). При этом высокое значение микротвердости в центре полосы лазерной обработки выявляется при температурах отжига 873 и 883 К. Максимальное значение микротвердости в центре полосы лазерной обработки имеют образцы, отожженные при Тотж = 873 К (образцы с минимальной температурой отжига).
При температуре Тотж = 923 К микротвердость материала имеет минимальное значение на краю полосы лазерной обработки, а максимальное - на расстоянии 350 мкм от центра (рис. 3). При температуре Тотж = = 933 К зависимость микротвердости от расстояния изменяется: наибольшее значение микротвердость материала имеет на краю зоны лазерной обработки, в центре имеет минимальное значение.
Полученные зависимости необходимо сопоставить с данными рентгеноструктурного анализа, полученными на образцах аморфного металлического сплава Со7166Б473Ре3,38Сг3,148117,09, отожженных в интервале
Рис. 2. Зависимости микротвердости образцов от расстояния до центра зоны обработки для различных температур печного отжига: • - Тотж = 873 К; А - Тотж = 883 К; ♦ - Тотж = 893 К
Рис. 3. Зависимости микротвердости образцов от расстояния до центра зоны обработки для различных температур печного отжига: ♦ - Тотж = 913 К; ▲ - Тотж = 923 К; • - Тотж = 933 К
температур 538-1183 К. В работе [6] рентгенограммы были разделены на 4 группы, относящиеся к интервалам температур отжига 538-718 К, 748-823 К, 838943 К и 973-1183 К. Образцы первой группы являются рентгеноаморфными. Размеры областей когерентного рассеяния для второй и третьей групп рентгенограмм оценивали по уширению дифракционных максимумов [13]. Их средний размер составил 30-50 нм. Таким образом, материал в температурном интервале 748943 К является аморфно-нанокристаллическим [6]. В данной работе температуры отжига были выбраны таким образом, чтобы все исследуемые образцы имели нанокристаллическую структуру, соответствующую третьей группе рентгенограмм. В пределах каждой
группы рентгенограммы незначительно меняются, что неизбежно сопровождается как процессами рекристаллизации, так и процессами изменения химического состава аморфной матрицы [3, 5].
Эволюция механических свойств образцов, подвергнутых идентичным режимам лазерной обработки, зависит от температуры отжига. Учитывая, что рентгенограммы образцов не претерпевают существенных изменений, можно заключить, что эволюция механических свойств в результате лазерной обработки зависит от химического состава аморфной матрицы, который меняется с изменением температуры отжига от 873 до 933 К.
Исходная структура влияет на особенности эволюции механических свойств материала как в областях, граничащих с областью обработки и подвергаемых кратковременному нагреву, так и внутри области обработки, где материал подвергается плавлению. Влияние исходной структуры на центральные области зоны обработки, вероятно, обусловлено быстрым протеканием нагрева и охлаждения, когда исходная аморфно-нанокристаллическая структура с ее неравномерным распределением компонентов сплава влияет на особенности затвердевания расплава, образованного в зоне лазерного воздействия.
Минимальное значение микротвердости в центральных областях полосы отжига свидетельствует об изменении структуры материала. Материал в зоне облучения плавится, а структура затвердевающего материала может быть как аморфной, так и кристаллической и определяется условиями теплоотвода [9], которые различаются для центральных и приграничных участков области обработки. Пластичность как кристаллического, так и аморфного сплава на порядок выше, чем исследуемого аморфно-нанокристалли-ческого (максимальную микротвердость исследуемый материал имеет в нанокристаллическом состоянии [6]). На основании анализа микрофотографий локального нагружения пирамидкой Виккерса, с формированием свойственных аморфному сплаву линий сдвига, можно сделать заключение, что в результате лазерной обработки материал в центре облученной области стал аморфным. Потеря наноструктурного состояния материала в центральных областях зоны лазерной обработки за счет его аморфизации обеспечивает повышение пластических свойств.
В случае высоких температур печного отжига (Тотж = 923 К) локальный максимум микротвердости соответствует третьей точке на графике (рис. 3) (граница зоны лазерной обработки - третья точка). Увеличение микротвердости на данном участке может быть связано с явлениями преимущественного (селективного) воздействия температуры и шокового давления (до 100 Кбар), оказываемого плазмой оптического пробоя на микропоры в поверхностном слое материала [14]. Воздействие плазмы приводит к уменьшению числа пор и их размеров, в результате чего возрастает как микротвердость материала, так и его пластические свойства.
Важным фактором повышения энергоемкости разрушения границы зоны облучения является нанесение вытесняемого расплавленного материала из зоны облучения на пограничные области исходного нанокри-сталлического материала. При этом получается композит из пластичного поверхностного слоя и твердого, но хрупкого исходного материала. Повышение энергоемкости разрушения в приграничных областях облученного материала сочетается с сохранением высокой микротвердости. Таким образом, оптимизировать комплекс механических характеристик образца возможно путем лазерной обработки большого количества перекрывающихся локальных областей с размерами 300400 мкм.
Некоторая часть лазерно-обработанного материала в центре области обработки может терять нанокри-сталлическую структуру, однако при практическом использовании наноструктурных материалов снижение
30 мкм
Рис. 4. Место нагружения пирамидкой Виккерса на границе облученного и исходного материала. Белой стрелкой показана микротрещина, тормозящая свое развитие за пределами зоны лазерной обработки. Черной стрелкой указана граница зоны обработки лазерным излучением
доли нанокристаллического материала на несколько процентов и более обычно не является препятствием для их практического использования.
Для определения характера разрушения нагрузку увеличивали с 0,98 до 2,94 Н. Локальное нагружение пирамидкой Виккерса проводили непосредственно в зоне облучения, на границе между облученным и исходным материалом и на расстоянии до 800 мкм от центра облученной зоны.
Установлено, что возникновение линий сдвига при индентировании наблюдается преимущественно в центре зоны лазерной обработки. Линий сдвига при ин-дентировании границы облученной зоны не наблюдается (рис. 4). Микротрещины тормозят развитие вблизи границы зоны лазерной обработки. Развитой системы трещин и хрупкого разрушения не наблюдается.
Увеличение нагрузки на индентор в несколько раз при испытании области лазерной обработки и ее границы с исходным материалом не вызывает образования макротрещин. Растущие трещины теряют свою энергию при взаимодействии с пластическим материалом, образовавшимся в результате оплавления поверхности образца лазерными импульсами.
Торможение трещин вблизи границы зоны облучения возможно как в облученном, так и в исходном материале (рис. 4). Это подтверждает отмеченную ранее возможность селективного воздействия лазерной плазмы на некоторые дефекты материала [10] (поры, концентраторы механических напряжений), расположенные в приграничных областях.
В результате индентирования поверхности исходного аморфно-нанокристаллического металлического сплава, удаленного от области обработки на 550 мкм и более, формируется хрупкое разрушение (рис. 5). Трещины преимущественно ориентированы параллельно граням индентора и образуют фигуры, схожие с вложенными квадратами или полуокружностями, что характерно для разрушения аморфно-нанокристалли-ческого сплава при индентировании на подложках. В данной области возможно формирование обширных областей хрупкого разрушения.
Рис. 5. Характерное разрушение вокруг места нагружения пирамидкой Виккерса исходного материала для температуры печного отжига 933 К. Стрелкой показана одна из кольцевых трещин, возникшая в результате прогиба композита образец-подложка в результате вдавливания индентора
Механические свойства, сформированные при обработке движущего образца, отличаются от механических свойств, сформированных обработкой серией лазерных импульсов одной области (диаметр области обработки 200 мкм), когда формируется существенно больший наплав материала по границам области обработки [15]. Как следствие, микротвердость границы области обработки повышалась в 1,5-2 раза с одновременным увеличением энергоемкости разрушения, что в частности проявлялось в торможении трещин пересекающих границу области облучения [10]. В то же время лазерное облучение движущегося образца с формированием обработанной полосы позволяет оптимизировать механические свойства больших площадей.
ВЫВОДЫ
1. В условиях использования идентичных режимов лазерной обработки эволюция механических свойств определяется исходной нанокристаллической структурой и химическим составом аморфной матрицы. Особенности наноструктуры оказывают влияние на закономерности эволюции свойств материала как в областях, граничащих с областью обработки и подвергаемых кратковременному нагреву, так и внутри области обработки, где материал подвергается плавлению. Влияние исходной структуры на изменение свойств материала в центральных областях зоны обработки обусловлено быстрым протеканием нагрева и охлаждения. В указанных условиях исходная аморфно-нано-кристаллическая структура с ее неравномерным распределением компонентов может влиять на особенности затвердевания расплава.
2. Комплекс механических свойств тонкой ленты многокомпонентного аморфно-нанокристаллического металлического сплава возможно улучшить за счет обработки серией наносекундных лазерных импульсов.
3. Наплав материала, выдавливаемого из области воздействия лазерного излучения на приграничные области, приводит к формированию «композиционной
структуры», состоящей из пластичного рекристаллизо-вавшегося наплава и твердого, но хрупкого исходного наноструктурного материала. Таким образом, одновременное повышение микротвердости и энергоемкости разрушения вблизи границы зоны лазерной обработки является следствием двух процессов: избирательного воздействия лазерной плазмы на дефекты в наноструктурном материале и создания «композиционной структуры».
ЛИТЕРАТУРА
1. Ушаков И.В. Импульсная лазерная обработка материалов, содержащих неоднородные нано- и микрообласти // Тяжелое машиностроение. 2010. № 8. С. 34-37.
2. Гусев А.И., Ремпель А.А. Нанокристаллические материалы. М.: Физматлит, 2000. 224 с.
3. Абросимова Г.Е., Аронин А.С., Игнатьева Е.Ю. Метастабильная фаза, образующаяся при кристаллизации аморфного сплава N170M010P20 // ФТТ. 2006. Т. 48. № 1. С. 114-119.
4. Суздалев И.П. Нанотехнология: Физико-химия нанокластеров, наноструктур и наноматериалов. 2-е изд., испр. М.: Книжный дом «ЛИБРОКОМ», 2009. 592 с.
5. Абросимова Г.Е. Эволюция структуры аморфных сплавов // УФН. 2011. Т. 181. № 12. С. 1265-1281.
6. Kalabushkin A.E., Ushakov I.V., Polikarpov V.M., Titovets Y.F. Revealing of qualitative correlation between mechanical properties and structure of amorphous-nanocrystalline metallic alloy 82K3XCP by microindentation on substrates and X-ray powder diffraction // Proc. SPIE. 2007. V. 6597. P. 65970P1-65970P6.
7. Андриевский Р.А., Глезер А.М. Размерные эффекты в нанокристал-лических материалах. II. Механические и физические свойства // Физика металлов и металловедение. 2000. Т. 89. № 1. С. 91-112.
8. Ушаков И.В. Закономерности локального деформирования и разрушения тонких лент металлического стекла 82К3ХСР при импульсной лазерной обработке // Физика и химия обработки материалов. 2006. № 5. С. 24-28.
9. Садовский В.Д., Счастливцев В.М., Табачникова Т.И., Яковлева И.Л. Лазерный нагрев и структура стали. Свердловск: УрО АН СССР, 1989. 100 с.
10. Ушаков И.В., Сафронов И.С. Модифицирование механических свойств тонкой пленки аморфно-нанокристаллического металлического сплава серией наносекундных лазерных импульсов // ГИАБ. 2012. № 6. С. 148-153.
11. Ушаков И.В., Поликарпов В.М. Механические испытания тонких лент металлического стекла инденторами различной геометрической формы // Заводская лаборатория. Диагностика материалов. 2007. Т. 69. № 7. С. 43-47.
12. Русаков А.А. Рентгенография металлов. М.: Атомиздат, 1977. 480 с.
13. Бетехтин В.И., Глезер А.М., Кадомцев А.Г., Кипяткова А.Ю. Избыточный свободный объем и механические свойства аморфных сплавов // ФТТ. 1998. Т. 40. № 1. С.85-89.
14. Ушаков И.В., Сафронов И.С., Людчик О.Р. Деформирование и разрушение наноструктурного материала на границе области лазерной обработки // Деформация и разрушение материалов и наноматериалов (DFMN, 2011): труды 4 междунар. конф М., 2011. С. 500-502.
Поступила в редакцию 5 октября 2012 г.
Ushakov I.V., Safronov I.S. DEPENDENCES OF MECHANICAL PROPERTIES EVOLUTION OF LASER-TREATED AREAS OF AMORPHOUS-NANOCRYSTALLINE ALLOY FROM INITIAL STRUCTURE
The regularities of mechanical properties evolution of laser-treated areas of thin bands of amorphous-nanocrystalline alloy after laser treatment are experimentally revealed. The dependences of mechanical properties of laser-treated areas from initial structure were discussed. Method of laser treatment for optimization of mechanical properties of thin band of amorphous-nanocrystalline alloy was experimentally determined.
Key words: mechanical properties; thin band; nanocrystalline alloy; local loading; impulse laser treatment; microhardness; destruction; micro-cracks.
